NO170551B - Nikkelbasert superlegering og framgangsmaate for framstilling av samme - Google Patents

Description

Oppfinnelsen vedrører et uhamret sveisbart støpestykke bestående av en modifisert nikkelbasert superlegering av typen angitt i den innledende del av patentkrav 1, samt en framgangsmåte for framstilling av samme.

Superlegeringer er nikkel-, kobolt- eller jernbaserte materialer og har nyttige mekaniske egenskaper ved temperaturer på 538°C og over dette. På grunn av deres fordelaktige egenskaper blir superlegeringer anvendt på mange måter i gassturbinmaskiner. Generelt er deler av gassturbinmaskiner enten støpte, tilvirket ved pulver- metallurgiteknikker, eller de tilvirkes og behandles fra termomekanisk bearbeidete produktformer, så som smiegods, plater og ark. Termomekanisk bearbeidete produkter har vanligvis finere kornstørrelse og mer homogen mikrostruktur enn støpestykker av samme legering. Som et resultat av dette er de mekaniske egenskapene typisk bedre enn egenskapene til støpegods. Selv om tilvirkningen og bearbeidingen av deler fra forskjellige termo-mekanisk bearbeidete produktformer er mulig, er framgangsmåten arbeidskrevende og gir mye skrapmateriale. Av disse grunner blir det kostbart, og støping er en foretrukket framgangsmåte. Støpestykker blir noen ganger isostatisk varmepresset (HIP-behandlet) for å bedre egenskapene.

Den velkjente nikkelbaserte superlegeringen INCONEL<*> legering 718 er blitt brukt i gassturbinmaskin- industrien i mange år. INCONEL er et registrert varemerke for The International Nickel Company, Inc. Heretter blir INCONEL legering 718 kalt IN718. Denne legeringen er beskrevet i "Aerospace Materials Specifications" (AMS) 5663 (hamrete produkter) og AMS 5383 (støpte produkter). I samsvar med AMS 5383 er sammensetningen av IN718 i vektprosent 50-55 Ni, 17-21 Cr, 4.75-5.5 Nb+Ta, 2.8-3.3 Mo, 0-1 Co, 0.65-1.15 Ti, 0.4-0.8 Al, 0.0-1.75 Al+Ti, 0.0-0.35 Si, 00-0.006 B, 0.0-0.20 Cu, 0.0-0.015 S, 0.0-0.015 P, 0.0-0.35 Mn, 0.0-0.10 C, og resten Fe. Som vist i tabell I har IN718 i hamret form bedre mekaniske egenskaper enn legeringen i støpt og HIP-behandlet form. I tabellen ble hamrete IN 718-prøver laget til stenger og smiestykker i samsvar med kravene i AMS 5663. Støpte og HIP-behandlete IN 718-prøver ble HIP-behandlet ved 1190°C i 4 timer ved 103.4 MPa i argon og deretter varmebehandlet for å optimalisere mekaniske egenskaper.

Ønsket om å støpe store komplekse IN718-bestanddeler til nesten perfekt form som krever et minimum av senere støping har eksistert lenge. En slik evne ville vesentlig redusere de endelige kostnadene for bestanddelen på grunn av eliminering av smiing, bearbeiding og sammenføyningsoperasjoner.

Det ble gjennomført et utviklingsprogram for å undersøke muligheten av å støpe IN718 inn i store konstruksjonsdeler for turbomaskineri så som gassturbinmaskiner. Etter å ha løst mange støperelaterte problemer, ble det lagt merke til at porøsitet, segregering og innleiringer fremdeles var tilstede i støpestykkene i uønsket grad. Slike defekter er skadelige for mekaniske egenskaper og må elimineres dersom bruken av store IN718- bestanddeler skal være praktisk. For å redusere porøsiteten og segregeringen ble støpestykkene gitt en isostatisk varmepressings-behandling, som ble funnet å redusere mengden av noen av disse defektene. Etter HIP- behandlingen ble det gjort forsøk på å sveisereparere gjenværende støpedefekter. Sveisereparasjon av slike defekter ved f.eks. gasswolfram- eller gassmetall-buesveising er velkjent. Imidlertid oppsto vanskeligheter under reparasjon av disse defektene. Disse vanskelighetene oppsto i form av vesentlig mengder avgass og sveiseperler som ble utviklet i løpet av reparasjonsprosessen.

