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DE69317971T2 - Superlegierung mit eingestelltem Wärmeausdehnungskoeffizienten - Google Patents

Superlegierung mit eingestelltem Wärmeausdehnungskoeffizienten

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DE69317971T2
DE69317971T2 DE69317971T DE69317971T DE69317971T2 DE 69317971 T2 DE69317971 T2 DE 69317971T2 DE 69317971 T DE69317971 T DE 69317971T DE 69317971 T DE69317971 T DE 69317971T DE 69317971 T2 DE69317971 T2 DE 69317971T2
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Germany
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temperature
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annealing
mpa
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DE69317971T
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DE69317971D1 (de
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Karl Andrew Proctorville Oh 45669 Heck
Melissa Ann South Point Oh 45680 Moore
Darrell Franklin Jr. Huntington W. Virginia 25702 Smith
John Scott Scott Drive Proctorville Oh 45669 Smith
Larry Isaac Huntington W. Virginia 25702 Stein
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Huntington Alloys Corp
Original Assignee
Inco Alloys International Inc
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    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C30/00Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt

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Description

  • Die Erfindung bezieht sich auf eine Legierung mit eingestelltem Wärmeausdehnungskoeffizienten, insbesondere auf Drei-Phasen-Superlegierungen mit einem γ-, γ'- und β-Gefüge.
  • Die am 19. Juni 1991 veröffentlichte europäische Patentschrift 433 072 beschreibt eine neue Drei-Phasen-Legierung mit niedrigem Wärmeausdehnungskoeffizienten; sie besitzt eine verbesserte Beständigkeit gegen spannungsinduzierte Versprödung infolge Korngrenzenoxidation (SAGBO) in Verbindung mit einem eingestellten verhältnismäßig niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten. Des weiteren besitzt die Legierung eine ausgezeichnete Kerbbruchfestigkeit, verhältnismäßig geringe Dichte und eine akzeptable Schlagfestigkeit; sie eignet sich insbesondere für kritische Komponenten von Turbinen wie Dichtungen, Ringe, Scheiben, Kompressorschaufeln und Gehäuse. Legierungen mit niedrigem Wärmeausdehnungskoeffizienten dienen häufig als Werkstoff für Konstruktionsteile mit niedrigen Toleranzen, die nicht der Gefahr eines katastrophalen Versagens unterliegen dürfen.
  • Gegenstand der Erfindung ist eine Legierung mit niedrigem Wärmeausdehnungskoeffizienten und - in Gewichtsprozent - 28 bis 50% Kobalt, 20 bis 40% Nickel, 20 bis 35% Eisen, 4 bis 10% Aluminium, insgesamt 0,5 bis 5% Niob und dem halben Tantalgehalt und 1,5 bis 5% Chrom. Dar über hinaus kann die Legierung noch bis 1% Titan, bis 0,2% Kohlenstoff, bis 1% Kupfer, bis 2% Mangan, bis 2% Silizium, bis 8% Molybdän, bis 8% Wolfram, bis 0,03% Bor, bis 0,2% Hafnium, bis 2% Rhenium, bis 0,3% Zirkonium, bis 0,5% Stickstoff, bis 1% Yttrium, bis 1% Lanthan, bis 1% Seltene Erdmetalle außer Lanthan, bis 1% Zer, bis 1% Magnesium, bis 1% Kalzium, bis 4% eines oxidischen Dispersoids und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen enthalten. Die Beständigkeit der Legierung gegen Rißfortpflanzung läßt sich durch ein Glühen bei Temperaturen unter etwa 1010ºC oder bei Temperaturen zwischen 1066º0 oder 1110ºC und der Schmelztemperatur sowie einem Aushärten bei einer β- Ausscheidungstemperatur über etwa 788ºC optimieren.
