EP0805223B1 - Heat treatment process for nickel base superalloy material - Google Patents

Description

Technical field

The invention relates to a heat treatment process for material bodies Nickel-based superalloys according to the preamble of the first claim.

State of the art

Such heat treatment methods for material bodies made of nickel-based superalloys are known from US 4,643,782. There, nickel-based superalloys with the trade name "CMSX" are described, from which single-crystal components can be produced using the casting process, in particular blades for gas turbines. Such a nickel-based superalloy with the designation "CMSX-4" essentially consists of (in% by weight): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3 -6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, balance nickel.
According to US Pat. No. 4,643,782, these nickel-based superalloys are subjected to a heat treatment in order to dissolve the γ'-phase and the γ / γ'-eutectic and to produce regular γ'-precipitates in an aging process.

Excessive stresses in the casting process between the mold and the casting can however, after solution casting of the cast parts to uncontrollable recrystallizations come, which leads to high reject rates in production. Furthermore, due to the low cooling rates in the single-crystal casting process a rough y 'structure in the casting compared to conventional castings. The Dentritic segregation in the single crystal casting process is also stronger, too leads to deeper phase stability. That is why a good diffusion annealing treatment needed so that during use, i.e. aging, the Single crystal casting no brittle phases can be excreted.

Presentation of the invention

The invention has for its object in a heat treatment process for material bodies made of nickel-based superalloys of the aforementioned It is a way of creating a homogeneous, stable structure with a high creep and fatigue strength and has good aging properties.

According to the invention, this is achieved by the features of the first claim.

The essence of the invention is therefore that the heat treatment of the material body includes the following steps: annealing at 850 ° C to 1100 ° C, heating to 1200 ° C, heat from 1200 ° C to 1300 ° C with a heating rate lower equal to 1 ° C / min, a multi-stage homogenization and solution process a temperature of 1300 ° C ≤ T ≤ 1315 ° C.

The advantages of the invention can be seen, inter alia, in that Process sources of dislocation closed and thus the generation of further Dislocations are prevented. Further recrystallization takes place during the heating process avoided and the annihilation of the transfer network forced. The multi-stage homogenization and solution process creates one very good homogenization of the material body. The remaining eutectic from 1 to 4 vol.% is sufficient around the grain boundaries of recrystallization grains pin.

Further advantageous embodiments of the invention result from the subclaims.

Brief description of the drawing

Fig. 1

eine Legierungsstruktur nach dem Homogenisierungs- und Lösungsprozess entsprechend dem erfindungsgemässen Wärmebehandlungsverfahren;

Fig. 2

durch Partikel des Resteutektikums gepinnte Rekristallisations-Korngrenzen;

Fig. 3

nadelförmige Ausscheidungen einer spröden, Re-Cr-reichen Phase, die Probe wurde bei Temperaturen unterhalb 1300°C lösungsgeglüht;

Fig. 4

eine schematische Darstellung eines erfindungsgemässen Wärmebehandlungsverfahren für eine einkristalline Schaufel.

The drawings show micrographs of heat-treated samples of the alloy "CMSX-4" and a heat treatment process.
Show it:

Fig. 1

an alloy structure after the homogenization and dissolution process according to the heat treatment process according to the invention;

Fig. 2

recrystallization grain boundaries pinned by particles of the residual eutectic;

Fig. 3

needle-shaped precipitates of a brittle, Re-Cr-rich phase, the sample was solution-annealed at temperatures below 1300 ° C;

Fig. 4

is a schematic representation of a heat treatment method according to the invention for a single-crystalline blade.

Way of carrying out the invention

a) Die einkristalline Schaufel wurde während mindestens 2 Stunden bei 850 bis 1100°C spannungsarm geglüht, vorzugsweise während 1 bis 4 Stunden bei 930 bis 970°C, insbesondere bei etwa 950°C, und während 2 bis 20 Stunden bei 1030 bis 1070°C, insbesondere bei etwa 1050°C. Die treibende Kraft von Rekristallisationsvorgängen sind Versetzungen, falls die Versetzungsdichte den kritischen Wert überschreitet. Das obenbeschriebene Spannungsarmglühen hat zum Ziel, Versetzungsquellen (wie beispielsweise Frank-Read-Quellen oder Eigenspannungskonzentrationen) zu schliessen, um die Erzeugung von weiteren Versetzungen zu verhindern. Dies ist nötig, um eine Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes im nachfolgenden Wärmebehandlungsschritt c) zu ermöglichen.
Das Spannungsarmglühen alleine reicht jedoch nicht aus, um eine Rekristallisation zu vermeiden, wenn die lokale Verformung im Material 3% überschreitet (Tabelle 1).