I tillegg indikerte metallografisk undersøkelse av sveisene en uakseptabel og abnorm mengde gasshull i sveisen. Hullene er vist ved piler i fig. 1. Mikrosprekker i den varmepåvirkete sonen (HAZ) (vist ved piler i fig. 2) ble også registrert. Etter en detaljert undersøkelse ble det funnet at vanskelighetene som oppsto under sveisereparasjon og gasshullene i sveisen var resultat av at høytrykksmedia (HIP) (argongass) under HIP-behandlingen holdes inne i porer i forbindelse med overflata enten direkte eller ved hjelp av korn-grenselinjer. At gass sperres inne ble tydeligvis resultatet når lokalisert smelting av bestanddelen optrådde under HIP-behandlingen med høye temperaturer. Gass som hadde trengt inn i bestanddelen ved hjelp av overflateforbundet porøsitet eller seigrete korngrenselinjer ble holdt tilbake idet det lokalt smeltete materialet løste seg i grunnmassen ved termisk homogenisering under HIP-behandlingen og idet bestanddelen ble avkjølt til romtemperatur ved slutten av HIP-behandlingen. Metallografiske studier indikerte en uvanlig stor mengde av den lavtsmeltende Lavesfasen i de samme områdene som det ble funnet tilbakeholdt gass i. IIN718 antas Lavesfasen å ha den generelle formelen (Ni, Fe, Cr, Mn, Si)2(Mo, Ti, Nb).

Lavesfasen ble også funnet å være den primære årsaken til den observerte HAZ-mikrosprekkdannelsen, selv om det ble bestemt at slik sprekkdannelse var uavhengig av tilbakeholdelsen av argongass under HIP-behandlingen. Disse sprekkene var generelt under overflata og kan senke levetiden for de sveisete bestanddelene betraktelig, og de er derfor uønsket. En detaljert analyse av forholdet mellom Lavesfase og HAZ-mikrosprekkdannelse er presentert i Vincent, "Precipitation Around Welds In the Nickel Base Superalloy Inconel 718", Acta Mettallurgica, Vol. 33, No. 7 (1985) pp. 1205-1216.

Det er vist at støpt IN718 som inneholder Lavesfase kan varmebehandles slik at hovedsaklig all Lavesfase løses opp før HIP-behandlingen, se US patentsøknad nr. 565.589. Varmebehandlingen gjør legeringen lettere sveisbar. På grunn av fraværet av Lavesfase er tilbakeholdelsen av gass under HIP-behandlingen hovedsaklig eliminert. Imidlertid er denne behandlingen tidkrevende, og det er best å unngå den.

US patentskrift 3.046.108 beskriver varmbearbeidde artikler med et bredt sammensetningsområde. Disse sammensetningene er avhengige av varmbearbeiding for å oppnå deres ønskete mekaniske egenskaper; se kolonne 3 fra linje 31, hvor publikasjonen fastslår at "Det er et trekk ved de foreliggende legeringene at de utvikler deres spenningsbrudd-egenskaper ved 649 °C når direkte eldet fra den varmvalsete eller den smidde tilstand uten en løsningsgløding." At evnen som legeringene i denne publikasjonen har ved at de kan varmbearbeides er deres viktigste trekk, framgår av det faktum at betegnelser som varmbearbeiding, smibarhet, smiing osv. er brukt gjennomgående. Således må denne bearbeidbarheten anses som kjernen i publikasjonen og indikativt på hvilke problemer som den legeringen løser. Nærvær av Lavesfase er imidlertid ikke omtalt i det hele tatt.

Formålet med den foreliggende oppfinnelsen er følgelig å framskaffe et sveisbart støpestykke av typen nikkelbasert superlegering som er praktisk talt fri for dispergert gass og Lavesfase.

Dette formål løses i henhold til den karakteriserende del av patentkrav 1. En framgangsmåte for framstilling av samme, framgår av den karakteriserende del av patentkrav 2 og 3.

