EP1568795A1 - Hitzebeständige Superlegierung und ihre Verwendung - Google Patents

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EP1568795A1
EP1568795A1 EP04024768A EP04024768A EP1568795A1 EP 1568795 A1 EP1568795 A1 EP 1568795A1 EP 04024768 A EP04024768 A EP 04024768A EP 04024768 A EP04024768 A EP 04024768A EP 1568795 A1 EP1568795 A1 EP 1568795A1
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EP
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weight
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hafnium
aluminum
alloy
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EP04024768A
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Gerald Schall
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BorgWarner Inc
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BorgWarner Inc
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Publication date
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    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
    • F05C2203/00—Non-metallic inorganic materials
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds

Definitions

  • the present invention relates to a heat-resistant superalloy, in particular on such a nickel-based.
  • Such alloys are used in turbines for the various components, but also used for other purposes, for example for parts of ovens and appliances to be installed in ovens.
  • the invention relates also on a special use of this superalloy.
  • alloys for similar purposes are known in numerous forms, such as from U.S. Pat. Patent Nos. 3,466,171; 4,236,921 or 5,439,640.
  • On The market also has the name MAR 247 LC on the market Alloy is especially for achieving higher vibration resistance on turbine wheels used and consists of eleven elements, including a large proportion of Cobalt, but also a relatively large proportion of tantalum and hafnium is located. This makes This alloy is relatively inexpensive.
  • this alloy has no cobalt and only small amounts of tantalum and Hafnium and is therefore cheaper than before. It allows a directional Solidification, is resistant to breaking the grain boundaries during casting, is Also suitable for thin wall thicknesses and shows - compared to the prior art - an improved carbide microstructure, improved carbide stability, and - as well especially important - a relatively high ductility. This should include the traces of tantalum in any case less than 2% by weight, preferably less than 1.5% by weight, in particular less than 1 Wt .-%.
  • the ⁇ '-formation Ni3 is due to the proportions of aluminum and titanium, which preferably together make up a proportion of> 7 wt .-%.
  • the proportion of aluminum serves a dual purpose, namely on the one hand to form the ⁇ '-phase of nickel and on the other hand to obtain a long-term corrosion protection, because it forms a protective layer of Al 2 O 3 on the surface, which at high temperatures, in particular of the Turbocharger of a turbocharger driving exhaust gas, is particularly effective.
  • the elements Ti, Nb and Al are responsible for the precipitation hardening and the intermetallic compound, the latter being particularly dense in the alloy according to the invention. These three elements together should therefore preferably together have a content greater than 9.5 wt .-%.
  • the precipitation hardening achieves a higher level of nominal strength, so that the material matrix has to endure less plastic than elastic thermodynamic oscillation amplitudes and thus also achieves a higher resistance to vibration.
  • the general microstructural effect of the invention is only small Ti content is the size of the formation of eutectic needles (dendrites) of the reduced ⁇ / ⁇ '-phases and the volume fraction in the eutectic. This, in turn, is very significant for the reduction of grain boundary fractures.
  • hafnium and lanthanum contribute to this.
  • hafnium and lanthanum which in this case has a multiple and synergetic function
  • the content of hafnium and lanthanum together amounts to a maximum of 0.7% by weight.
  • the lanthanum content will be at least 0.0035 wt .-% and will advantageously not exceed 0.015 wt .-%, preferably not more than 0.01 wt .-%.
  • the hafnium content should be at least 0.3% by weight and advantageously at most 0.7% by weight, preferably at most 0.6% by weight.
  • Elements B and Zr improve creep resistance, creep rupture strength and creep resistance Ductility (to which several elements of this alloy contribute) by grain boundary cohesion. Both elements prevent the formation of carbide films on the grain boundaries. However, these elements are only to be introduced in such tracks to the grain boundaries saturate. Therefore, it is preferable that the content of boron is between 0.01 and 0.035 Wt .-% and / or the content of zirconium is between 0.02 and 0.08 wt .-%.
  • the element niobium is the aluminum in Substituted the ⁇ 'phase and thereby increases the ⁇ ' portion in a desired manner. Now it will but the fatigue at low duty cycle ("low-cycle fatigue") is greatly affected by the fineness the ⁇ '-phase, and it is now the element niobium, which is a ⁇ '-coarsening counteracts very effectively. For this purpose, this element plays in the matrix according to the invention also the role of a Mischkristalltruckners.
