EP2451986B1 - Nickel-basis-superlegierung - Google Patents

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EP2451986B1
EP2451986B1 EP10726136.4A EP10726136A EP2451986B1 EP 2451986 B1 EP2451986 B1 EP 2451986B1 EP 10726136 A EP10726136 A EP 10726136A EP 2451986 B1 EP2451986 B1 EP 2451986B1
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EP
European Patent Office
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nickel
alloy
weight
ppm
alloys
Prior art date
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EP10726136.4A
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EP2451986B2 (de
EP2451986A1 (de
Inventor
Mohamed Nazmy
Andreas KÜNZLER
Claus Paul Gerdes
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Ansaldo Energia Switzerland AG
Original Assignee
Alstom Technology AG
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Publication date
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Application filed by Alstom Technology AG filed Critical Alstom Technology AG
Publication of EP2451986A1 publication Critical patent/EP2451986A1/de
Application granted granted Critical
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    • 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%

Definitions

  • the invention relates to the field of materials technology. It relates to a nickel-base superalloy, in particular for the production of single-crystal components (SX alloy) or components with directionally solidified structure (DS alloy), such as blades for gas turbines.
  • SX alloy single-crystal components
  • DS alloy directionally solidified structure
  • the alloy according to the invention can also be used for conventionally cast components.
  • Nickel-base superalloys are known. Single crystal components of these alloys have a very good material strength at high temperatures. As a result, z. B. the inlet temperature of gas turbines are increased, whereby the efficiency of the gas turbine increases.
  • Nickel-based superalloys for single crystal components as they are made US 4,643,782 .
  • EP 0 208 645 and US 5,270,123 for this purpose, mixed-crystal-hardening alloying elements, for example Re, W, Mo, Co, Cr, and ⁇ '-phase-forming elements, for example Al, Ta, and Ti, are included.
  • the content of high-melting alloying elements (W, Mo, Re) in the basic matrix (Austenitic ⁇ -phase) increases continuously with the increase of the stress temperature of the alloy.
  • W, Mo, Re high-melting alloying elements
  • the alloys disclosed in the above references have high creep strength, good LCF (low duty cycle fatigue) and HCF (high cycle fatigue) properties, and high oxidation resistance.
  • the alloy CMSX-4 US 4,643,782 when used experimentally in a gas turbine at a temperature above 1000 ° C, a strong coarsening of the ⁇ '-phase, which is associated with an increase in the creeping speed of the alloy adversely.
  • EP 1 359 231 B1 is a nickel-based superalloy is known, which has an improved castability and a higher oxidation resistance compared to known nickel-based superalloys and also z. B. is particularly suitable for large gas turbine single crystal components with a length of> 80 mm.
  • the nickel-base superalloy disclosed therein is characterized by the following chemical composition (in% by weight): 7.7-8.3 Cr, 5.0-5.25 Co, 2.0-2.1 Mo, 7.8-8.3 W, 5.8-6.1 Ta, 4.9 -5.1 Al, 1.3-1.4 Ti, 0.11-0.15 Si, 0.11-0.15 Hf, 200-750 ppm C, 50-400 ppm B, remainder nickel and production-related impurities.
  • the aim of the invention is to develop an alloy which, compared to the alloys known from the prior art, is characterized by a further property optimization with regard to use as a gas turbine component.
  • the invention is based on the object to develop a nickel-based superalloy, which has a high Oxidation resistance and at the same time has a high corrosion resistance (with different fuel properties) and is also advantageous to less costly compared to known such nickel-based superalloys.
  • the alloy has a very high oxidation resistance and at the same time a high corrosion resistance at high temperatures. This is achieved in a surprising manner, especially by the relatively low Re addition.
  • the alloy 1.0-1.5. preferably has 1.5% by weight of Re. If the C content is only about 200-300 ppm and the boron content is 50-100 ppm, preferably 90 ppm, then these novel alloys are particularly suitable for the production of Single crystal components suitable.
  • the alloy according to the invention may optionally have up to 0.5, preferably 0.1-0.2,% by weight of Nb.
  • This alloy has excellent properties at high temperatures and is also not too expensive due to the relatively low Re content.
  • This latter alloy is particularly suitable for the production of single crystal components.