I et program som fører til utviklingen av legeringene i samsvar med den foreliggende oppfinnelsen ble metallografisk undersøkelse gjennomført for å bestemme om det var et forhold mellom mengden Lavesfase-utfelling som ble dannet i støpt IN718 og størkningshastigheten for prøven. Begrepet "størkningshastighet" er ment å beskrive hastigheten av avkjøling mellom legeringens solidus- og likvidus-temperaturer. Denne undersøkelsen viser at mengden Lavesfase-utfelling i støpte ubehandlete prøver økte med avtakende (dvs. saktere) størkningshastigheter. Dette kan ses bedre i fig. 3, 4 og 5. Fig. 3 er et mikrofotografi av en IN718-testprøve som størknet med en hastighet på omtrent 2.8°C pr. minutt. Det bør legges merke til at ved denne relativt lave størkningshastigheten er det en vesentlig mengde Lavesfase i mikrostrukturen, i form av et innbyrdes forbundet nettverk av utfelling i interdendrittiske områder. Fig. 4 er et mikrofotografi av en IN718-testprøve som størknet ved en hastighet på omtrent 83 °C pr. minutt. Ved denne relativt raske avkjølingshastigheten er mengden Lavesfase betraktelig redusert sammenliknet med fig. 3. Lavesfasen er også tilstede som isolerte områder med utfelling, sammenliknet med det innbyrdes forbundne nettverket i fig. 3. Det skulle være klart at dersom det innbyrdes forbundne Lavesfase-nettverket i fig. 3 smelter under HIP-behandling, kan en vesentlig større mengde gassformig HIP-medium bli holdt tilbake i legeringen sammenliknet med mengden som holdes tilbake dersom Lavesfasen i fig. 4 smelter. Fig. 5 viser at mengden Lavesfase som felles ut i støpt IN718 er omvendt proporsjonal med størkningshastigheten for legeringen, dvs. det dannes mer Lavesfase idet størkningshastigheten minker. I figuren ble "Arealprosent Lavesfase" bestemt ved hjelp av optisk mikroskopi ved en forstørrelse på 100X. Prøvene vist i fig. 3 og 4 ble laget ved å bruke standard metallografiske teknikker. For å belyse Lavesfase-utfellingen ble prøvene elektrolyttisk etset med en vandig løsning av 10% oksalsyre. I disse mikrofotografiene vises Lavesfasen som den hvite fasen mens den mørke fasen som omgir Lavesfasen hovedsakelig er gamma-dobbel-prima-fasen, Ni3Nb. Gamma-dobbel-prima-fasen er den primære forsterkende fasen i IN718. Som sådan omtales legeringen og de som i sammensetning er lik den som gamma-dobbel-prima-forsterkete legeringer. Grunnmasse-fasen i IN718 er en nikkel-faststoff-løsning, gamma. Dispergert i gammafasen er karbider, som også opptrer som hvite i mikrofotografiene

Laboratorieanalyse og metallografisk analyse av Lavesfasen i IN718 viste at den hadde et smeltepunkt på omtrent 1149-1163°C. Dette er betraktelig mindre enn temperaturene for IN718 i fast form og væskeform, som er hhv. omtrent 1274°C og 1377°C, når Lavesfase ikke er tilstede. Det er også mindre enn en vanlig brukt HIP-temperatur på 1190°C, som sørger for den observerte Lavesfase-smeltingen under HIP-behandlingen, som omtalt ovenfor. Lavesfase-hardheten ble bestemt til å være omtrent 60 Rockwell C. Elektron-mikroanalyse av Lavesfasen indikerte at dens sammensetning var, basert på vektprosent, omtrent 35-40 Ni, 25-30 Nb, 11-13 Fe, 11-13 Cr, 7-10 Mo, 1-2 Ti, 1 Si. Denne sammensetningen er i samsvar med sammensetningen som er angitt i de ovenfor nevnte artiklene av Vincent. US patentskrift 4.431.443 angir imidlertid at i IN718 angis Lavesfasen støkiometrisk som Ni2Nb, dvs. dens sammensetning er 56 vekt% Ni og 44 vekt% Nb.

I samsvar med tendensen vist i fig. 5 ble det funnet at i store, komplekse IN718-støpestykker så som forstøverbeholdere i gassturbinmaskiner, var Lavesfase tilstede i tykke deler og i andre deler som på grunn av faste krav til støpingen (f.eks. form-design, kjerneplassering etc.) størknet med lave hastigheter. For noen jetmotorer som stadig brukes, kan støpte ubehandlete forstøverbeholdere veie opp til 454 kg og ha deltykkelser opp til mellom 19 mm og 2.54 mm. I noen tykke deler er størkningshastigheten estimert til å være omtrent 2.8°C pr. minutt. I noen tynne deler er størkningshastigheten estimert til å være omtrent 83 °C pr. minutt. Det henvises til Fig. 5. Dersom IN718 er støpt under denne typen betingelser, vil Lavesfase formes i seint-størknende områder. Som omtalt ovenfor vil nærværet av Lavesfase gjøre IN718 usveisbar, dvs. det er en uakseptabel mengde avgass og sveiseperler som utvikles, og mikrosprekker i HAZ dannes.