  • FIG. 1 shows a microsection of an alloy according to Example 1 discussed later.
  • the surface of the alloy with the corrosion-protective Al 2 O 3 layer is not visible in this figure.
  • the ⁇ '-phase which in dense almost oblong hexagonal crystallites with surprisingly low mutual dislocation and directional solidification for an extremely high strength and low fatigue at low cycle fatigue (“low-cycle fatigue) ensured Breaking grain boundaries during casting and is also suitable for thin wall thicknesses, as they are particularly required for the rotor blades of turbine rotors, in particular a high-temperature turbine as in a turbocharger.Eutectic needles (dendrites) of ⁇ / ⁇ '-phase are in not recognizable at all in this picture.
  • the grain boundaries show edges which can be seen more clearly from FIG (10 times magnification), just as thin a layer of predominantly titanium, tantalum, Hafnium and lanthanum, that - as can be seen - the grain surface is just covered.
  • This has two major advantages, on the one hand, the proportion of the latter, expensive Elements are kept very low, on the other hand cause, as already mentioned, the Elements hafnium and lanthanum an absolute increase in ductility or cohesion / adhesion ratios at the grain boundaries of the matrix, where they possibly together with the molybdenum content, acting as a "lubricant" at the grain boundaries, which allows a good ductility, but ultimately also contributes to low fatigue.
  • Fig. 2 makes it clear why the mentioned elements according to the invention in such small Quantities are available.
  • this alloy has a total content of tungsten and molybdenum of 15 wt .-% and had a total content of aluminum and titanium of 8 wt .-%, the sum of the Contents of titanium, niobium and aluminum 10 wt .-% made.
  • the content of hafnium and lanthanum accordingly made up 0.41% by weight, well below the maximum Content and even below the preferred maximum value of 0.7 wt .-%.
  • the corrosion resistance was tested in a hot gas test and this showed a micrograph under the scanning electron microscope with a clear aluminum layer on the surface, which oxidized to Al 2 O 3 and thus provided a corrosion protection layer. This micrograph also clearly indicated the saturation of the grain boundaries by boron and zirconium. There was no formation of significant dendrites or columnar crystals, but a rather uniform grain was found, as one might wish (see Fig. 1)
  • a second alloy having the following composition (in% by weight) was used to form the remainder of nickel: C Cr al Ti Not a word W Nb B Zr Hf La 0.09 9.5 5.5 2.5 2 13 1.75 0,025 0.08 0.45 0.005
  • Example 1 The thus-formed alloy was then subjected to the same tests as in Example 1, the elasticity was slightly improved over Example 1.
  • a third alloy having the following composition (in% by weight) was used to form the remainder of nickel: C Cr al Ti Not a word W Nb B Zr Hf La Ta 0.12 8.5 4.5 3.5 2.75 11.5 2.3 0.01 0.03 0.6 0,004 0.6
  • this alloy thus a total content of hafnium and lanthanum of 0.604 wt .-% had a total content of tungsten and molybdenum of 15% by weight and a total content of aluminum and titanium of 8% by weight, the sum of the contents of titanium, Niobium and aluminum 10 wt .-% made.
  • Example 1 The tests carried out as in Example 1 gave a slightly increased ductility. When but then a long-term test in a corrosive atmosphere (combustion gases of a Gasoline engine at about 900 ° C) was compared to a similar one Testing the samples of Examples 1 and 2 a somewhat reduced corrosion resistance.
  • this alloy gave a nickel content of 67.45 wt .-%. It should be noted that thus, this alloy had a total content of hafnium and lanthanum of 0.82 wt .-%, a total content of tungsten and molybdenum of 12 wt .-% and a total content of aluminum and titanium of 8 wt .-%, wherein the sum of the contents of titanium, niobium and aluminum was 9.5% by weight. Again, one had to add tantalum waived.
  • Turbine rotors for turbochargers have also been made from the alloys of the above examples which was first for 8 hours solution heat treatment at 1200 ° C and then a precipitation hardening at 860 ° C for 16 hours, each time with following Air cooling underwent. All test rotors were subjected to a long-term test and proved to be above expectations.

