SE444324B

SE444324B - HEAT-PROCESSED NICKEL BASED ALWAYS PRODUCT AND PROCEDURE FOR MANUFACTURING ITS

Info

Publication number: SE444324B
Application number: SE7805309A
Authority: SE
Inventors: D N Duhl; W E Olson
Original assignee: United Technologies Corp
Priority date: 1977-05-25
Filing date: 1978-05-10
Publication date: 1986-04-07
Also published as: DE2821524C2; IT7823726A0; BE866609A; GB1592237A; BR7803254A; NO781787L; JPS53146223A; IT1096317B; IL54629A; CA1117320A; NO148523B; NO148523C; DE2821524A1; SE7805309L; JPS6125773B2; IL54629A0; FR2392129A1; FR2392129B1; CH635368A5

Description

x 7805309-7 “ 2 innehåller dessa legeringar ca. 10% krom, primärt för oxidations- motstånd aluminium och titan på sammanlagt ca. 5% för bildning av den förstärkande X'-fasen samt svårsmälta metaller såsom molybden, volfram, tantal och niob i halter på ca. 5% i form av förstärkare_, i fast lösning. I princip alla varmhållfasta nickelbasleqeringar- innehåller också ca. 0,1% kol, som fungerar som kofngränsförstärkare och bildar karbider som förstärker legeringen. Bor och zirkonium _ * tillsättes också ofta i små mängder som korngränsförstärkare. x 7805309-7 “2 these alloys contain approx. 10% chromium, primarily for oxidation resistance aluminum and titanium for a total of approx. 5% for the formation of the reinforcing X 'phase and difficult-to-digest metals such as molybdenum, tungsten, tantalum and niobium in concentrations of approx. 5% in the form of amplifier_, in solid solution. In principle, all heat-resistant nickel base alloys also contain approx. 0.1% carbon, which acts as a caffeine limit builder and forms carbides that strengthen the alloy. Boron and zirconium _ * are also often added in small amounts as grain boundary enhancers.

Vanligen framställes gasturbinblad genom gjutning och det mest använda gjutningsförfarandet åstadkommer delar med'likformiga,. icke-orienterade korn. Det är känt att metallers högtemperaturegen-. skaper vanligen är beroende av korngränsegenskaperna, och har således ansträngningar gjorts för att förstärka desamma (exempelvis genom ovannämnda tillsatser) eller för att reducera eller eliminera korn- gränserna vinkelräta mot delens huvudpåkänningsaxel. Ett sätt att eliminera dylika tvärgående gränser betecknas som riktad stelning och omtalas i US patentskrift 3 260 505. Effekten härav är att åstadkomma en orienterad mikrostruktur av pelarkorn, vilkas huvud- axlar är parallella med delens påkänningsaxel och som uppvisar minsta möjliga antal eller inga korngränser vinkelräta mot delens påkän- ningsaxel. En vidareutveckling härav är användningen av enkristall- delar i gasturbinblad (se US patentskrift 3 494 709). Den uppenbara fördelen med enkristallbladet är frånvaron av korngränser. I en- kristaller är därför korngränserna eliminerade såsom potentiella svagheter, och är således enkristallens mekaniska egenskaper helt avhängiga av materialets inneboende mekaniska egenskaper.Usually, gas turbine blades are made by casting, and the most commonly used casting process produces parts having a uniform shape. non-oriented grains. It is known that the high temperature properties of metals. are usually dependent on the grain boundary properties, and thus efforts have been made to reinforce them (for example by the above-mentioned additives) or to reduce or eliminate the grain boundaries perpendicular to the main stress axis of the part. One way of eliminating such transverse boundaries is referred to as directional solidification and is disclosed in U.S. Pat. No. 3,260,505. The effect of this is to provide an oriented microstructure of column grains, the major axes of which are parallel to the stress axis of the member and have the least possible number of grains perpendicular. against the stress axis of the part. A further development of this is the use of single crystal parts in gas turbine blades (see U.S. Pat. No. 3,494,709). The obvious advantage of the single crystal blade is the absence of grain boundaries. In single crystals, therefore, the grain boundaries are eliminated as potential weaknesses, and thus the mechanical properties of the single crystal are completely dependent on the inherent mechanical properties of the material.

Tidigare lades stor möda ned på lösandet av problemen med korngränserna genom tillsättning av ämnen såsom kol, bor och zirkonium.In the past, great effort was put into solving the problems of grain boundaries by adding substances such as carbon, boron and zirconium.

