WO2005061742A1 - Hochtemperaturbeständiges bauteil - Google Patents

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WO2005061742A1
WO2005061742A1 PCT/EP2004/011923 EP2004011923W WO2005061742A1 WO 2005061742 A1 WO2005061742 A1 WO 2005061742A1 EP 2004011923 W EP2004011923 W EP 2004011923W WO 2005061742 A1 WO2005061742 A1 WO 2005061742A1
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alloy
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PCT/EP2004/011923
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Winfried Esser
Original Assignee
Siemens Aktiengesellschaft
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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
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • 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 a high-temperature-resistant component made of an alloy, in particular of a nickel, cobalt or iron-based superalloy with precipitates.
  • the nickel alloy consists of up to 0.3% carbon, 11-15% chromium, 8-12% cobalt, 1-2.5% molybdenum, 3-10% tungsten, 3.5-10% tantalum,
  • the ÜS-PS-5, 611, 670 discloses a blade for a gas turbine.
  • the rotor blade has a monocrystalline platform region and a monocrystalline airfoil.
  • An attachment region of the blade is designed with a directionally solidified structure.
  • the blade is cast from a superalloy having in percent by weight the following composition: up to 0.2% carbon, 5-14% chromium, 4-7% aluminum, 2-15% tungsten, 0.5-5% titanium, bis to 3% niobium, up to 6% molybdenum, up to 12% tantalum, up to 10.5% cobalt, up to 2% hafnium, up to 4% rhenium, up to 0.035% boron, up to 0.035% zirconium and the rest Nickel.
  • These broad ranges are intended to indicate alloy compositions that are generally suitable for the proposed gas turbine blade, but do not exhibit a composition range suitable for particular oxidation and corrosion resistance or strength.
  • EP 0 297 785 B1 discloses a nickel-based superalloy for single crystals.
  • the superalloy points in Percent by weight of the following composition: 6-15% chromium, 5-12% tungsten, 0.01-4% rhenium, 3-9% tantalum, 0.5-2% titanium, 4-7% aluminum and optionally 0.5- 3% molybdenum. With this superalloy, both a high-temperature crack resistance and a corrosion resistance are achieved to the
  • the titanium content shall not exceed 2% by weight.
  • a nickel-based superalloy is given, which has a particularly narrow coexistence zone for the solid and liquid phase and thus is particularly suitable for a single crystal casting process.
  • the alloy has the following composition in weight percent: 10-30% chromium, 0.1-5% niobium, 0.1-8% titanium, 0.1-8% aluminum,
  • 0.05-0.5% copper or instead of copper 0.1-3% tantalum, wherein in the former case optionally hafnium or rhenium may be present with a content of 0.05-3% and in the second case, instead of rhenium or Hafnium 0.05-0.5% copper. Furthermore, optionally 0.05-3% molybdenum or tungsten may be provided.
  • WO 01/09403 A1 shows a nickel-based alloy with 11-13% chromium, 3-5% tungsten, 0.5-2.5% molybdenum, 3-5% aluminum 3-5% titanium, 3-7% tantalum, 0 - 12% cobalt, 0 - 1% niobium 0 - 2% hafnium, 0 - 1% zirconium, 0 - 0.05% boron, 0 - 0.2% carbon, 1 - 5% rhenium, 0 - 5% ruthenium, balance nickel.
  • the rhenium-promoted formation of embrittling intermetallic phases (Cr- and / or rhenium-containing precipitates) leads to a reduction in the lifetime due to cracking.
  • U.S. Patent 3,907,555 shows an alloy containing up to 6.5% tin.
  • the values of tin are at least 1.0 wt%.
  • tin is listed as a constituent of a Ni base alloy in which the allowable amount of tin is less than 25 ppm. This means that the proportion of tin is an undesirable impurity.
  • US Pat. No. 6,308,767 shows a method of manufacturing superalloy oriented structures by cooling a melt in another liquid metal. However, it must be ensured that tin does not contaminate the superalloy. Tin is therefore an undesirable component of the alloy.
  • U.S. Pat. No. 6,505,673 discloses a solder alloy containing 4.5% tin.
  • the invention has for its object to provide a component made of an alloy, in particular of a nickel, cobalt or iron-based superalloy, the particularly favorable properties in terms of high temperature strength, oxidation and corrosion resistance and stability against ductility-reducing formation of intermetallic phases over a has a long service life.
  • the object directed to a component is achieved by specifying a high-temperature-resistant component made from an alloy which has at least one strength promoter with a proportion of at most 2000 ppm, in particular 1100 ppm.
  • Weight percent (wt%) comprises: 9 - ⁇ 11% chromium (9 to less than 11),
  • rhenium and / or ruthenium in particular up to 5%, maximum 2000 ppm strength promoter
  • the strength promoter for a nickel-, cobalt- or iron-based superalloy whose composition otherwise comprises the following elements in percent by weight (wt%): 11-13% chromium, 3-5% tungsten,
  • molybdenum 0.5-2.5% molybdenum, 3-5% aluminum, 3-5% titanium, 3-7% tantalum, 0.1-10% rhenium and / or ruthenium, in particular up to 5%, maximum 2000ppm strength promoter, balance Nickel, cobalt or iron and impurities.
  • the superalloy of the specified component is specified in its composition for the first time so that for the component particularly favorable properties in terms of its high-temperature strength, its oxidation and corrosion resistance and stability against the formation of ductility-reducing intermetallic phases.
  • the invention is based on a chromium-rich superalloy.
  • a refined and high proportion of precipitates is achieved by the addition of the strength promoter, for example, that it represents a disturbance in the system and serves as a nucleating agent or a Keiminitiator, so that small amount is already sufficient.
  • the superalloy contains at most one weight percent niobium.
  • the superalloy optionally contains at least one of the following elements:
  • the cobalt content of the superalloy is less than 12 weight percent, while the niobium content is at most one weight percent.