  • Nickel-based superalloys having the chemical composition given in Table 1 were investigated (in% by weight): Table 1: Chemical composition of the investigated alloys IN738LC (DS) comparative alloy KNX1 (CC) KNX2 (CC) KNX3 (CC) KNX4 (CC) KNX0 (CC) comparative alloy Ni rest rest rest rest rest rest Cr 16 8.2 8.2 8.2 8.2 8.2 Co 8.5 5.2 5.2 5.2 5.2 Not a word 1.7 2.1 2.1 2.1 2.1 2.1 W 2.6 8.1 8.1 8.1 8.1 Ta 1.7 6.1 6.1 6.1 6.1 al 3.4 5 5 5 5 5 Ti 3.4 1.4 1.4 1.4 1.4 1.4 Hf - 0.6 0.1 0.1 0.1 12:11 C - 12:17 12:02 0095 12:17 12:02 B 12:01 0029 0009 0024 0029 0009 Si - 12:12 12:12 12:12 12:12 Nb 0.9 - 0.1 0.1 0.1 12:11 C
  • the alloy IN738LC is a comparative alloy known from the prior art
  • KNX0 is also a comparative alloy (according to EP 1 359 231 B1 ) while the alloys KNX1 to KNX4 are alloys according to the invention.
  • the suffix CC stands in each case as an abbreviation for "conventionally cast”, ie conventionally cast alloys with conventional polygonal structure and the addition DS as an abbreviation for "directionally solidified”, ie for directionally solidified microstructure.
  • the alloys according to the invention and the comparative alloy differ, for example, in that the comparative alloy is not alloyed with C, Si, Hf and Re in contrast to the alloys according to the invention.
  • the presence of C in and along the grain boundaries reduces the diffusion process, which is a major cause of grain boundary weakness.
  • the castability of long single-crystal components for example, gas turbine blades with a length of about 200 to 230 mm, significantly improved.
  • nickel-base superalloys with low C and B contents are chosen according to claim 1 of the invention, these are useful as single crystal alloys, with higher contents of these elements (maximum 200-300 ppm C and 50-100 ppm B), the components produced from corresponding alloys can also be cast conventionally.
  • Re, W, Mo, Co, and Cr are alloy-strengthening alloying elements, and Al, Ta, and Ti are ⁇ '-phase-forming elements, all of which improve material strength at high temperatures. Since, in this regard, the content of high-melting alloying elements (W, Mo, Re) in the basic matrix is regarded as decisive for the increase in the maximum possible stress temperature of the alloy, these alloying elements, especially the Re, have hitherto been added in relatively large amounts.
  • the moderate rhenium content of the inventive nickel-based superalloy of preferably 1.5% by weight advantageously increases on the one hand the creep resistance of the alloy, on the other hand not so extremely high costs are caused by this alloying element, as for example in the known from the prior art nickel Second and third generation base single crystal superalloys which have relatively high rhenium levels (about 3 to 6 wt% Re).
  • Fig. 1 are the results of tensile tests (yield strength, tensile strength, elongation) at room temperature for an alloy known from the prior art (DS IN738LC) and the inventive alloy CC KNX1 The respective chemical composition of the alloys is given in Tab.
  • Fig. 1 It can easily be seen that the investigated inventive alloy KNX1 (conventionally cast) has a significantly increased yield strength ⁇ 0.2 in comparison with the known (directionally solidified) IN738LC. However, the tensile strength ⁇ UTS and the elongation at break ⁇ are lower than in the case of the comparative alloy, which, however, has little significance in view of the intended use (gas turbine components).
  • Fig. 2 is a quasi-isothermal oxidation diagram shown.
  • Fig. 3 shows, on the one hand, the dependence of creep resistance on the Larson-Miller parameter for the same alloys as in Fig. 1 and 2 .
  • the values of these two investigated alloys can be assigned to a single curve, ie they are comparable. But taking into account the fact that DS (or SX) alloys usually due to their microstructure have improved creep resistance over conventional non-directionally solidified multi-crystalline structures of alloys with comparable chemical composition, so significantly improved creep properties for inventive alloys with DS- or To expect SX structures.