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Abstract

Eine hitzebeständige Superlegierung genügt den folgenden Bedingungen: Kohlenstoff 0,01 - 0,2 Gew.-%, Chrom 8 - 10 Gew.-%, Aluminium 4 - 6 Gew.-%, Titan 2 - 4 Gew.-%, Molybdän 1,5 - 2,8 Gew.-%, Wolfram 10 - 13,5 Gew.-%, Niob 1,5 - 2,5 Gew.-%, Bor 0 < B <= 0,04 Gew.-%, Zirkonium 0 < Zr<= 0,15 Gew.-%, der Gehalt an Hafnium und Lanthan zusammen beträgt 0 < Hf + La <= 1,5 Gew.-%, gegebenenfalls Spuren von Tantal, wobei der Rest Nickel ist. Eine solche Legierung wird bevorzugt für Turbinenräder und insbesondere für Turbolader verwendet.

Description

Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine hitzebeständige Superlegierung, insbesondere auf eine solche auf Nickel-Basis. Solche Legierungen werden in Turbinen für die verschiedensten Komponenten, aber auch für andere Zwecke eingesetzt, beispielsweise für Teile von Öfen und in Öfen aufzustellende Geräte. Die Erfindung bezieht sich aber auch auf eine besondere Verwendung dieser Superlegierung.
Hintergrund der Erfindung
Wie oben erwähnt, sind Legierungen für ähnliche Zwecke in zahlreicher Form bekannt, wie etwa aus den U.S. Patenten Nr. 3,466,171; 4,236,921 oder 5,439,640 hervorgeht. Auf dem Markt befindet sich auch die unter der Bezeichnung MAR 247 LC auf dem Markt befindliche Legierung wird besonders zur Erzielung höherer Schwingfestigkeiten an Turbinenrädern eingesetzt und besteht aus elf Elementen, worunter sich ein großer Anteil an Kobalt, aber auch ein relativ großer Anteil an Tantal und Hafnium befindet. Dies macht diese Legierung auch relativ wenig kostengünstig.
Bei den oben angegebenen Einsatzgebieten wird im allgemeinen eine Korrosionsfestigkeit gegenüber Heißgas, eine hohe Lebensdauer (Zeitstandsfestigkeit), aber auch die Kriechfestigkeit eine Rolle für den Gebrauchswert spielen. Im Falle von Turbinenrädern, und insbesondere im Falle der hochtourigen Turbinen von Turboladern, kommt noch die Schwingfestigkeit hinzu, weil die Räder hohen Schwingungsbeanspruchungen bei wechselnden Temperaturen ausgesetzt sind.
Kurzfassung der Erfindung
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Legierung mit verbesserten Schwingfestigkeitseigenschaften und, wenn möglich, geringeren Kosten zu schaffen. Erfindungsgemäß gelingt die Lösung dieser Aufgabe dadurch, dass die Legierung folgenden Bedingungen genügt:
  • Kohlenstoff   0,01 - 0,2 Gew.-%
  • Chrom   8 -10 Gew.-%
  • Aluminium   4 - 6 Gew.-%
  • Titan   2 - 4 Gew.-%
  • Molybdän   1,5 - 2,8 Gew.-%
  • Wolfram   10 -13,5 Gew.-%
  • Niob   1,5 - 2,5 Gew.-%
  • Bor   0 < B ≤ 0,04 Gew.-%
  • Zirkonium   0 < Zr≤ 0,15 Gew.-%
  • der Gehalt an Hafnium und Lanthan zusammen beträgt 0 < Hf + La ≤ 1,5 Gew.-%,
  • gegebenenfalls Spuren von Tantal,
  • wobei der Rest Nickel ist.
Diese Legierung weist also überhaupt kein Kobalt und nur geringe Anteile an Tantal und Hafnium auf und ist deshalb kostengünstiger als bisher. Sie erlaubt eine richtungsorientierte Erstarrung, ist beständig gegen das Aufbrechen der Korngrenzen beim Gießen, ist auch für dünne Wandstärken geeignet und zeigt - gegenüber dem Stand der Technik - eine verbesserte Karbidmikrostruktur, verbesserte Karbidstabilität und - was ebenfalls besonders wichtig ist - eine relativ hohe Duktilität. Dabei sollten die Spuren von Tantal jedenfalls unter 2 Gew.-% liegen, vorzugsweise unter 1,5 Gew.-%, insbesondere unter 1 Gew.-%.