  • a proportion of cobalt between 6 and 10% and a content of zirconium between 0 and 0.1% is advantageous.
  • the component has a directionally solidified grain structure.
  • the grain boundaries are aligned substantially along an axis. This results in a particularly high strength along this axis.
  • the component has a monocrystalline structure.
  • the ' monocrystalline structure prevents strength-reducing grain boundaries in the component and results in a particularly high strength.
  • the component is designed as a Gasturbinenleit- or - laufschaufei.
  • a gas turbine blade is exposed to particularly high demands in terms of high temperature resistance and oxidation / corrosion resistance.
  • the component may also be a part (blade) of a steam turbine or aircraft turbine.
  • FIG. 1 shows a blade
  • FIG. 2 shows a gas turbine
  • FIG. 3 shows a combustion chamber
  • FIG. 1 shows a perspective view of a blade 120, 130 which extends along a longitudinal axis 121.
  • the blade 120 may be a blade 120 or stator 130 of a turbomachine.
  • the turbomachine may be a gas turbine of an aircraft or a power plant for
  • Electricity generation a steam turbine or a compressor.
  • the blade 120, 130 has along the longitudinal axis 121 consecutively a fastening region 400, a blade platform 403 adjoining thereto and an airfoil 406.
  • Blade tip 415 have another platform (not shown).
  • a blade root 183 is formed, which serves for attachment of the blades 120, 130 to a shaft or a disc (not shown).
  • the blade root 183 is designed, for example, as a hammer head.
  • the blade 120, 130 indicates for a medium, which at the
  • Airfoil 406 flows past, a leading edge 409 and a trailing edge 412 on.
  • blade 120, 130 massive metallic materials are used in all regions 400, 403, 406 of the blade 120, 130, for example.
  • the blade 120, 130 can in this case by a casting process, including by directional solidification, by a Forging process, be made by a milling process or combinations thereof.
  • Workpieces with a monocrystalline structure or structures are used as components for machines which are exposed to high mechanical, thermal and / or chemical stresses during operation.
  • Structures are also called directionally solidified structures.
  • the blade 120, 130 may be hollow or solid. When the blade 120, 130 is to be cooled, it is hollow and may still have film cooling holes (not shown). As protection against corrosion, the blade 120, 130, for example, corresponding mostly metallic coatings and as protection against heat usually still a ceramic coating.
  • the turbine blade 120, 130 is made of a nickel, cobalt or iron base superalloy having, for example, one of the following compositions:
  • Further strength promoters are, for example, lead (Pb), gallium (Ga), calcium (Ca), selenium (Se), arsenic (As); bismuth (Bi), neodymium (Nd), praseodymium (Pr), copper (Cu), aluminum oxide (A1 2 0 3), magnesia (MgO), Hafnia (Hf0 2), zirconia (Zr0 2), spinels (MgAl 2 0 4 ), Carbides or nitrides, or iron (Fe) in nickel- or cobalt-based superalloys. It can also be used several strength promoters.
  • the strength promoters may be metallic and / or ceramic. Various strength promoters made of metal and / or ceramic can be used.
  • the added amount in ppm always refers to the total amount of precipitation conveyor.
  • FIG. 2 shows by way of example a gas turbine 100 in one embodiment
  • the gas turbine 100 has inside a to a
  • Rotation axis 102 rotatably mounted rotor 103, which also as
  • Turbine rotor is called.
  • a compressor 105 for example, a toroidal combustion chamber 110, in particular annular combustion chamber 106, with a plurality of coaxially arranged burners 107, a turbine 108 and the exhaust housing 109th
  • the annular combustion chamber 106 communicates with, for example, an annular hot gas channel 111.
  • annular hot gas channel 111 There, for example, four turbine stages 112 connected in series form the turbine
  • Each turbine stage 112 is formed of two blade rings.
  • the guide vanes 130 are fastened to an inner housing 138 of a stator 143, whereas the moving blades 120 of a row 125 are attached to the rotor 103 by means of a turbine disk 133, for example.
  • a generator or work machine (not shown).
  • air 105 is sucked in and compressed by the compressor 105 through the intake housing 104.
  • the compressed air provided at the turbine-side end of the compressor 105 is supplied to the burners 107 where it is mixed with a fuel.
  • the mixture is then burned to form the working fluid 113 in the combustion chamber 110.
  • the working medium 113 flows along the hot gas channel 111 past the guide vanes 130 and the rotor blades 120.
  • the working medium 113 expands in a pulse-transmitting manner, so that the rotor blades 120 drive the rotor 103 and drive the machine coupled to it.
  • the components exposed to the hot working medium 113 are subject to thermal loads during operation of the gas turbine 100.
  • the guide vanes 130 and rotor blades 120 of the first turbine stage 112, viewed in the direction of flow of the working medium 113, are subjected to the greatest thermal stress in addition to the heat shield bricks lining the annular combustion chamber 106.
  • the substrates may have a directional structure, ie they are monocrystalline (SX structure) or have only longitudinal grains (DS structure).
  • the material used is iron, nickel or cobalt-based superalloys of the alloy according to the invention.
  • the blades 120, 130 may be anti-corrosion coatings (MCrAlX; M is at least one element of the group iron (Fe), cobalt (Co), nickel (Ni), X is yttrium (Y) and / or at least one element of the rare Erden) and have heat through a thermal barrier coating.
  • the thermal barrier coating consists, for example, of ZrO 2 , Y 2 O 4 -ZrO 2 , ie it is not, partially or completely stabilized by yttrium oxide and / or calcium oxide and / or magnesium oxide.
  • suitable coating processes such as electron beam evaporation (EB-PVD), stalk-shaped grains are produced in the thermal barrier coating.
  • the vane 130 has a guide vane foot (not shown here) facing the inner housing 138 of the turbine 108 and a vane head opposite the vane foot.