b) Danach wurde die einkristalline Schaufel auf 1200°C, mit einer Aufheizrate von 2 bis 20°C/min erhitzt, vorzugsweise beträgt die Aufheizrate 5°C/min.

c) Nachfolgend wurde die einkristalline Schaufel über die γ' Soliduskurve, d.h. von 1200 auf 1300°C mit einer Aufheizrate von weniger als 1°C/min erhitzt, vorzugsweise beträgt die Aufheizrate 0.5°C/min, mit dem Ziel einer Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes bevor die γ'-Phase aufgelöst wird. Unterhalb einer Temperatur von 1200°C wird die Versetzungsbewegung durch die γ'-Partikel behindert und eine Rekristallisation ist unmöglich. Bei höheren Temperaturen, wenn die γ'-Phase gelöst wird, d.h. bei 1200 bis 1300°C für CMSX-4, stehen sich Rekristallisation von Körnern in den Gebieten mit den grössten Versetzungsdichten und Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes aufgrund der Bewegung der Versetzungen in Konkurrenz gegenüber. Mit einer geringen Aufheizrate von weniger als 1°C/min gewinnt die Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes aufgrund der Versetzungsbewegung Oberhand. Die Versuche haben gezeigt, dass bei höheren Aufheizraten die Rekristallisation bereits während des Aufheizprozesses beginnt.
Wird nur eine geringe Aufheizrate angewendet, d.h. wird das Spannungsarmglühen nach a) und der nachfolgende Wärmebehandlungsschritt d) weggelassen, tritt jedoch Rekristallisation auf, wenn die lokale Verformung im Material 3.5% überschreitet (Tabelle 1).

d) Danach folgt ein mehrstufiger Prozess im Temperaturbereich von 1300°C ≤ T ≤ 1315°C um die roh gegossene γ'-Phase zu homogenisieren und lösen, kombiniert mit einem Rest-Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-%. In Fig. 1 ist die homogenisierte und gelöste γ'-Phase mit Partikeln aus Resteutektikum abgebildet.
Dieser Homogenisierungs- und Lösungsprozess erfolgt vorzugsweise mit zwei Schritten: Glühen bei etwa 1300°C während etwa 2 Stunden und anschliessend bei etwa 1310°C während 6 bis 12 Stunden. Das Wachstum von neuen Körnern während dem Lösungsglühen kann durch Partikel des verbleibende Eutektikums, durch die Temperatur und die Lösungszeit behindert werden. In der Fig. 2 ist eine durch das Resteutektikum gepinnte Korngrenze eines Rekristallisationskornes abgebildet. In der Tabelle 2 ist das erfindungsgemässe Wärmebehandlungsverfahren dem Verfahren nach US 4,643,782 gegenübergestellt. In den nach der US 4,643,782 hergestellten Proben entsteht ein verbleibendes Eutektikum von 7 bis 8% und Rekristallisationskörnern von sehr kleinem Durchmesser (≈0.5mm). Durch das Lösungsglühen bei Temperaturen unterhalb 1300°C entsteht bei der Alterung oder der Benützung dieser Proben bei 1050°C jedoch eine spröde, Re-Cr-reiche Ausscheidung. In der Fig. 3 sind diese nadelförmigen, Re-Cr-reichen Ausscheidungen dargestellt. Diese spröde Ausscheidung hat schlechte Kriech- sowie Ermüdungseigenschaften zur Folge. Durch die Partikel des verbleibenden Eutektikums werden die Korngrenzen der Rekristallisationskörner gepinnt und so am Wachstum gehindert. Die üblicherweise an der Oberfläche der Probekörper entstehenden Rekristallisations-Kömer können während der Bearbeitung der Schaufeln abgetragen werden. Bei Schaufeln können die innerhalb der Schaufel, beispielsweise an den Kühlkanälen, auftretenden Rekristallisations-Körner vernachlässigt werden, da dort keine hohen Spannungen auftreten.Mit der erfindungsgemässen Wärmebehandlung zwischen 1300°C ≤ T ≤ 1315°C wird eine geringe Versetzungsdichte, erzeugt durch das Spannungsarmglühen sowie den Annihilations-Prozess, viel weniger verbleibendes Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-% und eine viel bessere Homogenisierung erreicht. Aufgrund des vorgenannten kann durch viel weniger verbleibendes Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-% der gleiche Pinning-Effekt der Korngrenzen der Rekristallisationskömer erzielt werden, bei einer viel bessseren Homogenisation des Restkörpers.Bei einem Lösungsglühprozess oberhalb 1315°C würde das gesamte γ'-Eutektikum gelöst, gefolgt von einer Rekristallisation der Komponenten, ohne einer Behinderung des Komwachstumes.