Ett annat problem som försökte undvikas var utvecklingen av skadliga faser efter lång påverkan av höga temperaturer (dvs. legeringsin- stabilitet). Dessa faser är av tvâ generella typer. En, såsom 0' är icke önskvärd på grund av sin sköra natur, medan den andra, såsom~ /L är, icke önskvärd enär fasen binder stora mängder svårsmälta för- stärkare i fast lösning, varvid återstående legeringsfaser försvagas.Another problem that was tried to be avoided was the development of harmful phases after a long exposure to high temperatures (ie alloy instability). These phases are of two general types. One, such as 0 ', is undesirable due to its brittle nature, while the other, as ~ / L is, is undesirable because the phase binds large amounts of difficult-to-digest amplifiers in solid solution, thereby weakening the remaining alloy phases.

Dessa faser benämnes TCP~faser, för topologiskt tätpackade (topo- logically closed packed) faser, och.en av deras gemensamma egenskaper I-~ är att de alla innehåller kobolt. Det finns TCP-faser som kan bildas 5 utan kobolt, men dessa faser innehåller andra ämnen, såsom kisel, _ ~ l I som normalt ej återfinns i varmhållfasta nickelbaslegeringar._Emedan I en uppenbar åtgärd för reglering av dessa skadliga faser är att be- gränsa eller avlägsna koboltinnehållet, har detta inte visat sig vara g 3 7805309-7 praktiskt genomförbart i tidigare legeringar för polykristallina 7 utföranden. Problemet är, att om koboltinnehållet reduceras eller avlägsnas, förenar sig kolet företrädesvis med de svårsmälta metal- lerna och bildar MGC-korbider, som är skadliga för materialets egen- skaper, då de utarmar legeringens svårsmälta förstärkningselement.These phases are called TCP phases, for topologically closed packed phases, and one of their common properties is that they all contain cobalt. There are TCP phases that can be formed without cobalt, but these phases contain other substances, such as silicon, which are not normally found in high-strength nickel-base alloys. While an obvious measure for regulating these harmful phases is to limit or remove the cobalt content, this has not been found to be practically feasible in previous alloys for polycrystalline embodiments. The problem is that if the cobalt content is reduced or removed, the carbon preferably combines with the difficult-to-digest metals and forms MGC corbides, which are detrimental to the properties of the material, as they deplete the alloy's difficult-to-digest reinforcing elements.

US patentskrift 3 567 526 anger att kol kan avlägsnas helt från enkristallprodukter av varmhållfasta legeringar och att detta ger förbättrade utmattningsegenskaper. I l enkristallprodukter utan kol finns två viktiga förstärknings- mekanismer.Den viktigaste är den intermetalliska X'-fasen, Ni3 _ (Al Ti). I nya varmhållfasta nickelbaslegeringar kan Y'-fasen före- komma i kvantiteter på 60 volym-%. Den andra förstärkningsmekanismen är den förstärkning i fast lösning som bildas i närvaro av svårsmälta metaller såsom volfram och molybden i matrisen av nickel i fast lös- ning. Vid en Ä'-fraktion med konstant volym, kan stora variationer i densammas förstärkningseffekt erhållas genom att variera X'-fäll- ningspartiklarnas storlek och morfologi. Y'-fasen kännetecknas av en lösningstemperatur över vilken fasen upplöses i matrisen¿ I många gjutna leggringar befinner sig emellertid X'-lösningstemperaturen över den inledande smälttemperaturen så att det är omöjligt att effektivt upplösa I'-fasen utan ett inledande smältförfarande. Upp- lösning av K' är det enda sätt med vilket Y'-fasens i gjuten form morfologi kan modifieras, varigenom i många kommersiella varmhåll- fasta nickelbaslegeringar Y'-morfologin är begränsad till den genom den ursprungliga gjutningsprocessen erhållna morfologin. Den andra förstärkningsmekanismen, förstärkning i fast lösning, är mest effektiv då förstärkningselementen i fast lösning är jämnt fördelade i matrisen i fast lösning av nickel. Återigen reduceras förstärk- ningens effekt pga. gjutnings- och stelningsförfarandets natur.U.S. Pat. No. 3,567,526 states that carbon can be completely removed from single crystal products of heat-resistant alloys and that this provides improved fatigue properties. In single-crystal products without carbon, there are two important reinforcement mechanisms. The most important is the intermetallic X 'phase, Ni3 _ (Al Ti). In new heat-resistant nickel-base alloys, the Y 'phase can occur in quantities of 60% by volume. The second reinforcement mechanism is the solid solution reinforcement formed in the presence of indigestible metals such as tungsten and molybdenum in the matrix of nickel in solid solution. In the case of an Ä 'fraction with a constant volume, large variations in its amplifying effect can be obtained by varying the size and morphology of the X' precipitate particles. The Y 'phase is characterized by a solution temperature above which the phase dissolves in the matrix¿ In many cast deposits, however, the X' solution temperature is above the initial melting temperature so that it is impossible to effectively dissolve the I phase without an initial melting process. Dissolution of K 'is the only way in which the morphology of the Y' phase in cast form can be modified, whereby in many commercial high-strength nickel-base alloys the Y 'morphology is limited to the morphology obtained by the original casting process. The second reinforcement mechanism, solid solution reinforcement, is most effective as the solid solution reinforcing elements are evenly distributed in the nickel solid solution matrix. Again, the effect of the reinforcement is reduced due to the nature of the casting and solidification process.