  • the vane head faces the rotor 103 and fixed to a mounting ring 140 of the stator 143.
  • FIG. 3 shows a combustion chamber 110 of a gas turbine.
  • the combustion chamber 110 is configured, for example, as a so-called annular combustion chamber, in which a plurality of burners 102 arranged around the turbine shaft 103 in the circumferential direction open into a common combustion chamber space.
  • the combustion chamber 110 is configured in its entirety as an annular structure, which is positioned around the turbine shaft 103 around.
  • the combustion chamber 110 is designed for a comparatively high temperature of the working medium M of about 1000 ° C to 1600 ° C.
  • the combustion chamber wall 153 is provided on its side facing the working medium M side with an inner lining formed from heat shield elements 155.
  • Each heat shield element 155 is equipped on the working medium side with a particularly heat-resistant protective layer or made of high-temperature-resistant material. Due to the high temperatures in the interior of the combustion chamber 110, a cooling system is additionally provided for the heat shield elements 155 or for their holding elements.
  • the materials of the combustor wall 153 and its coatings are similar to the turbine blades 120, 130.
  • the combustion chamber 110 is designed in particular for detecting losses of the heat shield elements 155.
  • a number of temperature sensors 158 are positioned between the combustion chamber wall 153 and the heat shield elements 155.
  • FIG. 4 shows the results of a low-cycle fatigue test (LCF).
  • a certain relative elongation ⁇ is predetermined, that is, the sample is alternately loaded with predetermined relative elongation under tension or pressure.
  • the elongation is given and the experiment is carried out at different temperatures, e.g. 850 ° C or 950 ° C performed.
  • the number of cycles N is measured.
  • the maximum number of cycles performed until the sample is fractured is plotted on the graph.
  • the samples are better, which has the greater number of cycles at a certain strain ⁇ .
  • the experiments were carried out with a sample of a PWA 1483 alloy with a minimum tin content ⁇ 1 ppm and a tin content of 1110 ppm.
  • FIG. 5 shows the test results of high-cycle fatigue tests at 500 ° C.
  • the value of the AC voltage reached for the sample without tin is also normalized to 100%.
  • the samples with tin (lOOppm) could be exposed to a higher AC voltage even at a higher medium voltage in order to achieve the desired number of cycles of 10 8 cycles (fatigue strength).
  • FIG. 6 shows, like FIG. 5, the test results at a higher temperature of 800 ° C. at a mean stress of 0 MPa.
  • the value of the AC voltage reached for the sample without tin is normalized to 100%.
  • FIG. 7 shows, like FIG. 6, the test results at the temperature of 800 ° C. at an average voltage normalized to the mean stress of the sample without tin.
  • the value of the AC voltage reached for the sample without tin is also normalized to 100%.
  • the samples with tin (lOOppm) could be exposed to a higher AC voltage even at a higher medium voltage in order to achieve the desired number of cycles of 10 8 cycles (fatigue strength).

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein hochtemperaturbeständiges Bauteil aus einer Legierung, insbesondere eine Nickel-Basis-Superlegierung in folgender Zusammensetzung in Gewichtsprozent: 9-13 % Cr, 3-5 % W, 0,5-2,5 % Mo, 3-5 % Al, 3-5 % Ti, 3-7 % Ta, 1-5 % Re, bis 2000 ppm Festigkeitsförderer (Sn), Rest Nickel.

Description

Hochtemperaturbeständiges Bauteil
Die Erfindung betrifft ein hochtemperaturbeständiges Bauteil aus einer Legierung, insbesondere aus einer Nickel, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung mit Ausscheidungen.
In der DE 23 33 775 B2 ist ein Verfahren zur Wärmebehandlung einer Nickellegierung beschrieben. Die Nickellegierung besteht aus bis zu 0,3 % Kohlenstoff, 11-15 % Chrom, 8-12 % Kobalt, 1-2,5 % Molybdän, 3-10 % Wolfram, 3,5-10 % Tantal,
3,5-4,5 % Titan, 3-4 % Aluminium, 0,005-0,025 % Bor, 0,05-0,4 % Zirkon, Rest Nickel. Weiterhin sind 0,01-3 % Hafnium zusätzlich in der Legierung enthalten. Durch die beschriebene Wärmebehandlung werden eine blockartige Carbid-Ausbildung und eine feindisperse Ausscheidung einer Ni3(Al, Ti) -Phase hervorgerufen.
Die ÜS-PS-5, 611, 670 offenbart eine Laufschaufel für eine Gasturbine. Die Laufschaufei weist einen einkristallinen Plattformbereich und ein einkristallines Schaufelblatt auf. Ein Befestigungsbereich der Schaufel ist mit einer gerichtet erstarrten Struktur ausgeführt. Die Schaufel ist aus einer Superlegierung gegossen, die in Gewichtsprozent folgende Zusammensetzung aufweist: bis zu 0,2 % Kohlenstoff, 5-14 % Chrom, 4-7 % Aluminium, 2-15 %Wolfram, 0,5-5 % Titan, bis zu 3 % Niob, bis zu 6 % Molybdän, bis zu 12 % Tantal, bis zu 10,5 % Kobalt, bis zu 2 % Hafnium, bis zu 4 % Rhenium, bis 0,035 % Bor, bis zu 0,035 % Zirkon und den Rest Nickel. Diese weiten Bereichsangaben dienen der Angabe von Legierungszusammensetzungen, die grundsätzlich für die vorgeschlagene Gasturbinenschaufel geeignet sind, zeigen aber keinen hinsichtlich einer besonderen Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit oder Festigkeit geeigneten Zusammensetzungsbereich auf.