I et relatert program ble det bestemt at strekk-egenskapene for støpt og HIP-behandlet IN718 ble redusert ved nærværet av Lavesfase i mikrostrukturen, sammenliknet med prøver hvis mikrostruktur inneholdt lite eller ingen Lavesfase. Se tabell II, som viser data for støpt og HIP-behandlete IN718-prøver som hadde en betraktelig mengde Lavesfase i mikrostrukturen, lik mengden til stede i prøven vist i fig. 3. Tabell II viser også data for støpte og HIP-behandlete IN718-prøver som ikke inneholder Lavesfase. Disse Laves-frie IN718-prøvene ble gitt en varmebehandling før HIP-behandling som løste all Lavesfasen som kunne detekteres ved 100 X oppløsning. Denne varmebehandlingen forårsaket ingen andre detekterbare mikrostrukturene eller metallurgiske endringer i materialet. HIP-behandlingen for alle prøvene i tabellen var 1163°C i 3 timer ved 103.4 MPa. Etter HIP-behandlingen ble alle prøvene utsatt for en stabil iser ings-varmebehandling ved 871 °C i 10 timer, en løsnings-varmebehandling ved 954°C i 1 time og en utfellings-varmebehandling ved 732°C i 8 timer, fulgt av en ovnsavkjøling med en hastighet på minst 55°C pr. time til 663 °C og holdt på 663 °C i 8 timer. Som det framgår av tabellen, forårsaker nærværet av Lavesfase en reduksjon i egenskapene ved begge test-temperaturene. Duktilitet (dvs. reduksjon i areal og forlengelse) og spenningsbrudd er betraktlig redusert.

Legeringene i samsvar med den foreliggende oppfinnelsen er resultat av et omfattende program for å utvikle legeringer som har egenskaper som kan sammenliknes med liknende behandlet IN718, og som kan støpes til store, komplekse former med nesten perfekt form, har en mikrostruktur karakterisert ved lite eller ingen Lavesfase eller gass som er holdt tilbake i støpt og HIP-behandlet tilstand og som kan sveises for å reparere defekter dannet ved støping så som porøsitet eller innleiringer uten avgass eller utvikling av sveiseperler og uten dannelse av sveisesprekker.

Legeringene i samsvar med den foreliggende oppfinnelsen er modifikasjoner av legeringen IN718. For å begrense mengden Lavesfase som dannes under størkning av disse modifiserte legeringene blir krom-innholdet redusert til mellom 10 og 15 vektprosent. Laboratorietester har vist at det lave Cr-innholdet effektivt hemmer dannelsen av Lavesfase under størkningen av den støpte bestanddelen, også ved svært lave størkningshastigheter. Som en konsekvens av dette er det ingen smelting langs de interdendrittiske områdene under HIP- behandlingen og ingen tilbakeholding av gassformig HIP-media i gjenstanden. Enhver liten mengde Lavesfase som dannes under størkningen av legeringen løses enkelt under en HIP-behandling etter støpingen, slik at i den støpte og HIP-behandlete tilstanden inneholder mikrostrukturen ingen Lavesfase og ingen gass som blir holdt tilbake. Når de er varmebehandlet, støpt og HIP-behandlet, har gjenstandene mekaniske egenskaper som kan sammenliknes med IN718 som er behandlet på liknende måte og er betraktelig mer sveisbare enn IN718 som er behandlet på liknende måte.

I disse legeringene kan molybden-innholdet eventuelt minskes til mellom 0 og 3.3 vektprosent. Molybden virker også inn på mengden Lavesfase som dannes i den støpte mikrostrukturen, men ikke i den grad som Cr gjør det. Sammensetningen av legeringene i samsvar med oppfinnelsen er, angitt i vektprosent, 10-15 Cr, 0-3.3 Mo, 0.65-1.25 Ti, 4.75-5.5 Nb+Ta, 15-24 Fe, 0.2-0.8 Al, og resten Ni+Co.