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  • Chemical & Material Sciences (AREA)
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  • Mechanical Engineering (AREA)
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Description

    Technisches Gebiet
  • Die Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der Werkstofftechnik. Sie betrifft eine Nickel-Basis-Superlegierung, insbesondere zur Herstellung von Einkristall-Komponenten (SX-Legierung) oder Komponenten mit gerichtet erstarrtem Gefüge (DS-Legierung), wie beispielsweise Schaufeln für Gasturbinen. Die erfindungsgemässe Legierung ist aber auch für konventionell gegossenen Komponenten einsetzbar.
    • Stand der Technik
  • Derartige Nickel-Basis-Superlegierungen sind bekannt. Einkristall-Komponenten aus diesen Legierungen weisen bei hohen Temperaturen eine sehr gute Materialfestigkeit auf. Dadurch kann z. B. die Einlasstemperatur von Gasturbinen erhöht werden, wodurch die Effizienz der Gasturbine steigt. Nickel-Basis-Superlegierungen für Einkristall-Komponenten, wie sie aus US 4,643,782 , EP 0 208 645 und US 5,270,123 bekannt sind, enthalten dazu mischkristallverfestigende Legierungselemente, beispielsweise Re, W, Mo, Co, Cr, sowie γ'-Phasen bildende Elemente, beispielsweise Al, Ta, und Ti. Der Gehalt an hochschmelzenden Legierungselementen (W, Mo, Re) in der Grundmatrix (austenitische γ-Phase) nimmt kontinuierlich zu mit der Zunahme der Beanspruchungstemperatur der Legierung. So enthalten z. B. übliche Nickel-Basis-Superlegierungen für Einkristalle 6-8 % W, ca. 3-6 % Re und bis zu 2 % Mo (Angaben in Gew.- %). Die in den oben genannten Druckschriften offenbarten Legierungen weisen eine hohe Kriechfestigkeit, gute LCF (Ermüdung bei niedriger Lastspielzahl)- und HCF (Ermüdung bei hoher Lastspielzahl)-Eigenschaften sowie einen hohen Oxidationswiderstand auf.
  • Diese bekannten Legierungen wurden für Flugzeugturbinen entwickelt und deshalb optimiert auf den Kurz- und Mittelzeiteinsatz, d.h. die Beanspruchungsdauer wird auf bis zu 20 000 Stunden ausgelegt. Im Gegensatz dazu müssen industrielle Gasturbinen-Komponenten auf eine Beanspruchungsdauer von bis zu 75 000 Stunden, also auf Langzeitbeanspruchung, ausgelegt werden.
  • Nach einer Beanspruchungsdauer von 300 Stunden zeigt z. B. die Legierung CMSX-4 aus US 4,643,782 beim versuchsweisen Einsatz in einer Gasturbine bei einer Temperatur oberhalb von 1000 °C eine starke Vergröberung der γ'-Phase, die nachteilig mit einer Erhöhung der Kriechgeschwindigkeit der Legierung einhergeht.
  • Aufgrund der Langzeitbeanspruchung von Gasturbinen ist es somit erforderlich, die Oxidationsbeständigkeit der bekannten Legierungen bei sehr hohen Temperaturen zu verbessern.
  • Aus GB 2 234 521 A ist bekannt, dass durch die Anreicherung von Nickel-Basis-Superlegierungen mit Bor oder Kohlenstoff bei einer gerichteten Erstarrung Gefüge erzeugt werden, welche eine äquiaxiale oder prismatische Kornstruktur aufweisen. Kohlenstoff und Bor festigen die Korngrenzen, da C und B die Ausscheidung von Karbiden und Boriden an den Korngrenzen verursachen, welche bei hohen Temperaturen stabil sind. Ausserdem verzögert die Anwesenheit dieser Elemente in den und entlang der Korngrenzen den Diffusionsprozess, der eine Hauptursache der Korngrenzenschwäche ist. Es ist daher möglich, die Desorientierungen (üblicherweise 6°) auf 10° bis 12° zu erhöhen und trotzdem gute Eigenschaften des Materials bei hohen Temperaturen zu erzielen.