In der EP 0 297 785 Bl ist eine Nickel-Basis-Superlegierung für Einkristalle offenbart. Die Superlegierung weist in Gewichtsprozent folgende Zusammensetzung auf: 6-15 % Chrom, 5-12 % Wolfram, 0,01-4 % Rhenium, 3-9 % Tantal, 0,5-2 % Titan, 4-7 % Aluminium und optional 0,5-3 % Molybdän. Mit dieser Superlegierung wird sowohl eine Hochtemperaturrissfestigkeit als auch eine Korrosionsbeständigkeit erreicht, um die
Korrosionsbeständigkeit nicht zu beeinträchtigen, darf der Titangehalt zwei Gewichtsprozent nicht überschreiten.
In der ÜS-PS-5, 122, 206 ist eine Nickel-Basis-Superlegierung angegeben, die eine besonders schmale Koexistenzzone für die feste und flüssige Phase aufweist und damit besonders für einen Einkristallgießprozess geeignet ist. Die Legierung weist in Gewichtsprozent folgende Zusammensetzung auf: 10-30 % Chrom, 0,1-5 % Niob, 0,1-8 % Titan, 0,1-8 % Aluminium,
0,05-0,5 % Kupfer oder statt Kupfer 0,1-3 % Tantal, wobei im erstgenannten Fall optional auch Hafnium oder Rhenium mit einem Gehalt von 0,05-3 % vorhanden sein kann und im zweiten Fall auch statt Rhenium oder Hafnium 0,05-0,5 % Kupfer. Weiterhin können optional 0,05-3 % Molybdän oder Wolfram vorgesehen sein.
Die WO 01/09403 AI zeigt eine Nickelbasislegierung mit 11 -13 % Chrom, 3 - 5% Wolfram, 0,5-2,5% Molybdän, 3 - 5% Aluminium 3 - 5 % Titan, 3 - 7% Tantal, 0 - 12 % Kobalt, 0 - 1% Niob 0 - 2 % Hafnium, 0 - 1% Zirkon, 0 - 0.05% Bor, 0 - 0.2 % Kohlenstoff, 1 - 5% Rhenium, 0 - 5% Ruthenium, Rest Nickel. Die durch Rhenium geförderte Bildung versprödender intermetallischer Phasen (Cr- und/ oder Rhenium-haltige Ausscheidungen) führt zu einer Reduzierung der Lebensdauer durch Rissbildung.
Die US-PS 3,907,555 zeigt eine Legierung, die bis zu 6,5% Zinn enthält. Die Werte von Zinn liegen bei mindestens 1,0 wt%. In der US-PS 4,708,848 ist Zinn als Bestandteil einer Ni- Basislegierung aufgelistet, bei der der zulässige Anteil von Zinn kleiner als 25 ppm sein uss. Das bedeutet, dass der Anteil von Zinn eine unerwünschte Verunreinigung darstellt.
Die US-PS 6,308,767 zeigt eine Herstellungsmethode von gerichteten Strukturen aus einer Superlegierung, bei der eine Schmelze in einem anderen flüssigen Metall abgekühlt wird. Es ist jedoch sicherzustellen, dass Zinn die Superlegierung nicht kontaminiert. Zinn ist also ein unerwünschter Bestandteil der Legierung.
In der US-PS 6,505,673 ist eine Lötlegierung angegeben, die 4,5% Zinn enthält.
Entscheidend für die Lebensdauer und die mechanischen Eigenschaften, insbesondere bei hohen Temperaturen sind Ausscheidungen, beispielsweise die γ' -Ausscheidungen bei Superlegierungen, die durch entsprechende Wärmebehandlungen in der Superlegierung nach dem Gießen eingestellt werden.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Bauteil aus einer Legierung, insbesondere aus einer Nickel-, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung anzugeben, das besonders günstige Eigenschaften hinsichtlich einer Hochtemperaturfestigkeit, Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit und Stabilität gegen duktilitätsmindernde Bildung intermetallischer Phasen über eine lange Lebensdauer aufweist.
Erfindungsgemäß wird die auf ein Bauteil gerichtete Aufgabe gelöst durch Angabe eines hochtemperaturbeständigen Bauteils aus einer Legierung, die zumindest einen Festigkeitsförderer mit einem Anteil von maximal 2000 ppm, insbesondere 1100 ppm aufweist.
Hier zeigt insbesondere die Zugabe von Zinn gute Ergebnisse. Die Festigkeit kann durch einen verfeinerten und hohen Anteil von Ausscheidungen (γ' -Phase) in der Legierung verbessert werden.
Besonders vorteilhaft wirkt der Festigkeitsförderer bei einer Nickel-, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung, deren
Zusammensetzung im übrigen folgende Elemente in
Gewichtsprozent (wt%) umfasst: 9 - <11 % Chrom ( 9 bis kleiner 11),
3-5 % Wolfram,
0,5-2,5 % Molybdän,
3-5 %, insbesondere 3- <3,5 % Aluminium (3 bis kleiner 3,5%),
3-5 % Titan, 3-7 % Tantal,
0,1-10 % Rhenium und/oder Ruthenium, insbesondere bis 5%, maximal 2000ppm Festigkeitsförderer,
Rest Nickel, Kobalt oder Eisen und Verunreinigungen.
Ebenso vorteilhaft wirkt der Festigkeitsförderer bei einer Nickel-, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung, deren Zusammensetzung im übrigen folgende Elemente in Gewichtsprozent (wt%) umfasst: 11-13 % Chrom, 3-5 % Wolfram,
0,5-2,5 % Molybdän, 3-5 % Aluminium, 3-5 % Titan, 3-7 % Tantal, 0,1-10 % Rhenium und/oder Ruthenium, insbesondere bis 5%, maximal 2000ppm Festigkeitsförderer, Rest Nickel, Kobalt oder Eisen und Verunreinigungen.