Daneben ergibt sich durch den relativ hohen Anteil an Wolfram und Molybdän, welche eine starke Bindung zu Nickel aufweisen, eine Erhöhung des Elastizitätsmoduls, eine Erhöhung der γ'-Lösungstemperatur und nicht zuletzt auch eine Optimierung der Lebensdauer bezüglich der Schwingfestigkeit. Diese Anteile, nämlich an Wolfram und Molybdän, zusammen sind vorzugsweise > 14 Gew.-%.
Dabei ist die γ'-Ausbildung Ni3 auf die Anteile an Aluminium und Titan zurückzuführen, die vorzugsweise zusammen einen Anteil von > 7 Gew.-% ausmachen. Der Anteil an Aluminium dient nun einem doppelten Zweck, nämlich einerseits zur Bildung der γ'-Phase von Nickel und anderseits zum Erhalt eines Langzeitkorrosionsschutzes, weil es an der Oberfläche eine Schutzschicht aus Al2O3 ausbildet, das bei hohen Temperaturen, insbesondere des die Turbine eines Turboladers antreibenden Abgases, besonders wirksam ist. Die Elemente Ti, Nb und Al sind für die Ausscheidungshärtung und die intermetallische Verbindung verantwortlich, welch letztere bei der erfindungsgemäßen Legierung besonders dicht ist. Diese drei Elemente zusammen sollten daher bevorzugt zusammen einen größeren Anteil als 9,5 Gew.-% haben. Die Ausscheidungshärtung erreicht ein höheres Niveau an Nennfestigkeit, so daß die Werkstoffmatrix weniger plastische als elastische thermodynamische Schwingamplituden zu ertragen hat und damit auch eine höhere Schwingfestigkeit erzielt.
Dazu sei betont, daß der generelle mikrostrukturelle Effekt des erfindungsgemäß nur geringen Ti-Gehaltes die Größe der Ausbildung von eutektischer Nadeln (Dendriten) der γ/γ'-Phasen und den Volumenanteil im Eutektikum reduziert. Dies wiederum ist sehr signifikant für die Verringerung von Korngrenzenbrüchen.
Neben der Schutzschicht aus Al2O3 trägt zur Korrosionsbeständigkeit auch das Zusammenwirken der Grundelemente der Matrix mit dem Element Lanthan bei. Für die erwünschte verbesserte Duktilität ist natürlich eine Korngrenzenverfeinerung von Wichtigkeit. Dazu tragen die Elemente B, C, Zr, Hf und La bei. Gerade Hafnium und Lanthan (das also hier eine mehrfache und synergetische Funktion hat) erzielen Mikrolegierungen, die eine absolute Steigerung der Duktilität bzw. der Kohäsions-/Adhäsionsverhältnisse an den Korngrenzen der Matrix bewirken. Dabei ist es aber bevorzugt, wenn der Gehalt an Hafnium und Lanthan zusammen maximal 0,7 Gew.-% beträgt. So wird dann der Lanthangehalt wenigstens 0,0035 Gew.-% betragen und wird zweckmäßig 0,015 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,01 Gew.-% nicht übersteigen. Anderseits sollte der Hafniumgehalt mindestens 0,3 Gew.-% betragen und vorteilhaft maximal 0,7 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,6 Gew.-%, ausmachen. Diese Anteile werden der Versetzungsneigung innerhalb der Werkstoffmatrix entgegenwirken, was eine positive Zeitverzögerung für eine Ermüdung bei niedriger Lastspielzahl ("low-cycle fatigue) und damit eine deutliche Verbesserung der Lebensdauer zur Folge hat.
Bei der erfindungsgemäßen Superlegierung ergeben sich aber noch weitere günstige (mehrfache und synergetische) Funktionsmechanismen. Beispielsweise wird in der Legierung das Element Hafnium in die γ'-Phase von Nickel eingebaut und erhöht dabei seine Festigkeit. Gleichzeitig vermindert sich durch den Hafnium-Anteil auch die Heißrissigkeit beim Gießen der Legierung, besonders bei Werkstoffen mit columnaren Dendriten (Stengelkorn).