Praktiska varmhållfasta nickelbaslegeringar stelnar inom ett brett temperaturområde. Stelningsprocessen innefattar bildning av dendriter med hög smältpunkt och efterföljande stelning av den vid lägre temperatur smälta interdendritiska vätskan. Stelningsförfarandet leder till väsentliga strukturella inhomogeniteter i hela mikro- strukturen. Det är teoretiskt möjligt att homogenisera en dylik mikro- struktur genom uppvärmning så.att diffusion följer, men i praktiken är den maximala homogeniseringstemperaturen, som begränsas av den in-' ledande smälttemperaturen, alltför låg för att medge homogenisering i större utsträckning inom rimliga tidsintervall.Practical heat-resistant nickel-base alloys solidify over a wide temperature range. The solidification process involves the formation of high melting point dendrites and subsequent solidification of the lower temperature molten interdendritic liquid. The solidification process leads to significant structural inhomogeneities in the entire microstructure. It is theoretically possible to homogenize such a microstructure by heating so that diffusion follows, but in practice the maximum homogenization temperature, which is limited by the initial melting temperature, is too low to allow homogenization to a greater extent within reasonable time intervals.

Föreliggande uppfinning innefattar tre sammanhörande aspekter, vsoszoà-7 A 4 Den första avser den legering som användes. Legeringen är en nickel- baslegering bestående av ca. 8-12% Cr, 4,5-5,5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W och 10f14% Ta. Koboltinnehållet regleras till mellan 3 och 7% och resten är huvudsakligen nickel.Den i uppfinningen använda legeringen är fri från avsiktliga tillsatser av C, B och Zr, även om dessa ämnen kan förekomma såsom föroreningar. Legeringen kännetecknas av en inledande smälttemperatur över ca. 1260°C. Således kan legeringen varmbearbetas under förhållanden som medger upplösning av Y'-fasen utanwett första smältförfarande. Samtidigt medger den höga första smälttemperaturen i huvudsak fullständig homogenisering av legeringen inom rimlig tid. Legeringens inledningsvis höga smälttemperatur är ett resultat av frånvaron av C, B och Zr. Det lâga'Co-innehållet hämmar bildningen av skadliga TCP-faser. A _ Den andra viktiga aspekten är bildningen av ovannämnda legering till enkristallprodukter. ” 'Den tredje aspekten är varmbearbetningssekvensen medelst vilken X '-morfologin kan modifieras och renas samtidigt som väsentlig homogénisering av mikrostrukturen i gjuten form åstadkommes. Den er- hållna enkristallprodukten får en mikrostruktur, vars typiska Y"-partikelstorlek är ca. en tredjedel av Y'-partikelstorleken i materialet i gjuten form. Samtidigt är den varmbearbetade enkristall- mikrostrukturen i huvudsak fri från strukturella inhomogeniteter, och denna jämna mikrostruktur i kombination med den ökade X'-lösnings- ' temperaturen medger att produkten enligt föreliggande uppfinning ut- vecklar en värmemotstående förmåga, som vid lika mekaniska egenskaper ligger åtminstone 170°C högre än den värmemotstående förmågan för jämförbara tidigare kända enkristallprodukter, vilka framställts av konventionella legeringar med C, B och Zr och konventionellt kobolt- innehåll. Legeringarna uppvisar fördelar gentemot konventionella- legeringar även om ingen varmbearbetning sker, men är denna med i det föredragna utförandet.The present invention encompasses three related aspects, vsoszoà-7 A 4 The first relates to the alloy used. The alloy is a nickel-base alloy consisting of approx. 8-12% Cr, 4.5-5.5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W and 10f14% Ta. The cobalt content is regulated to between 3 and 7% and the remainder is mainly nickel. The alloy used in the invention is free from intentional additions of C, B and Zr, although these substances may be present as impurities. The alloy is characterized by an initial melting temperature above approx. 1260 ° C. Thus, the alloy can be hot worked under conditions which allow dissolution of the Y 'phase without the first melting process. At the same time, the high initial melting temperature allows substantially complete homogenization of the alloy within a reasonable time. The initially high melting temperature of the alloy is a result of the absence of C, B and Zr. The low 'Co content inhibits the formation of harmful TCP phases. The second important aspect is the formation of the above alloy into single crystal products. '' The third aspect is the hot working sequence by which the X 'morphology can be modified and purified while achieving substantial homogenization of the microstructure in the mold. The obtained single crystal product has a microstructure, the typical Y "particle size of which is about one third of the Y 'particle size of the material in cast form. At the same time, the hot-worked single crystal microstructure is substantially free of structural inhomogeneities, and this smooth microstructure in combination with the increased X 'solution temperature allows the product of the present invention to develop a heat resistance capability which at equal mechanical properties is at least 170 ° C higher than the heat resistance capacity of comparable prior art single crystal products made from conventional alloys with C, B and Zr and conventional cobalt content The alloys have advantages over conventional alloys even if no hot working takes place, but this is included in the preferred embodiment.