Besonders gute Ergebnisse zeigten sich für eine Nickel-Basis- Superlegierung. Die Superlegierung des angegebenen Bauteils ist in ihrer Zusammensetzung erstmalig so spezifiziert, dass für das Bauteil besonders günstige Eigenschaften hinsichtlich seiner Hochtemperaturfestigkeit, seiner Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit und hinsichtlich einer Stabilität gegen die Bildung duktilitätsmindernder intermetallischer Phasen besteht.
Über umfangreiche Versuche, die der Erfindung vorausgingen, konnten spezielle Festigkeitsförderer ermittelt werden, mit der die gewünschten, oben genannten Eigenschaften in überraschend hohem Maße erfüllt werden. Insbesondere geht die Erfindung dabei von einer chromreichen Superlegierung aus.
Ein verfeinerter und hoher Anteil von Ausscheidungen wird durch die Zugabe des Festigkeitsförderers bspw. dadurch erreicht, dass er eine Störung im System darstellt und als Keimbildner oder Keiminitiator dient, so dass kleine Menge schon ausreichen.
Es bilden sich viele, insbesondere verfeinerte Ausscheidungen.
Vorzugsweise beträgt der mini male Gehalt des
Ausscheidungsförderers 50 ppm, insbesondere 75 ppm. Er liegt vorzugsweise zwischen 100 und 500 ppm und insbesondere bei 100 ppm.
Vorzugsweise enthält die Superlegierung höchstens ein Gewichtsprozent Niob.
Bevorzugtermassen ist in der Superlegierung optional mindestens eines der folgenden Elemente enthalten:
0-2 Gew.-% Hafnium, 0-1 Gew.-% Zirkon, 0-0,05 Gew.-% Bor, 0-0,2 Gew.-% Kohlenstoff.
Vorteilhafterweise lässt sich auch durch Zugabe von Ruthenium und ohne einen Rheniumgehalt eine besonders hohe Hochtemperaturfestigkeit erreichen, wobei in der angegebenen Zusammensetzung gleichzeitig die Oxidations- /Korrosionsbeständigkeit ebenfalls hoch ist.
Bevorzugtermassen ist der Kobaltgehalt der Superlegierung geringer als 12 Gewichtsprozent, während der Niobgehalt bei höchstens einem Gewichtsprozent liegt.
Insbesondere ist ein Anteil von Kobalt zwischen 6 und 10% und ein Gehalt von Zirkonium zwischen 0 und 0.1% von Vorteil.
Vorzugsweise weist das Bauteil eine gerichtet erstarrte Kornstruktur auf. In einer solchen gerichtet erstarrten Struktur sind die Korngrenzen im wesentlichen entlang einer Achse ausgerichtet. Damit ergibt sich eine besonders hohe Festigkeit entlang dieser Achse.
Bevorzugtermassen weist das Bauteil eine einkristalline Struktur auf. Durch die' einkristalline Struktur werden festigkeitsmindernde Korngrenzen im Bauteil vermieden und es ergibt sich eine besonders hohe Festigkeit.
Vorzugsweise ist das Bauteil als eine Gasturbinenleit- oder - laufschaufei ausgebildet. Gerade eine Gasturbinenschaufel ist besonders hohen Anforderungen hinsichtlich einer Hochtemperaturfestigkeit und einer Oxidations- /Korrosionsbeständigkeit ausgesetzt .
Das Bauteil kann auch ein Teil (Schaufel) einer Dampfturbine oder Flugzeugturbine sein.
Es zeigen:
Figur 1 eine Schaufel, Figur 2 eine Gasturbine,
Figur 3 eine Brennkammer,
Figur 4 bis 7 Festigkeitswerte. Die Erfindung wird im folgenden näher erläutert,
Figur 1 zeigt in perspektivischer Ansicht eine Schaufel 120, 130, die sich entlang einer Längsachse 121 erstreckt.
Die Schaufel 120 kann eine Laufschaufel 120 oder Leitschaufel 130 einer Strömungsmaschine sein. Die Strömungsmaschine kann eine Gasturbine eines Flugzeugs oder eines Kraftwerks zur
Elektrizitätserzeugung, eine Dampfturbine oder ein Kompressor sein.
Die Schaufel 120, 130 weist entlang der Längsachse 121 aufeinander folgend einen Befestigungsbereich 400, eine daran angrenzende Schaufelplattform 403 sowie ein Schaufelblatt 406 auf.
Als Leitschaufel 130 kann die Schaufel an ihrer
Schaufelspitze 415 eine weitere Plattform aufweisen (nicht dargestellt) .
Im Befestigungsbereich 400 ist ein Schaufelfuß 183 gebildet, der zur Befestigung der Laufschaufeln 120, 130 an einer Welle oder einer Scheibe dient (nicht dargestellt) . Der Schaufelfuß 183 ist bspw. als Hammerkopf ausgestaltet.
Andere Ausgestaltungen als Tannenbaum- oder
Schwalbenschwanzfuß sind möglich.
Die Schaufel 120, 130 weist für ein Medium, das an dem
Schaufelblatt 406 vorbeiströmt, eine Anströmkante 409 und eine Abströmkante 412 auf.
Bei herkömmlichen Schaufeln 120, 130 werden in allen Bereichen 400, 403, 406 der Schaufel 120, 130 bspw. massive metallische Werkstoffe verwendet. Die Schaufel 120, 130 kann hierbei durch ein Gussverfahren, auch mittels gerichteter Erstarrung, durch ein Schmiedeverfahren, durch ein Fräsverfahren oder Kombinationen daraus gefertigt sein.
Werkstücke mit einkristalliner Struktur oder Strukturen werden als Bauteile für Maschinen eingesetzt, die im Betrieb hohen mechanischen, thermischen und/oder chemischen Belastungen ausgesetzt sind.