  • In der beiliegenden Zeichnung betreffen
  • Fig. 1 eine grafische Darstellung der statischen Rißfortpflanzung bei 538ºC in einer Quer-Längs- Richtung für verschiedene Legierungen,
  • Fig. 2 eine grafische Darstellung der statischen Rißfortpflanzung bei 538ºC in einer Quer-Längs- Richtung zur Veranschaulichung der Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit in Abhängigkeit vom Nickelgehalt für Legierungen 6, 12 und 16, die eine Stunde bei 1010ºC geglüht, an Luft abgekühlt, 16 Stunden bei 788ºC ausgehärtet, auf 621ºC in Ofen abgekühlt, sodann acht Stunden bei 621ºC ausgehärtet und schließlich an Luft abgekühlt wurden;
  • Fig.3 eine grafische Darstellung der statischen Rißfortpflanzung bei 538ºC für bei 982ºC geglühte Legierungen mit unterschiedlichen Chromgehalten in einer Quer-Längs-Richtung bei einer anfänglichen Spannungsintensität von 33 MPa m, die eine Stunde bei 982ºC geglüht, an Luft auf 621ºC abgekühlt, acht Stunden bei dieser Temperatur gehalten und schließlich an Luft abgekühlt worden waren;
  • Fig. 4 eine grafische Darstellung der statischen Rißfortpflanzung bei 538ºC für bei verschiedenen Temperaturen geglühte und ausgehärtete Legierungen in einer Quer-Längs-Richtung bei einer Spannungsintensität von 33 MPa m, die eine Stunde geglüht, an Luft abgekühlt sowie 16 Stunden bei den im Diagramm angegebenen Temperaturen ausgehärtet, im Ofen auf 621ºC abgekühlt und acht Stunden auf dieser Temperatur gehalten sowie an Luft abgekühlt wurden;
  • Fig. 5 eine grafische Darstellung des Einflusses der Gehalte an Chrom und Kobalt auf die statische Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit bei 538ºC und einer Spannungsintensität von 33 MPa m in einer Quer-Längs-Richtung;
  • Fig.6 eine grafische Darstellung der Abhängigkeit der Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit da/dt als Funktion des Nickelgehalts einer bei einer Glühtemperatur unter 1450ºF (788ºC) ausgehärteten Legierungen;
  • Fig. 7 eine grafische Darstellung der Abhängigkeit der da/dt-Geschwindigkeit, der Rißebenen-Orientierung, der sekundären Kriechgeschwindigkeit, der Glühtemperatur und der Morphologie;
  • Fig. 8 und 8A dreidimensionale grafische Darstellungen zur Veranschaulichung der Wirkung eines Glühens und Aushärtens auf die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit bei 1000ºF (538ºC) für Legierungen mit 27 bis 32% Nickel bei einer Spannungsintensität K = 30 Ksi m (33 MPa m), die eine Stunde bei den im Diagramm angegebenen Temperaturen geglüht, 16 Stunden bei den im Diagramm angegebenen Temperaturen ausgehärtet, in Ofen auf 1150ºF (621ºC) abgekühlt und acht Stunden auf dieser Temperatur gehalten sowie an Luft abgekühlt worden waren;
  • Fig. 9 ein ZTU-Diagramm einer Legierung 30 (Tabelle III) nach einem einstündigen Glühen bei 2100ºF (1149ºC) mit anschließendem Wasserabschrecken und Fig. 10 eine vollständige da/dt-Rißfortpflanzungs-Kurve der Legierung 30 (Tabelle III) bei 538ºC, die in der kurzen und langen Querrichtung untersucht wurde, im Vergleich zu den chronfreien Legierungen 718, 909 und ähnlichen Legierungen.
  • Es hat sich gezeigt, daß geringe Chromgehalte in Verbindung mit einer erhöhten Kobaltkonzentration eine unerwartete Verringerung der Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit mit sich bringen. Des weiteren optimiert eine vierstufige Wärmebehandlung mit einem Glühen, einem β-Aushärten und einem zweistufigen γ'-Aushärten in Anwesenheit von Chrom sowohl das Rißfortpflanzungsverhalten als auch die Streckgrenze. Zudem zeichnen sich solche Legierungen im Vergleich zu der bekannten Legierung 718 durch eine mindestens 10%-ige Verringerung des Wärmeausdehnungskoeffizienten im Bereich der üblichen Betriebstemperaturen aus.
  • Kobaltgehalte von 28 bis 50% erhöhen die Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung bei etwa 538ºC, wenngleich Kobaltgehalte über 50% mit einer niedrigeren Bruchfestigkeit verbunden sein dürften. Nickelgehalte von 20 bis 40% stabilisieren die Austenitphase. Darüber hinaus verbessert Nickel die Raumtemperatur-Duktilität der Legierung. Eisengehalte von 20 bis 35% anstelle von Kobalt oder Nickel verringern den Wärmeausdehnungskoeffizienten und die Wendetemperatur. Zu hohe Eisengehalte verursachen hingegen ein instabiles Gefüge der Legierung.