De forannevnte og andre trekk og fordeler ved den foreliggende oppfinnelsen vil framgå klarere i lys av den følgende detaljerte beskrivelsen av de foretrukne utførelsesformene med

henvisning til vedlagte figurer, der

fig. 1 er et mikrofotografi (10X) som viser gasshull i en sveis på en IN718-testprøve,

fig. 2 er et mikrofotografi (50X) som viser HAZ mikrosprekker i en sveis på en IN718-testprøve,

fig. 3 er et mikrofotografi (100X) av IN718 som er størknet ved omtrent 2,8°C pr. minutt og oppviser Lavesfase- utfelling,

fig. 4 er et mikrofotografi (100X) av IN718 som er størknet ved omtrent 83 °C pr. minutt og oppviser Lavesfase- utfelling,

fig. 5 viser forholdet mellom Lavesfase-dannelse i IN718 og størkningshastigheter,

fig. 6, 6a og 6b viser forholdet mellom Lavesfase-dannelse og krom-innhold i legeringer i samsvar med oppfinnelsen og i IN718,

fig. 7a og 7b er mikrofotografi (250X) av hhv. prøver av legering LF1 og IN718, og

fig. 8 er en grafisk framstilling som viser sammenlikning av den lave syklus-utmattingen av prøver av legering LF1 og IN718.

Fra det som er nevnt ovenfor er det klart at når IN718 er støpt slik at det størkner med lav hastighet, dannes vesentlige mengder Lavesfase, sveisbarhetenen blir uheldig påvirket, og mekaniske egenskaper reduseres. Disse manglene peker mot behovet for en legerings-sammensetning som ville ha en mikrostruktur, som dannet under støping, som var hovedsaklig fri for Lavesfase-utfelling også etter størkning med lav hastighet. En slik legering ville ikke være utsatt for tilbakeholding av gass med høyt trykk under HIP-behandlingen og ville heller ikke utsettes for HAZ-mikrosprekkdannelse. Et krav i tillegg var at gjenstander som er støpt HIP-behandlet og varmebehandlet har strekkegenskaper som kan sammenliknes med IN718 som er behandlet på liknende måte og som hadde Laves-fri mikrostruktur, f.eks. støpt IN718 behandlet i samsvar med den tidligere omtalte US patentsøknad 565.589.

Hamrete IN718-bestanddeler er trolig ikke utsatt for degradering med hensyn til egenskaper og behandling i forbindelse med nærværet av Lavesfase som dannet under støping, fordi under den mekaniske bearbeidingen av bestanddelen ved høy temperatur, vil all Lavesfase som kan ha blitt dannet under størkningen av start-støpeblokken bli oppbrutt og oppløst. Som et resultat av det hamrete produktets reduserte segregering og reduserte korn-størrelse, er de mekaniske egenskapene til hamret IN718 bedre enn for støpte materialer, idet disse er hamrete legeringer med sammensetninger lik IN718. Noen av disse er beskrevet i US patentskrifter 3.046.108, 3.758.295 og 4.231.795. Imidlertid er disse legeringene avhengig av termo-mekanisk bearbeiding for å oppnå de ønskete egenskapene. Se f.eks. omtalen i US patentskrift 3.046.108 spalte 3, fra linje 31. I uhamret tilstand vil disse tidligere kjente legeringene ikke være så hensiktsmessige.

For å identifisere en legerings-sammensetning som var fri for Lavesfase-utfelling i støpt tilstand, ble et laboratorietest-program gjennomført for å bestemme effekten av forskjellige elementer på dannelsen av Lavesfase under størkning med lav hastighet. I den første fasen av programmet ble det undersøkt om en sammensetning innenfor det brede IN718-området kunne danne en hovedsakelig Laves-fri mikrostruktur. Den spesifikke sammensetningen som ble undersøkt i denne fasen av programmet er vist i tabell III. Størkningshastigheten for disse prøvene var relativt lave, omtrent 2.8°C pr. minutt, noe som representerte en hastighet typisk for tykke deler i store støpestykker.