Uppfinningen skall nedan närmare beskrivas i anslutning till ett föredraget utförande därav.The invention will be described in more detail below in connection with a preferred embodiment thereof.

I följande beskrivning är alla procentsatser viktprocent, såvida ej annat anges.In the following description, all percentages are by weight unless otherwise indicated.

Uppfinningen avser en produkt som framställts av en specifik legering som en kritisk serie av processförfaranden. Även om andra produkter kan framställas enligt uppfinningen, har denna speciell tillämpning för framställning av bärytor i form av blad och ledskovlar för gasturbinmotorer. Speciellt hållfastheten hos produkter, som fram- 5 7805309-7 ställts enligt uppfinningen, gör desamma lämpliga att användas som blad i gasturbinmotorer. 9 A Y Ett primärt grunddrag hos de i uppfinningen använda legeringarna är den huvudsakliga elimineringen av korngränsförstärkningsmedlen, kol, bor och zirkonium och reduktionen av koboltinnehållet relativt konventionella varmhållfasta legeringar. Legeringarna enligt upp- finningen är avsedda att användas för gasturbinkomponenter i en- kristallform. Inga avsiktliga tillsater C, B och Zr göres, men kan dessa ämnen förekomma som föroreningar. _ För att tillse att TCP-faser ej bildas i legeringen inom ett stort område av kompositioner och driftsförhållanden, regleras_ koboltinnehållet till mellan 3 och 7%.The invention relates to a product made from a specific alloy as a critical series of process processes. Although other products can be manufactured according to the invention, this has a special application for the production of bearing surfaces in the form of blades and guide vanes for gas turbine engines. In particular, the strength of products made according to the invention make them suitable for use as blades in gas turbine engines. 9 A Y A primary basic feature of the alloys used in the invention is the main elimination of the grain boundary reinforcing agents, carbon, boron and zirconium and the reduction of the cobalt content relative to conventional high strength alloys. The alloys according to the invention are intended to be used for gas turbine components in single crystal form. No intentional additives C, B and Zr are made, but these substances can occur as impurities. To ensure that TCP phases are not formed in the alloy within a wide range of compositions and operating conditions, the cobalt content is regulated to between 3 and 7%.

Med hänsyn till korngränsförstärkningsmedlen C, B och Zr, göres ej heller några avsiktliga tillsättningar. Ifall maximalt utbyte av uppfinningen skall uppnås, får inget ämne i gruppen C, B och Zr förekomma i större mängder än 50 ppm, och företrädesvis understiger summan av föroreningarna 100 ppm. Allra helst är kolinnehâllet mindre än 30 ppm och övriga ämnen respektive mindre än 20 ppm. I alla händel- ser måste kolinnehâllet begränsas till under den mängd, som bildar karbider av"MCftyp. Det måste understrykas att ingen avsiktlig till- sättning av dessa ämnen sker och att deras förekomst i legeringen eller enkristallprodukten enligt uppfinningen är oavsiktlig och icke önskvärd. ' Legeringar som kan framställas för uppfinningen innefattar: ~1) 8~12% Cr 2) 4,5-5,5% Al och 1-2% Ti 3) 3w5% W och 10~14% Ta 4) 3-7% Co 5) resten huvudsakligen Ni. >Inom dessa gränser är vissa sammansättningar att föredra. Summan av W och Ta är företrädesvis minst 15,5% för att medge adekvat för- stärkning i fast lösning och förbättrad kryphållfasthet vid hög tem- peratur. Ett Ta-innehåll på minst 11% föredras för oxidationsresis- tansen. Ämnena Al, Ti och Ta deltager i formeringen av X'-fasen (Ni3A1, Ti, Ta) och för maximal förstärkning medelst W-fasen, är det sammanlagda innehållet av A1, Ti och Ta företrädesvis minst 17,5%.With regard to the grain boundary reinforcing agents C, B and Zr, no intentional additions are made either. If maximum yield of the invention is to be achieved, no substance in groups C, B and Zr must be present in amounts greater than 50 ppm, and preferably the sum of the impurities is less than 100 ppm. Most preferably, the carbon content is less than 30 ppm and other substances less than 20 ppm, respectively. In any case, the carbon content must be limited to the amount which forms carbide-type carbides. It must be emphasized that no intentional addition of these substances takes place and that their presence in the alloy or single crystal product of the invention is accidental and undesirable. Alloys that can be prepared for the invention include: ~ 1) 8 ~ 12% Cr 2) 4.5-5.5% Al and 1-2% Ti 3) 3w5% W and 10 ~ 14% Ta 4) 3-7% Co 5) the rest mainly Ni.> Within these limits, certain compositions are preferred.The sum of W and Ta is preferably at least 15.5% to allow adequate reinforcement in solid solution and improved creep strength at high temperature. content of at least 11% is preferred for the oxidation resistance The substances Al, Ti and Ta participate in the formation of the X 'phase (Ni3A1, Ti, Ta) and for maximum reinforcement by means of the W phase, the total content of A1, Ti is and preferably take at least 17.5%.