Die Fertigung von derartigen einkristallinen Werkstücken erfolgt z.B. durch gerichtetes Erstarren aus der Schmelze. Es handelt sich dabei um Gießverfahren, bei denen die flüssige metallische Legierung zur einkristallinen Struktur, d.h. zum einkristallinen Werkstück, oder gerichtet erstarrt. Dabei werden dendritische Kristalle entlang dem Wärmefluss ausgerichtet und bilden entweder eine stängelkristalline Kornstruktur (kolumnar, d.h. Körner, die über die ganze Länge des Werkstückes verlaufen und hier, dem allgemeinen Sprachgebrauch nach, als gerichtet erstarrt bezeichnet werden) oder eine einkristalline Struktur, d.h. das ganze Werkstück besteht aus einem einzigen Kristall. In diesen Verfahren muss man den Übergang zur globulitischen (polykristallinen) Er- starrung meiden, da sich durch ungerichtetes Wachstum notwendigerweise transversale und longitudinale Korngrenzen ausbilden, welche die guten Eigenschaften des gerichtet erstarrten oder einkristallinen Bauteiles zunichte machen.
Ist allgemein von gerichtet erstarrten Gefügen die Rede, so sind damit sowohl Einkristalle gemeint, die keine Korngrenzen oder höchstens Kleinwinkelkorngrenzen aufweisen, als auch Stängelkristallstrukturen, die wohl in longitudinaler Richtung verlaufende Korngrenzen, aber keine transversalen Korn- grenzen aufweisen. Bei diesen zweitgenannten kristallinen
Strukturen spricht man auch von gerichtet erstarrten Gefügen (directionally solidified structures) .
Solche Verfahren sind aus der US-PS 6,024,792 und der EP 0 892 090 AI bekannt.
Die Schaufel 120, 130 kann hohl oder massiv ausgeführt sein. Wenn die Schaufel 120, 130 gekühlt werden soll, ist sie hohl und weist ggf. noch Filmkühllöcher (nicht dargestellt) auf. Als Schutz gegen Korrosion weist die Schaufel 120, 130 bspw. entsprechende meistens metallische Beschichtungen auf und als Schutz gegen Wärme meistens noch eine keramische Beschichtung.
Die Turbinenschaufel 120, 130 ist aus einer Nickel, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung gefertigt, die beispielsweise eine der folgenden Zusammensetzungen aufweist:
• Cr: 10.25%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 6.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, AI: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 1.5%, Rest Ni, 1000 ppm Sn.
• Cr: 9.00%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 6.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, AI: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 3.5%, Rest Ni, 1900 ppm Sn.
• Cr: 12.75%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co : 6.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, AI: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 1.5%, Ru: 2.0% Rest Ni, 500 ppm Sn.
• Cr: 10.25%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 8.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, AI: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Ru: 1.5%, Rest Ni, 900 ppm Zn. • Cr: 11.75%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co : 8.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, AI: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Ru: 3.75%, Rest Ni, 500 ppm Sn, 500 ppm Zn.
• Cr: 10.25%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 8.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, AI: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 2.00%, Ru: 2.5, Rest Ni, 200 ppm Sn. • Cr: 9.25%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 6.50%, Ti: 3.75%, Ta:- 3.9%, AI: 3.0%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 3.5%, Rest Ni, 100 ppm Sn.
Weitere Festigkeitsförderer sind beispielsweise Blei (Pb) , Gallium (Ga) , Kalzium (Ca) , Selen (Se) , Arsen (As) ; Wismut (Bi) , Neodym (Nd) , Praseodym (Pr) , Kupfer (Cu) , Aluminiumoxid (A1203) , Magnesia (MgO) , Hafnia (Hf02) , Zirkonia (Zr02) , Spinelle (MgAl204) , Karbide oder Nitride oder auch Eisen (Fe) in Nickel- oder Kobaltbasierten Superlegierungen. Es können auch mehrere Festigkeitsförderer verwendet werden. Die Festigkeitsförderer können metallisch und/oder keramisch sein. Es können verschiedene Festigkeitsförderer aus Metall und/oder Keramik verwendet werden.
Die Zugabemenge in ppm bezieht sich immer auf die Gesamtmenge an Ausscheidungsförderer.
Die Figur 2 zeigt beispielhaft eine Gasturbine 100 in einem
Längsteilschnitt . Die Gasturbine 100 weist im Inneren einen um eine
Rotationsachse 102 drehgelagerten Rotor 103 auf, der auch als
Turbinenläufer bezeichnet wird.
Entlang des Rotors 103 folgen aufeinander ein Ansauggehäuse
104, ein Verdichter 105, eine beispielsweise torusartige Brennkammer 110, insbesondere Ringbrennkammer 106, mit mehreren koaxial angeordneten Brennern 107, eine Turbine 108 und das Abgasgehäuse 109.
Die Ringbrennkammer 106 kommuniziert mit einem beispielsweise ringförmigen Heißgaskanal 111. Dort bilden beispielsweise vier hintereinandergeschaltete Turbinenstufen 112 die Turbine
108.
Jede Turbinenstufe 112 ist aus zwei Schaufelringen gebildet.
In Strömungsrichtung eines Arbeitsmediums 113 gesehen folgt im Heißgaskanal 111 einer Leitschaufelreihe 115 eine aus Laufschaufeln 120 gebildete Reihe 125.
Die Leitschaufeln 130 sind dabei an einem Innengehäuse 138 eines Stators 143 befestigt, wohingegen die Laufschaufeln 120 einer Reihe 125 beispielsweise mittels einer Turbinenscheibe 133 am Rotor 103 angebracht sind. An dem Rotor 103 angekoppelt ist ein Generator oder eine Arbeitsmaschine (nicht dargestellt) . Während des Betriebes der Gasturbine 100 wird vom Verdichter 105 durch das Ansauggehäuse 104 Luft 135 angesaugt und verdichtet. Die am turbinenseitigen Ende des Verdichters 105 bereitgestellte verdichtete Luft wird zu den Brennern 107 geführt und dort mit einem Brennmittel vermischt. Das Gemisch wird dann unter Bildung des Arbeitsmediums 113 in der Brennkammer 110 verbrannt. Von dort aus strömt das Arbeitsmedium 113 entlang des Heißgaskanals 111 vorbei an den Leitschaufeln 130 und den Laufschaufeln 120. An den Laufschaufeln 120 entspannt sich das Arbeitsmedium 113 impulsübertragend, so dass die Laufschaufeln 120 den Rotor 103 antreiben und dieser die an ihn angekoppelte Arbeitsmaschine.