  • Aus EP 1 359 231 B1 ist eine Nickel-Basis-Superlegierung bekannt, welche eine verbesserte Giessbarkeit und einen höheren Oxidationswiderstand im Vergleich zu bekannten Nickel-Basis-Superlegierungen aufweist und die ausserdem z. B. besonders für grosse Gasturbinen-Einkristallkomponenten mit einer Länge von > 80 mm geeignet ist. Die dort offenbarte Nickel-Basis-Superlegierung ist durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %) gekennzeichnet ist: 7.7-8.3 Cr, 5.0-5.25 Co, 2.0-2.1 Mo, 7.8-8.3 W, 5.8-6.1 Ta, 4.9-5.1 Al, 1.3-1.4 Ti, 0.11-0.15 Si, 0.11-0.15 Hf, 200-750 ppm C, 50-400 ppm B, Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen. Eine bevorzugte Legierung mit der Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %): 7.7-8.3 Cr, 5.0-5.25 Co, 2.0-2.1 Mo, 7.8-8.3 W, 5.8-6.1 Ta, 4.9-5.1 Al, 1.3-1.4 Ti" 0.11-0.15 Si, 0.11-0.15 Hf, 200-300 ppm C, 50-100 ppm B, Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen ist hervorragend geeignet zur Herstellung von grossen Einkristall-Komponenten, beispielsweise Schaufeln für Gasturbinen.
    • Darstellung der Erfindung
  • Ziel der Erfindung ist es, eine Legierung zu entwickeln, welche sich im Vergleich zu den aus dem Stand der Technik bekannten Legierungen durch eine weitere Eigenschaftsoptimierung in Bezug auf den Einsatz als Gasturbinenkomponente auszeichnet. Der Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, eine Nickel-Basis-Superlegierung zu entwickeln, welche einen hohen Oxidationswiderstand und gleichzeitig einen hohen Korrosionswiderstand (bei unterschiedlicher Brennstoffbeschaffenheit) aufweist und zurdem vorteilhaft weniger kostenintensiv ist im Vergleich zu bekannten derartigen Nickel-Basis-Superlegierungen.
  • Erfindungsgemäss wird diese Aufgabe dadurch gelöst, dass die erfindungsgemässe Nickel-Basis-Superlegierung durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %) gekennzeichnet ist:
    • 7.7-8.3 Cr
    • 5.0-5.25 Co
    • 2.0-2.1 Mo
    • 7.8-8.3 W
    • 5.8-6.1 Ta
    • 4.9-5.1 Al
    • 1.0-1.5 Ti
    • 1.0-2.0 Re
    • 0-0.5 Nb
    • 0.11-0.15 Si
    • 0.1-0.7 Hf
    • 0,02-0.17 C
    • 50-400 ppm B
    Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
  • Die Vorteile der Erfindung bestehen darin, dass die Legierung einen sehr hohen Oxidationswiderstand und gleichzeitig einen hohen Korrosionswiderstand bei hohen Temperaturen aufweist. Dies wird in überraschender Weise vor allem durch den relativ geringen Re-Zusatz erreicht.
  • Von besonderem Vorteil ist, wenn die Legierung 1.0-1.5. vorzugsweise 1.5 Gew.- % Re aufweist. Ist der C-Gehalt nur ca. 200-300 ppm und der BorGehalt 50-100 ppm, vorzugsweise 90 ppm, dann sind diese erfindungsgemässen Legierungen besonders zur Herstellung von Einkristallkomponenten geeignet. Die erfindungsgemässe Legierung kann wahlweise bis zu 0.5, vorzugsweise 0.1-0.2 Gew.- % Nb aufweisen.
  • Eine besonders bevorzugte Nickel-Basis-Superlegierung weist die folgende Zusammensetzung auf (Angaben in Gew.- %):
    • 8.2 Cr
    • 5.2 Co
    • 2.1 Mo
    • 8.1 W
    • 6.1 Ta
    • 5.0 Al
    • 1.4 Ti
    • 1.5 Re
    • 0-0.2 Nb
    • 0.12 Si
    • 0.1-0.6 Hf
    • 0.095-0.17 C
    • 240-290 ppm B
  • Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen. Diese Legierung weist hervorragende Eigenschaften bei hohen Temperaturen auf und ist zudem auf Grund des vergleichsweise geringen Re-Gehaltes nicht zu teuer.