Die Elemente B und Zr verbessern die Kriechfestigkeit, die Zeitstandsfestigkeit und die Duktilität (zu der also mehrere Elemente dieser Legierung beitragen) durch Korngrenzenkohäsion. Beide Elemente verhindern die Bildung von Karbidfilmen auf den Korngrenzen. Diese Elemente sind aber nur in solchen Spuren einzubringen, um die Korngrenzen zu sättigen. Deshalb ist es bevorzugt, wenn der Gehalt an Bor zwischen 0,01 und 0,035 Gew.-% und/oder der Gehalt an Zirkonium zwischen 0,02 und 0,08 Gew.-% liegt.
Schließlich sei auch noch darauf hingewiesen, dass das Element Niob das Aluminium in der γ'-Phase substituiert und dabei den γ'-Anteil in erwünschter Weise erhöht. Nun wird aber die Ermüdung bei niedriger Lastspielzahl ("low-cycle fatigue) stark von der Feinheit der γ'-Phase beeinflußt, und es ist nun das Element Niob, welches einer γ'-Vergröberung sehr effektiv entgegenwirkt. Dazu spielt dieses Element in der erfindungsgemäßen Matrix auch noch die Rolle eines Mischkristallbildners.
Insgesamt hat es sich gezeigt, daß die Legierung in Umgebungen bis 900°C frei von der Bildung einer sigma-Phase ist. Dies - zusammen mit der verbesserten Ermüdung bei niedriger Lastspielzahl ("low-cycle fatigue) macht die erfindungsgemäße Legierung besonders für den Einsatz für Turbinenräder, insbesondere von Turboladern, geeignet.
Kurzbeschreibung der Zeichnungen
Weitere Einzelheiten der Erfindung sollen im folgenden an Hand der Zeichnung besprochen werden. Es zeigen:
  • Fig. 1 ein Mikroschliffbild einer erfindungsgemäßen Legierung, von welcher
  • Fig. 2 einen vergrößerten Ausschnitt zur Verdeutlichung der Korngrenzen darstellt.
    • Detaillierte Beschreibung der Zeichnung
    In Fig. 1 ist ein Mikroschliffbild einer Legierung nach dem später besprochenen Beispiel 1 zu sehen. Die Oberfläche der Legierung mit der gegen Korrosion schützenden Al2O3-Schicht ist in dieser Figur nicht zu sehen. Sie zeigt aber deutlich die γ'-Phase, welche in dichten annähernd länglich hexagonalen Kristalliten mit überraschend geringer gegenseitiger Versetzung und richtungsorientierter Erstarrung für eine äußerst hohe Festigkeit und geringe Ermüdung bei niedriger Lastspielzahl ("low-cycle fatigue) sorgten. Damit ist sie beständig gegen das Aufbrechen der Korngrenzen beim Gießen und ist auch für dünne Wandstärken geeignet, wie sie besonders für die Rotorblätter von Turbinenrotoren, insbesondere einer hoher Temperatur ausgesetzten Turbine wie in einem Turbolader erforderlich sind. Eutektische Nadeln (Dendriten) der γ/γ'-Phase sind in diesem Bild überhaupt nicht feststellbar.
    Dabei zeigen die Korngrenzen Ränder, welche noch deutlicher aus Fig. 2 erkennbar sind (10-fache Vergrößerung), einer gerade so dünnen Schicht von vorwiegend Titan, Tantal, Hafnium und Lanthan, daß - wie ersichtlich - die Kornoberfläche gerade bedeckt ist. Dies hat zwei wesentliche Vorteile, zum einen kann der Anteil der zuletzt genannten, teuren Elemente sehr gering gehalten werden, zum anderen bewirken, wie bereits erwähnt, die Elemente Hafnium und Lanthan eine absolute Steigerung der Duktilität bzw. der Kohäsions-/Adhäsionsverhältnisse an den Korngrenzen der Matrix bewirken, wo sie allenfalls zusammen mit dem Molybdänanteil, wie ein "Schmiermittel" an den Korngrenzen wirken, das eine gute Duktilität erlaubt, letztlich damit aber auch zur geringen Ermüdung beiträgt. Fig. 2 macht damit deutlich, warum die genannten Elemente erfindungsgemäß in so geringen Mengen vorhanden sind.
    Die Erfindung wird nun an Hand der nachfolgenden Beispiele besser verständlich.