Al och Ta är de element som i första hand bildar X'-fasen och för- hållandet Al/Ti måste vara > 2,5 och företrädesvis > 3,0 för att medge adekvat oxidationsresistans. Minst 9% Cr skall finnas ifall produkten skall användas under förhållanden där sulfidation är ett problem. 78Û5309-7. 5 Den mindre tillsättningen av Co förbättrar också sulfidations- resistansen.~ V V Legeringar som frmaställts enligt det föregående, innefattar NiCr i fast lösning med minst 30 volym-% av fasen bestående av Ni3M, där M utgör Al, Ti, Ta och W i mindre grad. ' _ Legeringarna inom ovannämnda gränser är termiskt stabila och skadliga mikrostrukturella instabiliteter såsom TCP-faserna inne- hållande kobolt bildas ej ens efter en längre tid vid hög temperatur exempelvis 500 timmar vid antingen 871, 982 eller 1093°C. Vidare uppvisar legeringarna goda utmattningsegenskaper enär bildningen av skadliga karbidpartiklar förhindras. De svårsmälta metaller som normalt förenar sig med kol eller utfälles vid TCP?fasformeringen förblir i fast lösning och resulterar i en legering med"exceptionella mekaniska egenskaper. A ' En viktig fördel som erhålles genom elimineringenfav B, C och Zr, är ökningen av den inledande smälttemperaturen. Normalt ökar vid föreliggande legeringar den inledande smälttemperaturen, dvs. den temperatur vid vilken legeringen först börjar smälta lokalt, med minst 28°C över den inledande smälttemperaturen för en liknande (tidigare känd) legering, vilken innehåller normala mängder C, B och Zr. Legeringens inledande smälttemperatur överstiger normalt 1260°C, medan konventionella högvärdiga, högfraktionsvolym uppvisande Y - Y'- elegeringar har inledande smälttemperaturer understigande 1260°C.Al and Ta are the elements that primarily form the X 'phase and the Al / Ti ratio must be> 2.5 and preferably> 3.0 to allow adequate oxidation resistance. At least 9% Cr must be present if the product is to be used in conditions where sulphidation is a problem. 78Û5309-7. The smaller addition of Co also improves the sulfidation resistance. VV VV Alloys prepared as above include NiCr in solid solution with at least 30% by volume of the phase consisting of Ni3M, where M constitutes Al, Ti, Ta and W in smaller degree. The alloys within the above limits are thermally stable and harmful microstructural instabilities such as the TCP phases containing cobalt are not formed even after a long time at high temperature for example 500 hours at either 871, 982 or 1093 ° C. Furthermore, the alloys show good fatigue properties since the formation of harmful carbide particles is prevented. The refractory metals which normally combine with carbon or precipitate in the TCP phase formation remain in solid solution and result in an alloy with "exceptional mechanical properties. A" An important advantage obtained by the elimination of B, C and Zr is Normally, in the case of the present alloys, the initial melting temperature, i.e. the temperature at which the alloy first begins to melt locally, increases by at least 28 ° C above the initial melting temperature of a similar (previously known) alloy, which contains normal amounts of C, B and Zr. The initial melting temperature of the alloy normally exceeds 1260 ° C, while conventional high quality, high fraction volume having Y - Y 'alloys have initial melting temperatures below 1260 ° C.