  • Eine weitere vorteilhafte Legierungszusammensetzung ist im folgenden genannt (Angaben in Gew.- %):
    • 8.2 Cr
    • 5.2 Co
    • 2.1 Mo
    • 8.1 W
    • 6.1 Ta
    • 5.0 Al
    • 1.4 Ti
    • 1.5 Re
    • 0.1 Nb
    • 0.12 Si
    • 0.1 Hf
    • 200 ppm C
    • 90 ppm B
  • Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen. Diese zuletzt genannte Legierung ist besonders zur Herstellung von Einkristall-Komponenten geeignet.
  • Weitere vorteilhafte Varianten sind in den Unteransprüchen beschrieben.
    • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • In den Zeichnungen ist ein Ausführungsbeispiel der Erfindung dargestellt. Es zeigen:
    • Fig. 1
    die Ergebnisse von Zugversuchen (Streckgrenze, Zugfestigkeit, Dehnung) bei Raumtemperatur für eine aus dem Stand der Technik bekannte Vergleichslegierung und eine erfindungsgemässe Legierung;
    Fig. 2
    die Abhängigkeit der spezifischen Massenänderung von der Zeit bei einer Temperatur von 950 °C für die gleichen Legierungen wie in Fig. 1 und
    Fig. 3
    die Abhängigkeit der Kriechfestigkeit vom Larson-Miller Parameter für die gleichen Legierungen wie in Fig. 1.
    Wege zur Ausführung der Erfindung
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand eines Ausführungsbeispieles und der Fig. 1 bis 3 näher erläutert.
  • Es wurden Nickel-Basis-Superlegierungen mit der in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzung untersucht (Angaben in Gew.- %): Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung der untersuchten Legierungen
    IN738LC (DS) Vergleichs- legierung KNX1 (CC) KNX2 (CC) KNX3 (CC) KNX4 (CC) KNX0 (CC) Vergleichslegierung
    Ni Rest Rest Rest Rest Rest Rest
    Cr 16 8.2 8.2 8.2 8.2 8.2
    Co 8.5 5.2 5.2 5.2 5.2 5.2
    Mo 1.7 2.1 2.1 2.1 2.1 2.1
    W 2.6 8.1 8.1 8.1 8.1 8.1
    Ta 1.7 6.1 6.1 6.1 6.1 6.1
    Al 3.4 5 5 5 5 5
    Ti 3.4 1.4 1.4 1.4 1.4 1.4
    Hf - 0.6 0.1 0.1 0.1 0.11
    C - 0.17 0.02 0.095 0.17 0.02
    B 0.01 0.029 0.009 0.024 0.029 0.009
    Si - 0.12 0.12 0.12 0.12 0.12
    Nb 0.9 - 0.1 - 0.2 -
    Zr 0.1 - - - - -
    Re - 1.5 1.5 1.5 1.5 -
  • Die Legierung IN738LC ist eine aus dem Stand der Technik bekannte Vergleichslegierung, KNX0 ist ebenfalls eine Vergleichslegierung (gemäss EP 1 359 231 B1 ), während die Legierungen KNX1 bis KNX4 erfindungsgemässe Legierungen sind. Der Zusatz CC steht dabei jeweils als Abkürzung für "conventionally cast", also konventionell gegossene Legierungen mit konventionellem Vielgekristallgefüge und der Zusatz DS als Abkürzung für "directionally solidified", also für gerichtet erstarrte Gefüge.
  • Die erfindungsgemässen Legierungen und die Vergleichslegierung unterscheiden sich beispielsweise darin, dass die Vergleichslegierung im Gegensatz zu den erfindungsgemässen Legierungen nicht mit C, Si, Hf und Re legiert ist.
  • Kohlenstoff festigt, vor allem auch mit dem vorhanden Bor, die Korngrenzen, insbesondere auch die in <001>-Richtung bei SX- bzw. DS-Gasturbinenschaufeln aus Nickel-Basis-Superlegierungen auftretenden Kleinwinkelkorngrenzen, da diese Elemente die Ausscheidung von Karbiden/Boriden an den Korngrenzen verursachen, welche bei hohen Temperaturen stabil sind. Ausserdem verringert die Anwesenheit von C in den und entlang der Korngrenzen den Diffusionsprozess, der eine Hauptursache der Korngrenzenschwäche ist. Dadurch wird die Giessbarkeit langer Einkristall-Komponenten, beispielsweise Gasturbinenschaufeln mit einer Länge von ca. 200 bis 230 mm, erheblich verbessert.