  • Aluminium fördert das Entstehen einer β-Phase, die erfindungsgemäß eine aluminiumreiche Phase enthält, die sich für eine Ordnung und Umwandlung in intermetallische Überstrukturen auf Basis von aluminiumarmem NiAl eignet. Die β-Phase kann bei Raumtemperatur oder hohen Temperaturen verloren gehen. Die Ordnung einer auf Raumtemperatur abgekühlten β-Phase kann sich von der β-Ordnung, wie sie sich bei höheren Betriebstemperaturen einstellt, unterscheiden. Die β-Phase trägt zur Beständigkeit der Legierung gegen spannungsinduzierte Korngrenzenoxidation (SAGBO) und zur Warmverformbarkeit der Legierung bei. Darüber hinaus fördert Aluminium das Entstehen einer die Festigkeit erhöhenden γ'-Phase. Die Morphologie der β- und der γ'-Phase beeinflußt vermutlich zum Teil die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit bei 538ºC. Schließlich verringert Aluminium die Dichte der Legierung und verbessert dramatisch deren allgemeine Beständigkeit gegen Oberflächenoxidat ion.
  • Chrom erhöht bei verhältnismäßig geringen Gehalten von 1,5 bis 5% in Anwesenheit hoher Kobaltgehalte die Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung bei hohen Temperaturen. Außerdem spricht die Legierung bei Anwesenheit von Chrom besser auf eine Erhöhung der Bruchfestigkeit an. Chrom bewirkt zudem eine nur geringe Erhöhung des Wärmeausdehnungskoeffizienten oberhalb der Wendetemperatur und verringert nur geringfügig die Wendetemperatur. Schließlich verbessert Chrom die Kriechbeständigkeit der Legierung.
  • Niobgehalte von 0,5 bis 5% erhöhen die Zeitstandfestigkeit und die Zugfestigkeit bei hohen Temperaturen. Außerdem stabilisiert Niob das Gefüge der Legierung und verfestigt deren β-Gefüge.
  • Titangehalte bis 1% erhöhen die Festigkeit der Legierung, während höhere Titangehalte zu einer Phaseninstabilität führen können. Die Legierung kann bis 0,2% Kohlenstoff enthalten; höhere Kohlenstoffgehalte bewirken eine leichte Verringerung der Zeitstandfestigkeit.
  • Des weiteren kann die Legierung bis 1% Kupfer und bis 2% Mangan enthalten. Der Siliziumgehalt liegt vorteilhafterweise unter 2%. Silizium verringert nämlich bei Gehalten über 0,25% die Zeitstandfestigkeit. Molybdän wirkt sich in Gehalten bis 8% vorteilhaft auf die Festigkeit der Legierung aus und erhöht deren Korrosionsbeständigkeit. Andererseits erhöht Molybdän jedoch auch in nachteiliger Weise die Dichte und den Wärmeausdehnungskoeffizienten. Wolframgehalte bis 8% fördern die Zeitstandfestigkeit auf Kosten der Dichte und des Wärmeausdehnungskoeffizienten.
  • Die Legierung kann bis 0,3% Bor enthalten. Höhere Borgehalte führen zu Problemen beim Warmverformen und beim Schweißen. Des weiteren kann die Legierung jeweils bis 2% Hafnium und Rhenium sowie bis 0,3% Zirkonium enthalten, wenngleich sich Zirkonium negativ auf die Warmverformbarkeit auswirken kann. Weiterhin kann die Legierung jeweils bis 1% Yttrium, Lanthan und Zer sowie bis 1% andere Seltene Erdmetalle enthalten. Yttrium, Lanthan, Zer und andere Seltene Erdmetalle dürften die Oxidationsbeständigkeit verbessern. Magnesium, Kalzium sowie andere Mittel zur Desoxidation und zur Verbesserung der Verformbarkeit kann die Legierung bis zu 1% sowie alternativ oxidische Dispersoide wie Yttrium-, Aluminium- und Zirkoniumoxid bis 4% enthalten. Oxidische Dispersoide werden vorteilhafterweise durch mechanisches Legieren eingebracht.