Die dem heißen Arbeitsmedium 113 ausgesetzten Bauteile unterliegen während des Betriebes der Gasturbine 100 thermischen Belastungen. Die Leitschaufeln 130 und Laufschaufeln 120 der in Strömungsrichtung des Arbeitsmediums 113 gesehen ersten Turbinenstufe 112 werden neben den die Ringbrennkammer 106 auskleidenden Hitzeschildsteinen am meisten thermisch belastet.
Um den dort herrschenden Temperaturen standzuhalten, werden diese mittels eines Kühlmittels gekühlt. Ebenso können die Substrate eine gerichtete Struktur aufweisen, d.h. sie sind einkristallin (SX-Struktur) oder weisen nur längsgerichtete Körner auf (DS-Struktur) . Als Material werden eisen-, nickel- oder kobaltbasierte Superlegierungen der erfindungsgemäßen Legierung verwendet. Ebenso können die Schaufeln 120, 130 Beschichtungen gegen Korrosion (MCrAlX; M ist zumindest ein Element der Gruppe Eisen (Fe), Kobalt (Co) , Nickel (Ni) , X steht für Yttrium (Y) und/oder zumindest ein Element der Seltenen Erden) und Wärme durch eine Wärmedämmschicht aufweisen. Die Wärmedämmschicht besteht beispielsweise Zr02, Y204-Zr02, d.h. sie ist nicht, teilweise oder vollständig stabilisiert durch Yttriumoxid und/oder Kalziumoxid und/oder Magnesiumoxid. Durch geeignete Beschichtungsverfahren wie z.B. Elektronenstrahlverdampfen (EB-PVD) werden stängelförmige Körner in der Wärmedämmschicht erzeugt.
Die Leitschaufel 130 weist einen dem Innengehäuse 138 der Turbine 108 zugewandten Leitschaufelfuß (hier nicht dargestellt) und einen dem Leitschaufelfuß gegenüberliegenden Leitschaufelkopf auf. Der Leitschaufelkopf ist dem Rotor 103 zugewandt und an einem Befestigungsring 140 des Stators 143 festgelegt.
Die Figur 3 zeigt eine Brennkammer 110 einer Gasturbine. Die Brennkammer 110 ist beispielsweise als so genannte Ringbrennkammer ausgestaltet, bei der eine Vielzahl von in Umfangsrichtung um die Turbinenwelle 103 herum angeordneten Brennern 102 in einen gemeinsamen Brennkammerraum münden. Dazu ist die Brennkammer 110 in ihrer Gesamtheit als ringförmige Struktur ausgestaltet, die um die Turbinenwelle 103 herum positioniert ist.
Zur Erzielung eines vergleichsweise hohen Wirkungsgrades ist die Brennkammer 110 für eine vergleichsweise hohe Temperatur des Arbeitsmediums M von etwa 1000°C bis 1600°C ausgelegt. Um auch bei diesen, für die Materialien ungünstigen Betriebsparametern eine vergleichsweise lange Betriebsdauer zu ermöglichen, ist die Brennkammerwand 153 auf ihrer dem Arbeitsmedium M zugewandten Seite mit einer aus Hitzeschildelementen 155 gebildeten Innenauskleidung versehen. Jedes Hitzeschild- element 155 ist arbeitsmediumsseitig mit einer besonders hitzebeständigen Schutzschicht ausgestattet oder aus hochtemperaturbeständigem Material gefertigt. Aufgrund der hohen Temperaturen im Inneren der Brennkammer 110 ist zudem für die Hitzeschildelemente 155 bzw. für deren Halteelemente ein Kühlsystem vorgesehen. Die Materialien der Brennkammerwand 153 und deren Beschichtungen sind ähnlich der Turbinenschaufeln 120, 130.
Die Brennkammer 110 ist insbesondere für eine Detektion von Verlusten der Hitzeschildelemente 155 ausgelegt. Dazu sind zwischen der Brennkammerwand 153 und den Hitzeschildelementen 155 eine Anzahl von Temperatursensoren 158 positioniert.
Figur 4 zeigt die Ergebnisse eines Low-Cycle—Fatigue-Versuchs (LCF) .
Bei einem Low-Cycle—Fatigue-Versuch wird eine bestimmte relative Dehnung Δε vorgegeben, d.h., die Probe wird mit vorgegebener relativer Dehnung wechselnd unter Zug oder Druck belastet.
Die Dehnung wird vorgegeben und der Versuch wird bei verschiedenen Temperaturen wie z.B. 850°C oder 950°C durchgeführt. Dabei wird die Anzahl der Zyklen N gemessen. Die maximale Anzahl von durchgeführten Zyklen bis zum Bruch der Probe ist in dem Diagramm aufgetragen.
So sind in dem Diagramm die Proben besser, die bei einer bestimmten Dehnung Δε die größere Anzahl von Zyklen aufweist. Die Versuche wurden durchgeführt mit einer Probe aus einer Legierung PWA 1483 mit einem minimalen Zinngehalt < 1 ppm und einem Zinngehalt von 1110 ppm.
Die Kurven mit dem Gehalt von 1110 ppm Zinn zeigen höhere Zyklenanzahlen N als die der Proben ohne Zinn (< 1 ppm) .
Figur 5 zeigt die Versuchsergebnisse von High-Cycle—Fatigue- Versuchen bei 500°C.