e) Danach wird die einkristalline Schaufel mit einem Strom aus Argon abgeschreckt.

Monocrystalline castings, in particular blades, for gas turbines were produced from the above-mentioned alloy "CMSX-4". The castings were subjected to the following heat treatment process:

a) The single-crystalline blade was annealed for at least 2 hours at 850 to 1100 ° C, preferably for 1 to 4 hours at 930 to 970 ° C, in particular at about 950 ° C, and for 2 to 20 hours at 1030 to 1070 ° C, especially at about 1050 ° C. Dislocations are driven by recrystallization processes if the dislocation density exceeds the critical value. The aim of the stress relief annealing described above is to close displacement sources (such as Frank read sources or residual stress concentrations) in order to prevent the generation of further displacements. This is necessary in order to enable annihilation of the dislocation network in the subsequent heat treatment step c).
Stress relieving alone is not sufficient to avoid recrystallization if the local deformation in the material exceeds 3% (Table 1).

b) The single-crystalline blade was then heated to 1200 ° C. with a heating rate of 2 to 20 ° C./min, preferably the heating rate is 5 ° C./min.

c) Subsequently, the single-crystal blade was heated via the γ 'solidus curve, ie from 1200 to 1300 ° C with a heating rate of less than 1 ° C / min, preferably the heating rate is 0.5 ° C / min, with the aim of annihilating the dislocation Network before the γ'-phase is resolved. Below a temperature of 1200 ° C the dislocation movement is hindered by the γ'-particles and recrystallization is impossible. At higher temperatures when the γ'-phase is dissolved, ie at 1200 to 1300 ° C for CMSX-4, recrystallization of grains in the areas with the highest dislocation densities and annihilation of the dislocation network compete due to the movement of the dislocations across from. With a low heating rate of less than 1 ° C / min, the annihilation of the dislocation network gains the upper hand due to the dislocation movement. The tests have shown that at higher heating rates, recrystallization begins during the heating process.
If only a low heating rate is used, ie the stress relief annealing according to a) and the subsequent heat treatment step d) are omitted, however, recrystallization occurs if the local deformation in the material exceeds 3.5% (Table 1).

d) This is followed by a multi-stage process in the temperature range of 1300 ° C ≤ T ≤ 1315 ° C to homogenize and dissolve the raw cast γ'-phase, combined with a residual eutectic of 1 to 4% by volume. 1 shows the homogenized and dissolved γ'-phase with particles from the residual eutectic.
This homogenization and dissolving process is preferably carried out in two steps: annealing at about 1300 ° C. for about 2 hours and then at about 1310 ° C. for 6 to 12 hours. The growth of new grains during solution annealing can be hindered by particles of the remaining eutectic, temperature and dissolution time. FIG. 2 shows a grain boundary of a recrystallization grain pinned by the residual eutectic. Table 2 compares the heat treatment method according to the invention with the method according to US 4,643,782. In the samples produced according to US 4,643,782, a remaining eutectic of 7 to 8% and recrystallization grains of very small diameter (≈0.5mm) are formed. Solution annealing at temperatures below 1300 ° C results in a brittle, Re-Cr-rich precipitate when these samples are aged or used at 1050 ° C. 3 shows these needle-shaped, Re-Cr-rich precipitates. This brittle excretion results in poor creep and fatigue properties. The grain boundaries of the recrystallization grains are pinned by the particles of the remaining eutectic and thus prevented from growing. The recrystallization grains usually formed on the surface of the test specimens can be removed during the machining of the blades. In the case of blades, the recrystallization grains that occur within the blade, for example on the cooling channels, can be neglected, since there are no high stresses there as well as the annihilation process, much less remaining eutectic of 1 to 4% by volume and a much better homogenization. Due to the aforementioned, the same pinning effect of the grain boundaries of the recrystallization grains can be achieved by much less remaining eutectic of 1 to 4% by volume, with a much better homogenization of the residual body. With a solution annealing process above 1315 ° C, the entire Eutectic dissolved, followed by recrystallization of the components without obstructing coma growth.

e) The single-crystal blade is then quenched with a stream of argon.