  • Werden Nickel-Basis-Superlegierungen mit geringen C- und B-Gehalten (max. 200-300 ppm C und 50-100 ppm B) gemäss Anspruch 1 der Erfindung gewählt, so sind diese als Einkristalllegierungen verwendbar, bei höheren Gehalten an diesen Elementen (max. Grenzen s. Anspruch 1) lassen sich die aus entsprechenden Legierungen hergestellten Komponenten auch konventionell giessen.
  • Durch die Zugabe von 0.11 bis 0.15 Gew.- % Si, vor allem in Kombination mit Hf in der angegebenen Grössenordnung, wird eine wesentliche Verbesserung des Oxidationswiderstandes bei hohen Temperaturen gegenüber der aus dem Stand der Technik bekannten Nickel-Basis-Superlegierung erzielt (siehe beispielsweise Fig. 2).
  • Auch Al und Cr bewirken in den angegebenen Mengen einen guten Oxidationswiderstand für die erfindungsgemässe Nickel-Basis-Superlegierung. Cr wirkt sich in Verbindung mit dem Si zudem auch positiv auf eine Verbesserung des Korrosionswiderstandes aus.
  • Re, W, Mo, Co und Cr sind mischkristallverfestigende Legierungselemente, und Al, Ta, und Ti sind γ'-Phasen bildende Elemente, welche sich alle verbessernd auf die Materialfestigkeit bei hohen Temperaturen auswirken. Da diesbezüglich insbesondere der Gehalt an hochschmelzenden Legierungselementen (W, Mo, Re) in der Grundmatrix als entscheidend für die Zunahme der maximal möglichen Beanspruchungstemperatur der Legierung angesehen wird, sind diese Legierungselemente, vor allem das Re, bisher in relativ grossen Mengen zugesetzt worden.
  • Der moderate Rhenium-Gehalt der erfindungsgemässen Nickel-Basis-Superlegierung von bevorzugt 1.5 Gew.- % erhöht vorteilhaft einerseits die Kriechfestigkeit der Legierung, andererseits werden nicht so extrem hohe Kosten durch dieses Legierungselement verursacht, wie beispielsweise bei den aus dem Stand der Technik bekannten Nickel-Basis-Einkristallsuperlegierungen der zweiten und dritten Generation, welche relativ hohe Rhenium-Gehalte (ca. 3 bis 6 Gew.- % Re) aufweisen.
  • In Fig. 1 sind die Ergebnisse von Zugversuchen (Streckgrenze, Zugfestigkeit, Dehnung) bei Raumtemperatur für eine aus dem Stand der Technik bekannte Legierung (DS IN738LC) und die erfindungsgemässe Legierung CC KNX1 Die jeweilige chemische Zusammensetzung der Legierungen ist in Tab. 1 angegeben.
  • Vor Herstellung der Zugfestigkeitsproben wurde das Material folgender Wärmebehandlung unterzogen:
    1. IN738LC: 1120 °C/2h/Gebläseabkühlung(GFC)
    + 845 °C/24h/Luftabkühlung
    2. KNX1: 1260 °C/2.5 h/Luftabkühlung
    + 1080 OC/5h/Luftabkühlung
    + 870 °C/16h/Luftabkühlung
  • In Fig. 1 ist gut erkennbar, dass die untersuchte erfindungsgemässe Legierung KNX1 (konventionell gegossen) im Vergleich zur bekannten (gerichtet erstarrten) IN738LC eine signifikant erhöhte Streckgrenze σ0.2 aufweist. Die Zugfestigkeit σUTS und die Bruchdehnung ε sind allerdings geringer als bei der Vergleichslegierung, was aber im Hinblick auf den beabsichtigten Einsatzzweck (Gasturbinenkomponenten) kaum ins Gewicht fällt.
  • In Fig. 2 ist ein quasi-isothermisches Oxidationsdiagramm abgebildet. Für die genannten Legierungen DS IN738LC und CC KNX1 ist jeweils die spezifische Masseveränderung Δm/A (Angaben in mg/cm2) bei einer Temperatur von T= 950 °C und einer Zeit t im Bereich von 0 bis 720 h dargestellt. Vergleicht man die beiden Kurvenverläufe, so zeigt sich im gesamten untersuchten Bereich eine Überlegenheit der erfindungsgemässen Legierung CC KNX1. Ab einer Auslagerungszeit von ca. 5 h und länger beträgt die Masseveränderung bei der untersuchten Probe aus der erfindungsgemässen Legierung nur ca. 60 % der Gewichtsänderung bei der untersuchten Probe aus der Vergleichslegierung.