    Beispiel 1:
    Es wurde eine Legierung mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%) verwendet, wobei der Rest von Nickel gebildet wurde:
    C Cr Al Ti Mo W Nb B Zr Hf La Ta
    0,1 9 5 3 2,5 12,5 2 0,02 0,05 0,4 0,01 0,2
    Dies ergab also einen Nickelanteil von 65,22 Gew.-%. Es sei darauf hingewiesen, daß diese Legierung somit einen Totalgehalt an Wolfram und Molybdän von 15 Gew.-% und einen Totalgehalt von Aluminium und Titan von 8 Gew.-% hatte, wobei die Summe der Gehalte an Titan, Niob und Aluminium 10 Gew.-% ausmachte. Der Gehalt an Hafnium und Lanthan machte demgemäß 0,41 Gew.-% aus, lag also weit unter dem maximalen Gehalt und sogar noch unterhalb des bevorzugten Maximalwertes von 0,7 Gew.-%.
    Die so gebildete Legierung wurde anschließend heißisostatisch bei 1200°C und einem Druck von 1400 bar während vier Stunden gepreßt. Sodann wurden Proben erstellt und entsprechend ASTM, Standard E 139 getestet. Dabei wurden diese Proben bei 500°C, bei 750°C und 900°C einem Schwingfestigkeitstest bei einer Frequenz von 1 • s-1 bzw. 5 • s-1 unterzogen, d.h. es handelte sich um eine Testreihe von insgesamt 6 Tests. In allen Tests wurden bis zum Brauch der Proben die erhofften und verbesserten längeren Standzeiten erreicht, wobei die Leistung im Dauerfestigkeitsbereich, wie folgt definiert wurde:
    Temp.:
    500°C; Schwingspielzahl 103 × 103 : minimal 305 N/mm2 Schwingamplitudenspannung;
    Temp.:
    750°C; Schwingspielzahl 103 × 103 : minimal 360 N/mm2 Schwingamplitudenspannung;
    Temp.:
    900°C, Schwingspielzahl 103 × 103 : minimal 380 N/mm2 Schwingamplitudenspannung.
    Die Korrosionsbeständigkeit wurde in einem Heißgastest geprüft, und dies zeigte ein Schliffbild unter dem Rasterelektronenmikrospkop mit einer deutlichen Aluminiumschicht an der Oberfläche, welche zu Al2O3 oxydierte und damit eine Korrosionsschutzschicht lieferte. Dieses Schliffbild deutete auch klar auf die Sättigung der Korngrenzen durch Bor und Zirkonium. Es kam zu weder zur Ausbildung von nennenswerten Dendriten noch zu kolumnaren Kristallen, vielmehr fand sich ein ziemlich gleichmäßiges Korn, wie man es nur wünschen konnte (vgl. Fig. 1)
    Mit einem Teil der Proben wurde dann gezeigt, dass eine ausgezeichnete Duktilität und Elastizität erhalten wurde, wie es besonders bei Turbinenschaufeln von Bedeutung ist.
    Beispiel 2:
    Es wurde eine zweite Legierung mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%) verwendet, wobei der Rest von Nickel gebildet wurde:
    C Cr Al Ti Mo W Nb B Zr Hf La
    0,09 9,5 5,5 2,5 2 13 1,75 0,025 0,08 0,45 0,005
    Dies ergab also einen Nickelanteil von 65,1 Gew.-%. Es sei darauf hingewiesen, daß diese Legierung somit einen Totalgehalt an Hafnium und Lanthan von 0,455 Gew.-% aufwies, einen Totalgehalt an Wolfram und Molybdän von 15 Gew.-% und einen Totalgehalt von Aluminium und Titan von 8 Gew.-%, wobei die Summe der Gehalte an Titan, Niob und Aluminium 9,75 Gew.-% ausmachte. Hier wurde also kein Tantal verwendet.
    Die so gebildete Legierung wurde anschließend denselben Tests wie in Beispiel 1 unterworfen, wobei die Elastizität gegenüber Beispiel 1 leicht verbessert war.
    Beispiel 3:
    Es wurde eine dritte Legierung mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%) verwendet, wobei der Rest von Nickel gebildet wurde:
    C Cr Al Ti Mo W Nb B Zr Hf La Ta
    0,12 8,5 4,5 3,5 2,75 11,5 2,3 0,01 0,03 0,6 0,004 0,6
    Dies ergab also einen Nickelanteil von 65,586 Gew.-%. Es sei darauf hingewiesen, daß diese Legierung somit einen Totalgehalt an Hafnium und Lanthan von 0,604 Gew.-% aufwies, einen Totalgehalt an Wolfram und Molybdän von 15 Gew.-% und einen Totalgehalt von Aluminium und Titan von 8 Gew.-%, wobei die Summe der Gehalte an Titan, Niob und Aluminium 10 Gew.-% ausmachte.