Denna ökade temperatur medger varmbearbetning för upplösning vid temperaturer där fullständig upplösning av den utfällda X' är möjlig samtidigt som homogenisering medges i stor utsträckning och inom rimlig tid. Legeringarna enligt föreliggande uppfinning bildar inte de karbider som visat sig vara nödvändiga för korngränsförstärk- ning i polykristallina varmhållfasta nickelbaslegeringar. Av denna anledning måste legeringarna enligt uppfinningen användas för en- kristallprodukter. Bildningen av legeringen till enkristallform är en kritisk aspekt av uppfinningen, men förfarandet för enkristall- formering är oviktig. Typiska produkter och stelningsförfarande framgår av US patentskrift 3 494 709.This increased temperature allows hot working for dissolution at temperatures where complete dissolution of the precipitated X 'is possible while allowing homogenization to a large extent and within a reasonable time. The alloys of the present invention do not form the carbides which have been found necessary for grain boundary reinforcement in polycrystalline high strength nickel base alloys. For this reason, the alloys of the invention must be used for single crystal products. The formation of the alloy into a single crystal form is a critical aspect of the invention, but the method of single crystal formation is unimportant. Typical products and solidification processes are disclosed in U.S. Pat. No. 3,494,709.

Den slutliga aspekten på uppfinningen avser den specifika varm- bearbetning som påföres enkristallprodukten. Enkristallprodukten i gjuten form innehåller Y'-fasen i dispersion med en normal partikel- storlek på ca. 1,5 mikron. Kurvan för fast löslighet för Y'-fasen i legeringen kommer normalt att ligga mellan 1288 och 1316°C och den inledande smälttemperaturen överstiger ca. 1293°C. Varmbearbetning vid 1288-1316°C (men under den inledande smälttemperaturen) kommer att 7 vvsoszoe-7 upplösa den* utfällda X'~fasen utan skadlig lokaliserad smältning.The final aspect of the invention relates to the specific heat treatment applied to the single crystal product. The single crystal product in cast form contains the Y 'phase in dispersion with a normal particle size of approx. 1.5 microns. The solid solubility curve for the Y 'phase in the alloy will normally be between 1288 and 1316 ° C and the initial melting temperature exceeds approx. 1293 ° C. Hot working at 1288-1316 ° C (but below the initial melting temperature) will 7 vvsoszoe-7 dissolve the * precipitated X 'phase without damaging localized melting.

Tider på 1/2-8 timmar är normalt tillräckliga även om längre tider kan förekomma. Dylika varmbearbetningstemperaturer är ca. 5500 högre än vad som kan förekomma vid polykristallina produkter av konventionella varmhållfasta legeringar. Denna högre temperatur medger homogenisering i hög grad under upplösningsstegen.Times of 1 / 2-8 hours are normally sufficient, although longer times may occur. Such hot working temperatures are approx. 5500 higher than that which can occur with polycrystalline products of conventional heat-resistant alloys. This higher temperature allows homogenization to a great extent during the dissolution steps.

Efter\upplösningsförfarandet kan en åldringsbearbetning ut- föras vid 871-1093°C för att åter utfälla X' i renad form.After the dissolution process, an aging treatment can be performed at 871-1093 ° C to reprecipitate X 'in purified form.

U'-partiklarna är efter återutfällning normalt mindre än ca. 0,5 mikron. 9 V Ovanstående diskussion kring ett föredraget utförande klar- göres närmare nedan med hänvisning till följande exempel: Exempel 1 Legeringar med i tabell I angivna sammansättningar bereddes.After re-precipitation, the U 'particles are normally less than approx. 0.5 microns. 9 V The above discussion of a preferred embodiment is clarified in more detail below with reference to the following examples: Example 1 Alloys with compositions listed in Table I were prepared.

Legeringens 444 sammansättning är, som följer: kol max. 50 ppm, volfram 11,5-12,5, titan 1,75-2,25, niob 0,75-1,25 zirkonium max. 20 ppm, kobolt max. 0,1, krom 8,0-10,0, aluminium 4,75-5,25, bor max. 20 ppm och resten nickel. Legering 454 är legeringen enligt föreliggande uppfinning. Båda dessa legeringar stelnade i en- kristallform. Legering PWA 1422 framställdes genom ensriktad stel- ning i en form med lângsträckta pelarkorn. Legering 1455 är en kommersiell legering som används som material för gasturbinblad.The composition of the alloy 444 is as follows: carbon max. 50 ppm, tungsten 11.5-12.5, titanium 1.75-2.25, niobium 0.75-1.25 zirconium max. 20 ppm, cobalt max. 0.1, chrome 8.0-10.0, aluminum 4.75-5.25, boron max. 20 ppm and the rest nickel. Alloy 454 is the alloy of the present invention. Both of these alloys solidified in single crystal form. Alloy PWA 1422 was produced by unidirectional solidification in a mold with elongated column grains. Alloy 1455 is a commercial alloy used as a material for gas turbine blades.