I tabell III er området for sammensetningen av IN718 vist og også en typisk sammensetning av IN718 (legering SS9). Mengden Lavesfase i mikrostrukturen ble bestemt ved optiske målinger lik dem som frambragte resultatene i fig. 5. I tabellen betyr en "stor" mengde Lavesfase en mikrostruktur karakterisert ved omtrent 4-5 arealprosent Lavesfase, som vist i fig. 3. Som det framgår av tabellen resulterte det å variere innholdet av Si, Cr og Nb innenfor IN718-området ikke i noen markert endring i innholdet av Lavesfase dannet under støping.

Det ble så gjennomført tester for å bestemme effekten av lavere Cr-innhold på Lavesfase-dannelsen, dvs. lavere Cr-innhold enn det som er tillatt i IN718-området. Legeringer som inneholder 13 og 15 vektprosent Cr ble undersøkt. De andre elementene var i mengder angitt for legering SS9 (tabell III), den nominelle IN718-sammensetningen. Disse testene viste at også ved lave størknings-hastigheter var dannelsen av Lavesfase signifikant avhengig av Cr-innholdet i legeringen, som vist i fig. 6, 6a og 6b. I fig. 6 er data-punktene betegnet 6a og 6b. Mikrofotografier av prøvene som tilsvarer disse datapunktene er vist i hhv. fig. 6a og 6b. At reduksjon i Cr-innhold ville redusere Lavesfasen var overraskende siden mikroanalyse viste at bortsett fra Ni, er det primære elementet i Lavesfase Nb, som nevnt ovenfor. Det var også overraskende med hensyn til det ovenfor omtalte US patentskrift 4.431.443 som angir at Lavesfasen er Ni2Nb.

Ytterligere tester indikerte at reduksjon av Mo- innholdet fra 3% til 1% også reduserte mengden Lavesfase dannet under støping i en legering som inneholdt 13% Cr, selv om effekten på Lavesfase-dannelse av å redusere Mo-innholdet fra 3% til 1% ikke var så dramatisk som effekten av å redusere Cr-innholdet til under de nominelle 19%.

For å vurdere de mikrostrukturene og mekaniske egenskapene i legeringer med lavt Cr-innhold ble det frambragt fire 113 kg vakuum induksjons-smeltete (VIM) material satser. De aktuelle kjemiske sammensetningene for disse satsene, som er betegnet LFla, LFlb, LF2a og LF2b i tabell IV, er også gitt i tabellen. På grunn av likheten i den kjemiske sammensetningen av satsene LFla og LFlb, vil de heretter under ett kalles LF1. På grunn av likheten i kjemisk

sammensetning av satsene LF2a og LF2b blir de heretter under ett kalt LF2.

Som det framgår av tabellen, inneholdt begge legeringssatsene (LF1 og LF2) omtrent 12% Cr. Legering LF1 inneholdt omtrent 3 % Mo, mens legering LF2 inneholdt omtrent 1% Mo. Ellers var sammensetningen av begge legeringene lik en typisk IN718-sammensetning, med unntak av at i disse modifiserte legeringene var Fe-innholdet fast på omtrent 18.1 IN718 er Fe basis-elementet. Grenser for elementer som typisk er til stede som urenheter i disse typene legeringer er også gitt i tabellen.

For å karakterisere disse lageringene med lavt Cr-innhold og sammenlikne dem med IN718, ble to forskjellige maskindeler med legeringer med kjemisk sammensetning som LF1, LF2 og IN718 form-støpt under hovedsaklig identiske betingelser, ved å bruke velkjente teknikker. I gassturbin-maskiner som er i bruk i dag, er disse spesielle maskindelene begge støpt IN718. En del var omtrent 38.1 cm i diameter og veide omtrent 6.8 kg. Den andre delen var omtrent 86.36 cm i diameter og veide omtrent 13.6 kg. Metallografisk undersøkelse av hver del i støpt tilstand (fig. 7a og 7b) viste praktisk talt ingen Lavesfase i legeringer LF1 og LF2, mens IN718-prøver inneholdt moderate mengder Lavesfase. Lavesfase i IN-718 er vist med piler i fig. 7b. Denne mengden ble betraktelig mindre enn mengden som typisk observeres i sakte avkjølte områder i store, komplekse støpestykker. Lavesfasen var ikke innbyrdes forbundet slik det er vist i fig. 3. Det var ikke desto mindre klart at de modifiserte legeringene som inneholdt omtrent 12% krom hadde en lavere tilbøyelighet til dannelse av Lavesfase under størkning enn IN718-sammensetningen.