4 schematically shows a particularly advantageous embodiment of the inventive Heat treatment process represented by the time t against the temperature T is plotted. The single-crystal blade is made with a Heating rate R1 = 10 ° C / min heated to a temperature T1 = 950 ° C and held at T1 for 1-4 hours. Then the single crystal Shovel with a heating rate R2 = 10 ° C / min to a temperature T2 = 1050 ° C heated and held at T2 for 2 - 20 hours. Subsequently the single-crystalline blade with a heating rate R3 = 10 ° C / min heated to a temperature T3 = 1200 ° C. The single crystalline shovel is now with a heating rate R4 = 0.5 ° C / min to a temperature T4 = Heated at 1300 ° C and held at T4 for 2 hours. Then the single crystal Blade heated to a temperature T5 = 1310 ° C and at T5 during Hold for 6 - 12 hours and then quenched with a stream of argon.

Eigenschaften von sandgestrahlten Proben nach verschiedenen Lösungsbehandlungen und Alterung bei 1050°C Wärmebehandlung von Nach US 4,643,782 bei Erfindungsgemäss bei CMSX-4 Proben T<1300°C T>1300°C Rekristallisation keine keine spröde Ausscheidungen nach Nadeln (Re-Cr-reich) keine 1000h bei 1050°C > 3 Vol.-% Zeit bis 1% Kriechen bei 34 51 1000°C/260 MPa in h LCF Test (Ermüdung bei Δε_tot = 0.8 Δε_tot = 1.0 niedriger Lastspielzahl): Totale Dehnungsamplitude in % bei 1000°C, 6%/min, Ni_2%=3000 Zyklen Of course, the invention is not limited to the exemplary embodiment shown and described. The heat treatment process described above can also be applied to other nickel-based superalloys with a similar solidus line, melting temperature and γ'-solution temperature.

Properties of sandblasted samples after various solution treatments and aging at 1050 ° C Heat treatment of According to US 4,643,782 According to the invention at CMSX-4 samples T <1300 ° C T> 1300 ° C Recrystallization no no brittle excretions after Needles (Re-Cr-rich) no 1000h at 1050 ° C > 3 vol% Time to creep up to 1% 34 51 1000 ° C / 260 MPa in h LCF test (fatigue at Δε _tot = 0.8 Δε _tot = 1.0 low number of load cycles): Total strain amplitude in% at 1000 ° C, 6% / min, Ni _2% = 3000 cycles

Claims (7)

1. Heat treatment process for material bodies made of nickel base superalloys, in particular for monocrystals made of nickel base superalloys, characterized in that the heat treatment of the material body comprises the following steps: annealing at 850°C to 1100°C, heating to 1200°C, heating from 1200°C to 1300°C at a heat-up rate of less than or equal to 1°C/min, and a multistage homogenization and dissolution process at a temperature of 1300°C ≤ T ≤ 1315°C.
2. Heat treatment process according to Claim 1, characterized in that annealing is carried out at a temperature of 930°C ≤ T ≤ 970°C for 1 to 4 hours and at a temperature of 1030°C ≤ T ≤ 1070°C for 2 to 20 hours.
3. Heat treatment process according to Claim 1 or 2, characterized in that annealing is carried out at a temperature of about 950°C for 1 to 4 hours and at a temperature of about 1050°C for 2 to 20 hours.
4. Heat treatment process according to Claim 1, characterized in that the body is heated from 1200°C to 1300°C at a heat-up rate of about 0.5°C/min.
5. Heat treatment process according to claim 1, characterized in that the homogenization and dissolution process comprises: annealing at about 1300°C for about 2 hours and then at about 1310°C for 6 to 12 hours.
6. Heat treatment process according to one of the preceding claims, characterized in that a material body is heat treated which is essentially composed of (in % by weight): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, remainder nickel.
7. Heat treatment process according to one of Claims 1 to 5, characterized in that a material body is heat treated which has an approximately identical solidus line, melting temperature and γ' dissolution temperature as a material body which is essentially composed of (in % by weight): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, remainder nickel.

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