Den omnämnes här pga. sin oxidationsresistans vid höga temperaturer.It is mentioned here due to its oxidation resistance at high temperatures.

Legeringen framställdes genom ett konventionellt gjutförfarande med likformiga fria icke-orienterade korn. Experimentleqeringarna varmbearbetades enligt uppfinningen genom en 4 timmars upplösnings- behandling vid T288°C, följd av åldringsbearbetning vid 1080oC under 4 timmar och vid 87T°C under 32 timmar. Legering PWA 1422 bearbetades vid T204°C under 2 timmar följt av åldringsbearbetning vid 1080OC under 4 timmar och vid 871OC under 32 timmar och lege- ring PWA 1455 testades i gjuten form. Båda dessa konventionella legeringar testades i det tillstånd i vilket de vanligen användes.The alloy was made by a conventional casting process with uniform free non-oriented grains. The experimental alloys were hot worked according to the invention by a 4 hour solution treatment at T288 ° C, followed by aging work at 1080oC for 4 hours and at 87T ° C for 32 hours. Alloy PWA 1422 was machined at T 2 O 4 ° C for 2 hours followed by aging machining at 1080OC for 4 hours and at 871OC for 32 hours and alloy PWA 1455 was tested in molded form. Both of these conventional alloys were tested in the state in which they were commonly used.

Exempel 2 En del av legeringsproverna i exempel T testades för utvärdering av desammää krypbrottegenskaper. Testförhållanden och resultat fram- går av tabell II.Example 2 Some of the alloy samples in Example T were tested to evaluate the same creep fracture properties. Test conditions and results are shown in Table II.

Med hänvisning till tabell II är det uppenbart att under ifråga- varande testförhållanden var uppfinningslegeringen (454) överlägsen legeringarna 444 och PWA 1422. överlägsenhetsgraden för legeringen enligt uppfinningen kan synas minska något med ökad temperatur. I 7805309-7 m | mfQo~f.o | Q., mFQo,f.o å å ml UI OP O._ Q o.~ m m.P m Q.~ m mm ._ Mm H Hﬂwnßa Aﬁwxuﬂz nwvmwnv m.w .mv « w ONF m w of NP m W mm www, msm wcﬁuwmwn Nwww wmw mnﬂnwmwq www mnﬂummmà 9 7805309-7 Tabell II Legeringskrypbrotteqenskaper Legering Testför-É , Tid till Livslängd innan hållande krygning brott .454 9z7°c/3347.s bar 46.2 165.6 444 ~ " - 28.5 82.6 PwA 1422 - “ - ' 17 ' 76 454 982oC/1999.5 bar 143.9 350 444 - " ~ 110.0 310 PWA 1422 1093oC/827.4 bar 409.9 776.4 444 - " - 303.9 345.7 PWA 1422 - “ - 31 " 61 IO 7805309-7 om m.NoF o.om omr fumssﬂp mqf Hwpmw pumsmmøx xw.mow www N.moN Nw .«.Z www w.>>P mvm íw _ mm Qwn uvoun Gmnﬂﬂ nmEEﬁu. wumcnwun vmﬁwwwñ wmmﬁmn |>H«ooﬁz Qxmﬂﬁxwu uø>>F.Referring to Table II, it is apparent that under the test conditions in question, the inventive alloy (454) was superior to the alloys 444 and PWA 1422. The degree of superiority of the alloy of the invention may appear to decrease slightly with increasing temperature. I 7805309-7 m | mfQo ~ f.o | Q., mFQo, fo å å ml UI OP O._ Q o. ~ M mP m Q. ~ m mm ._ Mm H H ﬂ wnßa A ﬁ wxu ﬂ z nwvmwnv mw .mv «w ONF mw of NP m W mm www, msm wc ﬁ uwmwn Nwww wmw mn ﬂ nwmwq www mn ﬂ ummmà 9 7805309-7 Table II Alloy Creep Fracture Properties Alloy Testför-É, Time to Lifetime Before Holding Crawling Break .454 9z7 ° c / 3347.s bar 46.2 165.6 444 ~ "- 28.5 82.6 PwA 1422 -“ - '17' 76 454 982oC / 1999.5 bar 143.9 350 444 - "~ 110.0 310 PWA 1422 1093oC / 827.4 bar 409.9 776.4 444 -" - 303.9 345.7 PWA 1422 - “- 31" 61 IO 7805309-7 om m.NoF o.om omr fumss ﬂ p mqf Hwpmw pumsmmøx xw.mow www N.moN Nw. «. Z www w. >> P mvm íw _ mm Qwn uvoun Gmn ﬂﬂ nmEE ﬁ u. wumcnwun vm ﬁ wwwñ wmm ﬁ mn |> H «oo ﬁ z Qxm ﬂﬁ xwu uø >> F.