For å undersøke de mekaniske egenskapene til legeringene LF1 og LF2 med lavt Cr-innhold i forhold til IN718, ble prøver undersøkt i HIP-behandlet og varmebehandlet tilstand. HIP-behandlingen var 1190°C i fire timer ved 103.4 MPa. For å undersøke effekten av forskjellige varmebehandlings-betingelser på strekk-egenskapene til legering LF1 og LF2 ble to forskjellige varmebehandlingsplaner benyttet. I tabell V-VI, som viser resultatene av strekk-testing ved hhv.

21 °C og 649°C, besto varmebehandlingen betegnet "1" av en stabiliseringsbehandling ved 871 °C i 10 timer, en løsningsbehandling ved 954°C i 1 time, og en utfellings- (eldnings)-behandling ved 732°C i 8 timer, fulgt av en ovnsavkjøling med en hastighet på minst 55°C pr. time til 663°C og holdt på 663°C i 8 timer, og avkjøling til romtemperatur. Varmebehandlingen betegnet "2" i

tabellene besto av en stabiliseringsbehandling ved 871 °C i 24 timer. Løsnings- og eldningsbehandlingene var de samme som i varmebehandling 1.

Som det framgår av tabellene har legeringene LF1 og LF2 med lavt Cr-innhold strekkegenskaper som generelt kan sammenliknes med egenskapene til støpt, HIP-behandlet og varmebehandlet IN718. Mens egenskapene til IN718 er litt bedre enn egenskapene til legering LF1 og LF2 ved 21 °C, anses dette å være av liten praktisk betydning. Den høyere testtemperaturen (dvs. 649 °C) er representativ for typiske driftstemperaturer i områdene der bestanddeler med denne sammensetningen sannsynligvis vil bli brukt. Det er således ved denne temperaturen at legeringene med lavt Cr-innhold må kunne sammenliknes med IN718. Tabell VI viser at dette kravet er oppfylt.

Isotermisk lavsyklus-utmatnings (LCF)-testing ved 593 °C er gjennomført på støpte, HIP-behandlete og varmebehandlete legering LF1- og IN718-prøver. Gjennomsnittlige innledende testresultater, vist i fig. 8, viser at prøver av LFl-legering har LCF-egenskaper som kan sammenliknes med IN718-prøver.

De modifiserte legeringene ble funnet å ha samme støpbarhet som IN718. "Støpbarhet" er et mål for en legerings evne til å fylle en form og størkne uten dannelse av varmsprekker eller stor krympings-porøsitet. Tester har vist at legeringene LF1 og LF2 med lavt Cr-innhold, og også IN718, godt fylte sine former, og de resulterende støpestykkene inneholdt et tilsvarende antall defekter på og under overflata. Det ble således sluttet at alle tre legeringene hadde sammenliknbar støpbarhet.

Fordi store, komplekse støpestykker kan inneholde defekter dannet under støping, må de være sveisbare for at slike defekter skal kunne repareres. Fordi lite eller ingen Lavesfase er observert i små støpestykker av legering LF1 og LF2, mens IN718-støpestykker inneholdt Lavesfase, vil disse legeringene med lavt Cr-innhold ikke være utsatt for Lavesfase-dannelse selv når de er størknet ved lave hastigheter, og derfor vil de ikke være utsatt for uakseptabel grad av avgass, sveiseperler eller HAZ-mikrosprekkdannelse når de er sveiset, og disse legeringene anses derfor å være sveisbare. Tester har vist at legeringene i samsvar med oppfinnelsen er mer sveisbare enn standard IN718.

Store konstruksjons-støpestykker som har en sammensetning innefor området angitt i tabell IV kan framstilles ved å bruke kjente støpeteknikker. En foretrukket framgangsmåte er å smelte ubrukt råmateriale ved vakuuminduksjons-smelting (VIM) og å la det smeltete metallet størkne i en støpeform. Selv om bruken av ubrukt råmateriale foretrekkes, antas det at materiale kan brukes om igjen eller at skrapmateriale også kan brukes.