    Die wie im Beispiel 1 durchgeführten Tests ergaben eine leicht gesteigerte Duktilität. Als aber dann ein Dauerversuch in korrodierender Atmosphäre (Verbrennungsgase eines Benzinmotors bei etwa 900°C) durchgeführt wurde, zeigte sich im Vergleich zu einer ähnlichen Prüfung der Proben der Beispiele 1 und 2 eine etwas verringerte Korrosionsbeständigkeit.
    Beispiel 4
    Dieses Beispiel diente - nach den vorausgehenden guten Ergebnissen mit Legierungen der Beispiele 1 bis 3 - hauptsächlich dem Zwecke, die Tendenzen abschätzen zu können, welche sich bei etwas extremeren Anteilen der Elemente ergeben würden. Es wurde daher eine vierte Legierung mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%) verwendet, wobei der Rest von Nickel gebildet wurde:
    C Cr Al Ti Mo W Nb B Zr Hf La
    0,18 10,0 6 2 1,5 10,5 1,5 0,03 0,02 0,8 0,02
    Dies ergab also einen Nickelanteil von 67,45 Gew.-%. Es sei darauf hingewiesen, daß diese Legierung somit einen Totalgehalt an Hafnium und Lanthan von 0,82 Gew.-% aufwies, einen Totalgehalt an Wolfram und Molybdän von 12 Gew.-% und einen Totalgehalt von Aluminium und Titan von 8 Gew.-%, wobei die Summe der Gehalte an Titan, Niob und Aluminium 9,5 Gew.-% ausmachte. Auch hier hatte man auf die Zugabe von Tantal verzichtet.
    Es sei gleich darauf hingewiesen, daß die damit hergestellten Proben keine zusätzliche Verbesserung der Eigenschaften im Vergleich zu denen der Beispiele 1 bis 3 brachten. Es war - trotz des im Vergleich höheren Anteils an Hafnium und Lanthan - die Duktilität eher geringer, was möglicherweise auf den höheren Anteil an C und Cr, möglicherweise aber auch auf den Verzicht auf Tantal, zurückzuführen ist.
    Es wurden noch weitere Beispiele durchgeführt, um die Grenzanteile der Legeierungselemente zu bestimmen, wobei man die in den Patentansprüchen stehenden und oben besprochenen Werte ermittelte.
    Aus den Legierungen der obigen Beispiele wurden auch Turbinenrotoren für Turbolader hergestellt, welche man zunächst 8 Stunden lang einem Lösungsglühen bei 1200°C und sodann einer Ausscheidungshärtung bei 860°C über 16 Stunden, jedes Mal mit nachfolgender Luftkühlung unterzog. Alle Proberotoren wurden einem Dauertest unterzogen und bewährten sich über die Erwartungen.

    Claims (10)

    1. Hitzebeständige Superlegierung, welche folgenden Bedingungen genügt:
      Kohlenstoff   0,01 - 0,2 Gew.-%
      Chrom   8 -10 Gew.-%
      Aluminium   4 - 6 Gew.-%
      Titan   2 - 4 Gew.-%
      Molybdän   1,5 - 2,8 Gew.-%
      Wolfram   10 -13,5 Gew.-%
      Niob   1,5 - 2,5 Gew.-%
      Bor   0 < B ≤ 0,04 Gew.-%
      Zirkonium   0 < Zr≤ 0,15 Gew.-%,
      der Gehalt an Hafnium und Lanthan zusammen beträgt 0 < Hf + La ≤ 1,5 Gew.-%,
      gegebenenfalls Spuren von Tantal,
      wobei der Rest Nickel ist.
    2. Superlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Bor wenigstens einer der folgenden Bedingungen genügt:
      (a) er beträgt wenigstens 0,01 Gew.-%;
      (b) er beträgt maximal 0,035 Gew.-%.
    3. Superlegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Zirkonium wenigstens einer der folgenden Bedingungen genügt:
      (a) er beträgt wenigstens 0,02 Gew.-%;
      (b) er beträgt maximal 0,08 Gew.-%.