Auuoun CMGQH HMÉHHU mﬂOﬁu. nmvﬂmﬂnmnmnmø uommm Anmäﬁwu nom mm mQwnm:mæ\. mnmumﬂmmumnoﬁunwﬂxo ummﬁwno uom«FF mumíwwoﬁﬂmwﬁwo :oo |mn0ﬁumßwmﬁ§w HHH ﬁwwnma Nmwf 43m mmww 43m www www mcﬂuwmmﬂAuuoun CMGQH HMÉHHU m ﬂ O ﬁ u. nmv ﬂ m ﬂ nmnmnmø uommm Anmä ﬁ wu nom mm mQwnm: mæ \. mnmum ﬂ mmumno ﬁ unw ﬂ xo umm ﬁ wno uom «FF mumíwwo ﬁﬂ mw ﬁ wo: oo | mn0 ﬁ umßwm ﬁ§ w HHH ﬁ wwnma Nmwf 43m mmww 43m www www mc ﬂ uwmm ﬂ

Claims

7sosso9% 7 In creep, on the other hand, it increases significantly with increasing temperature. In terms of life expectancy before crime occurs, superiority seems to increase relative to the 1422 alloy with rising temperature. The inventive alloy exhibits superior properties under all tested x conditions. Since the trend in gas turbine engines shows increased efficiency at higher temperatures, the improved high temperature properties of the invention are significant; Example 3 Samples of the materials of Example 1 were tested for resistance to sulfidation and oxidation at elevated temperature. The sulphidation test involved the application of Na SO at a rate of 1 m / cm 2 299 every twenty hours. The breaking criterion was a weight loss of 250 mg / omg. The oxidation test was performed both on the unprotected alloys at 1149 ° C under cyclic conditions and on the alloys protected with a NiCoCnAlY type coating at 1177 ° C under cyclic conditions. NiCoCnAlY is a commercial coating material with a nominal composition of 18% Cr, 23% Co, 12.5% Al, 0.3% Y and the balance Ni. The test on coated samples was normalized to minimize the effect of different coating thicknesses. The coating is disclosed in U.S. Pat. No. 3,928,026. The test results are shown in Table III. The sulphidation resistance of the alloy according to the invention is clearly superior to the resistance of other alloys. In cyclic oxidation evaluation of uncoated samples, the alloy according to the invention also exceeds alloy 1455, which is known for its oxidation resistance. Even when a protective coating is present, the alloy according to the invention shows greater resistance to cyclic oxidation at elevated temperature. It will be apparent to those skilled in the art that the present invention may be modified and modified within the scope of the appended claims without departing from the spirit and purpose of the invention. Patent claims

Hot-worked, heat-resistant nickel-base alloy product for use at preferably elevated temperatures, characterized in that the product has the following composition: a. 8-12% Cr b. 4.5-5.5% Al in c. 142% free d. 3-5% W 7805309-71 e; 10-14% ra get 3-7% Co and g, the rest Ni and that the product is free of internal grain boundaries and shows an average size of X 'particles of <0.5 microns. V k

Product according to claim 1, characterized in that the sum of W and Ta is at least 15.5%. \ a

Product according to claim 1, characterized in that Ta constitutes at least 11%. Oh

Product according to claim_1 ,. k n n e t e ç k n, a d a v that the sum * of Al, Ti and Ta is at least 17.5%.

5. A product according to claim 1, characterized in that the ratio A1 / Ti is greater than 2.5, preferably greater than 3.0.

A product according to claim 1, k ä n n e t e G k n a d _a v; that Cr constitutes more than approx. 9%. K '

Process for producing a hot-worked product of a heat-resistant nickel-base alloy according to any one of claims 1 to 6 for use at preferably elevated temperature, characterized in that A. an alloy is prepared containing ß _ _ É a. 8-12% cr 1 5 fb. 4,5-s, 5% A1 c. 1-2% Ti d. 3-5% w fe. 10-14% Ta f. 3-7% Co and .g. the residue Ni B. the alloy is formed into a single crystal product and the C. product is solution treated at a temperature of 1288r1316 ° C so that an average size of K 'particles of <0.5 micron is achieved.