  • Fig. 3 zeigt einerseits die Abhängigkeit der Kriechfestigkeit vom Larson-Miller Parameter für die gleichen Legierungen wie in Fig. 1 und 2. Die Werte dieser beiden untersuchten Legierungen sind dabei einer einzigen Kurve zuordenbar, d.h. sie sind vergleichbar. Berücksichtigt man aber die Tatsache, dass DS (bzw. SX)-Legierungen gewöhnlicher Weise aufgrund ihrer Gefügeausbildung eine verbesserte Kriechfestigkeit gegenüber konventionellen ungerichtet erstarrten vielkristallinen Gefügen aus Legierungen mit vergleichbarer chemischer Zusammensetzung aufweisen, so sind wesentlich verbesserte Kriecheigenschaften für erfindungsgemässe Legierungen mit DS- bzw. SX-Gefügen zu erwarten.
  • Andererseits geht aus Fig. 3 auch hervor, dass die Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen mit der erfindungsgemässen Legierung CC KNX2 gegenüber der bekannten Vergleichslegierung CC KNX0 enorm verbessert wird. Es wurde festgestellt, dass bei einer Beanspruchung von T= 950 °C und σ= 140 MPa die Vergleichlegierung CC KNX0 bereits nach 17.2 Stunden zu Bruch ging, während die erfindungsgemässe Legierung CC KNX2 mehr als 3,5 Mal länger der Beanspruchung Stand hielt. Da sich die chemische Zusammensetzung dieser beiden Legierungen im wesentlichen nur im Re-Gehalt unterscheidet (die erfindungsgemässe CC KNX2 enthält 1.5 Gew.- % Re, während CC KNX0 kein Re enthält), ist dies vorwiegend auf den günstigen Einfluss dieses Elementes in der angegebenen relativ moderaten Menge zurückzuführen.
  • Selbstverständlich ist die Erfindung nicht auf die beschriebenen Ausführungsbeispiele beschränkt.

Claims (12)

  1. Nickel-Basis-Superlegierung gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %):
    7.7-8.3 Cr
    5.0-5.25 Co
    2.0-2.1 Mo
    7.8-8.3 W
    5.8-6.1 Ta
    4.9-5.1 Al
    1.0-1.5 Ti
    1.0-2.0 Re
    0-0.5 Nb
    0.11-0.15 Si
    0.1-0.7 Hf
    0,02-0.17 C
    50-400 ppm B
    Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
  2. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 1.0-1.5 Gew.- % Re.
  3. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch 1.5 Gew.- % Re.
  4. Nickel-Basis-Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch 0-0.2 Gew.- % Nb.
  5. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 4, gekennzeichnet durch 0.1-0.2 Gew.- % Nb.
  6. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch 0.1 Gew.- % Nb.
  7. Nickel-Basis-Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, gekennzeichnet durch 0.1-0.6 Gew.- % Hf.
  8. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 7, gekennzeichnet durch 0.1 Gew.- % Hf.
  9. Nickel-Basis-Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, gekennzeichnet durch 0.02-0.095, vorzugsweise 0.02-0.03 Gew.- % C.
  10. Nickel-Basis-Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, gekennzeichnet durch 50-100 ppm, vorzugsweise 90 ppm B.
  11. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %):
    8.2 Cr
    5.2 Co
    2.1 Mo
    8.1 W
    6.1 Ta
    5.0 Al
    1.4 Ti
    1.5 Re
    0-0.2 Nb
    0.12 Si
    0.1-0.6 Hf
    0.095-0.17 C
    240-290 ppm B
    Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
  12. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %)
    8.2 Cr
    5.2 Co
    2.1 Mo
    8.1 W
    6.1 Ta
    5.0 Al
    1.4 Ti
    1.5 Re
    0.1 Nb
    0.12 Si
    0.1 Hf
    200 ppm C
    90 ppm B
    Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
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