Dabei werden bei einer bestimmten Temperatur und einer vorgegebenen Mittelspannung und einer vorgegebenen Anzahl von Zyklen verschiedene Wechselspannungen angelegt, um eine gewünschte Zyklenanzahl von 108 Zyklen (Dauerfestigkeit) zu erreichen. Der Wert der Mittelspannung für die Probe ohne Zinn ist hier normiert auf 100% dargestellt.
Der Wert der erreichten Wechselspannung für die Probe ohne Zinn ist ebenfalls normiert auf 100% dargestellt.
Dabei konnten die Proben mit Zinn (lOOppm) sogar bei einer höheren Mittelspannung einer höheren Wechselspannung ausgesetzt werden, um die gewünschte Zyklenanzahl von 108 Zyklen (Dauerfestigkeit) zu erreichen.
Figur 6 zeigt wie Figur 5 die Versuchsergebnisse bei einer höheren Temperatur von 800 °C bei einer Mittelspannung von 0 MPa. Der Wert der erreichten Wechselspannung für die Probe ohne Zinn ist normiert auf 100% dargestellt.
Auch hier sind die Proben mit 100 ppm Zinn den Proben ohne Zinn überlegen.
Figur 7 zeigt wie Figur 6 die Versuchsergebnisse bei der Temperatur von 800 °C bei einer Mittelspannung, die auf die Mittelspannung der Probe ohne Zinn normiert ist. Der Wert der erreichten Wechselspannung für die Probe ohne Zinn ist ebenfalls normiert auf 100% dargestellt.
Dabei konnten die Proben mit Zinn (lOOppm) sogar bei einer höheren Mittelspannung einer höheren Wechselspannung ausgesetzt werden, um die gewünschte Zyklenanzahl von 108 Zyklen (Dauerfestigkeit) zu erreichen.

Claims

Patentansprüche
1. Bauteil (1) aus einer Legierung, die Ausscheidungen aufweist, dadurch gekennzeichnet, dass in der Legierung zumindest ein Festigkeitsförderer von 50ppm bis 2000 ppm enthalten ist, der die Festigkeit des Bauteils (1) aus der Legierung fördert, insbesondere durch verstärkte Bildung der Ausscheidungen, wobei der zumindest eine Festigkeitsförderer ausgewählt wird aus der Gruppe Zink (Zn) , Zinn (Sn) , Blei (Pb) , Gallium (Ga) , Kalzium (Ca) , Selen (Se) , Arsen (As) , Wismut (Bi) , Neodym (Nd) , Praseodym (Pr) , Aluminiumoxid (A1203) , Magnesia (MgO) , Hafnia (Hf02) , Zirkonia (Zr02) , Spinelle (MgAl204) , Karbide oder Nitride.
2. Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil (1) aus einer Nickel-, Kobalt- oder Eisen- Basis-Superlegierung besteht.
3. Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass bis 1100 ppm Festigkeitsförderer in der Legierung enthalten sind. Bauteil nach Anspruch 1 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass
100 bis 500 ppm Festigkeitsförderer in der Legierung enthalten sind.
5. Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass etwa 100 ppm Festigkeitsförderer in der Legierung enthalten sind.
6. Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Festigkeitsförderer metallisch ist,
7. Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Festigkeitsförderer keramisch ist,
8. Bauteil nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung außer dem Festigkeitssteigerer folgende Elemente in wt% umfasst: 11 -13 % Chrom 3 - 5 % Wolfram 0,5-2,5 % Molybdän 3 - 5 % Aluminium 3 - 5 % Titan 3 - 7 % Tantal 0 - 12 % Kobalt 0 - 1 % Niob 0 - 2 % Hafnium 0 - 1 % Zirkon 0 - 0.05% Bor 0 - 0.2 % Kohlenstoff 0,1 - 10 % Rhenium oder Ruthenium Rest Nickel, Kobalt oder Eisen und Verunreinigungen.
9. Hochtemperaturbeständiges Bauteil (1) nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung außer dem Festigkeitssteigerer folgende Elemente in wt% umfasst: 9- <11 % Chrom 3 - 5 % Wolfram 0,5-2,5 % Molybdän 3 - 5 % Aluminium, insbesondere 3 - <3,5% Aluminium, 3 - 5 % Titan 3 - 7 % Tantal 0 - 12 % Kobalt 0 - 1 % Niob 0 - 2 % Hafnium 0 - 1 % Zirkon 0 - 0.05% Bor 0 - 0.2 % Kohlenstoff 0.1 - 5 % Ruthenium, Rhenium Rest Nickel, Kobalt oder Eisen und Verunreinigungen.
10. Bauteil nach Anspruch 8 oder 9 bei dem der Rhenium-Gehalt mindestens 1,3 wt% beträgt.
11. Bauteil nach Anspruch 8, 9 oder 10, mit einem maximalen Ruthenium-Gehalt der Superlegierung von 3 wt%.
12. Bauteil nach Anspruch 8 oder 9, mit einem minimalen Ruthenium-Gehalt der Superlegierung von 0,5 Gewichtsprozent.
13. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, das eine gerichtet erstarrte Kornstruktur (9) aufweist.
14. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, das eine einkristalline Struktur aufweist.
15. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, das eine isotrope Verteilung der Orientierungen der Kornstruktur aufweist.
16. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche, das als Turbinenschaufel, insbesondere als Gasturbinenschaufel (120, 130) ausgebildet ist.
17. Bauteil nach einem der vorhergehende Ansprüche, das als Brennkammerteil (155) ausgebildet ist.
18. Bauteil nach Anspruch 2, 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Ausscheidung die γ' -Phase ist.
9. Bauteil nach Anspruch 1, 3, 4 oder 5 dadurch gekennzeichnet, dass der Festigkeitsförderer einen minimalen Wert von 50 ppm, insbesondere 75 ppm aufweist.
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