    4. Superlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Lanthan wenigstens einer der folgenden Bedingungen genügt:
      (a) er beträgt wenigstens 0,0035 Gew.-%;
      (b) er beträgt maximal 0,015 Gew.-%, vorzugsweiwe maximal 0,01 Gew.-%.
    5. Superlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Hafnium und Lanthan zusammen maximal 0,7 Gew.-% beträgt, wobei vorzugsweise folgende Zusatzbedingungen erfüllt sind:
      a) der Gehalt an Hafnium beträgt mindestens 0,3 Gew.-%;
      b) der Gehalt an Hafnium beträgt maximal 0,7 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,6 Gew.-%.
    6. Superlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Wolfram und Molybdän zusammen größer oder gleich 14 Gew.-% ist.
    7. Superlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Aluminium und Titan zusammen größer oder gleich 7 Gew.-% ist.
    8. Superlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Titan, Niob und Aluminium zusammen größer oder gleich 9,5 Gew.-% ist.
    9. Superlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Tantal unter 2 Gew.-% liegt, vorzugsweise unter 1,5 Gew.-%, insbesondere unter 1 Gew.-%.
    10. Verwendung einer Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche zum Giessen eines Turbinenrades, insbesondere eines Turboladers.
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    Families Citing this family (9)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    WO2007040464A1 (en) * 2005-09-15 2007-04-12 Grede Foundries, Inc. High silicon niobium casting alloy and process for producing the same
    US7824606B2 (en) * 2006-09-21 2010-11-02 Honeywell International Inc. Nickel-based alloys and articles made therefrom
    US8118556B2 (en) 2007-01-31 2012-02-21 Caterpillar Inc. Compressor wheel for a turbocharger system
    WO2010036532A2 (en) * 2008-09-25 2010-04-01 Borgwarner Inc. Turbocharger and subassembly for bypass control in the turbine casing therefor
    US8858873B2 (en) 2012-11-13 2014-10-14 Honeywell International Inc. Nickel-based superalloys for use on turbine blades
    DE102013210990A1 (de) * 2013-06-13 2014-12-18 Continental Automotive Gmbh Abgasturbolader mit einem Radial-Axial-Turbinenrad
    KR101669440B1 (ko) * 2014-12-24 2016-10-26 재단법인 포항산업과학연구원 니켈 크롬계 리본 섬유 및 그 제조방법
    EP3585419A4 (de) * 2017-02-24 2020-12-23 The Board of Regents of The University of Texas System Zusammensetzungen und verfahren im zusammenhang mit der myomixer-vermittelten muskelzellenfusion
    US10933469B2 (en) 2018-09-10 2021-03-02 Honeywell International Inc. Method of forming an abrasive nickel-based alloy on a turbine blade tip

    Citations (2)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    JPH11131162A (ja) * 1997-10-27 1999-05-18 Hitachi Metals Ltd Ｎｉ基超耐熱鋳造合金およびＮｉ基超耐熱合金製タービンホイール
    JP2002294374A (ja) * 2001-04-04 2002-10-09 Hitachi Metals Ltd Ｎｉ基超耐熱鋳造合金およびＮｉ基超耐熱合金製タービンホイール

    Family Cites Families (3)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    US3888663A (en) * 1972-10-27 1975-06-10 Federal Mogul Corp Metal powder sintering process
    US4078951A (en) * 1976-03-31 1978-03-14 University Patents, Inc. Method of improving fatigue life of cast nickel based superalloys and composition
    US4907947A (en) * 1988-07-29 1990-03-13 Allied-Signal Inc. Heat treatment for dual alloy turbine wheels

    Patent Citations (2)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    JPH11131162A (ja) * 1997-10-27 1999-05-18 Hitachi Metals Ltd Ｎｉ基超耐熱鋳造合金およびＮｉ基超耐熱合金製タービンホイール
    JP2002294374A (ja) * 2001-04-04 2002-10-09 Hitachi Metals Ltd Ｎｉ基超耐熱鋳造合金およびＮｉ基超耐熱合金製タービンホイール

    Non-Patent Citations (2)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Title
    PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 1999, no. 10 31 August 1999 (1999-08-31) *
    PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 2003, no. 02 5 February 2003 (2003-02-05) *

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