For å lukke ikke-overflate-forbundet porøsitet og for å løse opp mulige små mengder Lavesfase som kan dannes i støpestykket, blir bestanddelen fortrinnsvis HIP-behandlet etter støping. En HIP-behandling som har gitt fordelaktig reduksjon i porøsitet, og også oppløsning av Lavesfasen, er 1190°C i 4 timer ved 103.4 MPa. Imidlertid vil fagfolk finne at andre temperatur-, tid- og trykk-kombinasjoner kan gi like fordelaktige resultater. Siden Lavesfase er oppløst i gamma-massen (matrisen) under HIP-behandling med høy temperatur, er det ikke nødvendig at mikrostrukturen dannet under støping er helt fri for Lavesfase-utfelling. Mikrostrukturen dannet under støping behøver bare være hovedsaklig fri for relativt kontinuerlig Lavesfase, dvs. den kan inneholde en liten mengde Laves- fase, mindre enn omtrent 2 arealprosent.

Dersom det blir funnet overflate-defekter så som porøsitet eller innleiringer i støpestykket etter HIP-behandling, kan slike defekter fjernes f.eks. ved sliping. Disse områdene kan så bli sveisereparert, fortrinnsvis ved å bruke sveise-fyllmetall (f.eks. stang eller tråd) som hadde en sammensetning innenfor området som er angitt i tabell IV. Denne spesielle sammensetningen er brukt for å hindre inkompatibiliteter mellom sveisestreng og basismetallet. Før sveising blir bestanddelen fortrinnsvis varmebehandlet som følger: 871±14°C/10-24 timer (luftkjøling), fulgt av 954±14°C/1 time (luftkjøling). Etter sveisereparasjon blir bestanddelen undersøkt igjen for å bestemme effektiviteten av sveiseoperasjonen. Dersom ingen ytterligere defekter er funnet, blir bestanddelen videre varmebehandlet som følger: 954±14°C/1 time (luftkjøling), fulgt av 7320+14°C/8 timer (ovnskjøling til 663°C, fulgt av 663±14°C/8 timer (luftkjøling). En slik varmebehandling optimaliserer legeringens mekaniske egenskaper.

Claims (3)

1. Uhamret sveisbart støpestykke bestående av en modifisert nikkelbasert superlegering av typen "Inconel legering 718", hvor støpestykket har en mikrostruktur som er praktisk talt fri for dispergert argon-gass og Laves fase etter isostatisk varmpressing ved betingelser som er tilstrekkelig til å lukke forbundet porøsitet under overflata dannet under støping, karakterisert ved at støpestykkets sammensetning omfatter i vekt% 10-15 Cr, 0-3.3 Mo, 0.65-1.25 Ti, 4.75-5.5 Nb + Ta, 15-24 Fe, 0.2-0.8 Al og resten Ni + Co.

2. Framgangsmåte for tilvirking av et sveisbart støpestykke, uten anvendelse av hamring, hvor støpestykket består av en modifisert nikkelbasert superlegering av typen "Inconel legering 718" med en mikrostruktur som er praktisk talt fri for dispergert argon-gass og Laves fase etter isostatisk varmpressing ved betingelser som er tilstrekkelig til å lukke forbundet porøsitet under overflata dannet under støping, karakterisert veda) framskaffe en legering som ved smelting og størkning danner et støpestykke som er praktisk talt fri for Laves fase, der legeringen i vekt% omfatter 10-15 Cr, 0-3.3 Mo, 0.65-1.25 Ti, 4.75-5.5 Nb + Ta, 15-24 Fe, 0.2-0.8 Al og resten Ni + Co; b) på forsåvidt kjent måte underlegge støpestykket for isostatisk varmpressing ved betingelser tilstrekkelig til å lukke forbundet porøsitet under overflata dannet under støping; og eventuelt c) varmebehandle støpestykket ved 857-885°C i 10-24 timer etterfulgt av 1 time ved 941-968 °C; reparere defekter dannet under støping ved sveising; og underlegge støpestykket for en avsluttende varmebehandling ved 941-968°C i 1 time etterfulgt av 718-746°C i 8 timer, og deretter avkjøle støpestykket til 649-677 °C med en hastighet som er lik eller lavere enn hastigheten for nedkjøling av ovnen, hvoretter støpestykket holdes ved 649-677°C i 8 timer etterfulgt av nedkjøling til romtemperatur i luft.

3. Framgangsmåte ifølge krav 2, karakterisert ved at det ved sveisereparering benyttes fyllmetall som i vekt% omfatter 10-15 Cr, 0-3.3 Mo, 0.65-1.25 Ti, 4.75-5.5 Nb + Ta, 15-24 Fe, 0.2-0.8 Al og resten Ni + Co.