  • Die nachfolgende Tabelle I enthält die Zusammensetzungen von erfindungsgemäßen Legierungen und repräsentiert jeweils alle Zusammensetzungen zwischen den angegebenen Werten wie beispielsweise 28 bis 40% Kobalt, 25 bis 30% Nickel, 4,5 bis 6% Aluminium, 0,75 bis 3,5% Niob und 1,5 bis 5% Chrom. TABELLE I
  • * Außerhalb der Erfindung
  • Die nachfolgende Tabelle II veranschaulicht die vorteilhafte Wirkung bevorzugter Legierungszusammensetzungen im Hinblick auf eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung bei 538ºC. TABELLE II
  • aCu + Mn + Si ≤ 1,5 cCu + Mn + Si ≤ 1 bMO + W ≤ 5
  • Die Tabelle III enthält weitere Legierungen nach der Erfindung. TABELLE III
  • *Außerhalb der Ansprüche TABELLE III (Fortsetzung)
  • *Außerhalb der Ansprüche
  • Die Tabelle IV veranschaulicht für die Legierungen der Tabelle III die Wirkung von Chrom, Niob und Nickel auf die Werkstoffeigenschaften einer Legierung mit der Basiszusammensetzung: 27,5% Eisen, 5,4% Aluminium und 0,1 Titan, Rest Kobalt im Anschluß an eine Wärmebehandlung mit einem einstündigen Glühen bei 1010ºC, Luftabkühlen sowie sechzehnstündigem Aushärten bei 788ºC, Ofenabkühlen auf 621ºC und achtstündigem Aushärten bei 621ºC und Abkühlen an Luft. TABELLE IV
  • Die Tabelle V veranschaulicht den Einfluß unterschiedlicher Gehalte an Chrom, Niob und Nickel auf die 0,2- Streckgrenze und die Zugfestigkeit jeweils in MPa, die Dehnung und die Einschnürung jeweils in Prozent bei Raumtemperatur für eine Legierung einer Basiszusammensetzung mit 27,5% Eisen, 5,4% Aluminium und 0,1% Titan, Rest Kobalt nach einer Wärmebehandlung in Gestalt eines einstündigen Glühens bei 1010ºC mit Abkühlen an Luft, einem sechzehnstündigen Aushärten bei 788ºC mit einem Ofenabkühlen und auf 621ºC sowie einem achtstündigen Aushärten bei 621ºC mit einem Abkühlen an Luft. TABELLE IV
  • Die Daten der Tabelle V zeigen, daß die Festigkeit und die Duktilität der Legierungen mit 3% Niob ausreichend für eine Verwendung als Werkstoff für Gasturbinen sind. Als typische Mindestanforderungen bei Raumtemperatur gelten eine 0,2-Streckgrenze von 690 MPa (100 ksi) und eine Dehnung von 10%. Besonders vorteilhaft ist es jedoch, wenn die 0,2-Streckgrenze bei Raumtemperatur mindestens etwa 825 MPa (120 ksi) beträgt. Die Festigkeit der Legierungen erhöht sich bei einem Niobgehalt von 4% auf Kosten der Duktilität Chrom wirkt sich merklich auf die Festigkeit aus, verringert jedoch bei Gehalten über 3,5% die Duktilität
  • Die Tabelle VI gibt die 0,2-Streckgrenze und die Zugfestigkeit (jeweils in MPa), die Dehnung und die Einschnürung jeweils in % der Legierungen gemäß Tabelle IV, jedoch bei 704ºC wieder. TABELLE VI
  • Die Festigkeit und die Zähigkeit sämtlicher Legierungen bei erhöhten Temperaturen ist akzeptabel. Typische Mindestanforderungen bei einer erhöhten Temperatur von 704ºC sind eine 0,2-Streckgrenze von 590 MPa (85 ksi) und eine Dehnung von 15%. Eine Erhöhung des Nickelgehalts führt zu einer signifikanten Verbesserung der Zugfestigkeit bei erhöhter Temperatur. Generell wirken sich Chrom und Niob günstig auf die Eigenschaften bei erhöhter Temperatur aus.
  • Die Tabelle VII veranschaulicht den Einfluß unterschiedlicher Gehalte an Chrom, Niob und Nickel auf die Kriechfestigkeit bei erhöhter Temperatur gemaß ASTM E-139 und gibt die Standzeit bis zu einer 0,2%-Dehnung in Stunden und die sekundäre Kriechgeschwindigkeit in m/m/h für eine Legierung einer Basiszusammensetzung mit 27,5% Eisen, 5,4% Aluminium und 0,1% Titan, Rest Kobalt nach einer Wärmebehandlung in Gestalt eines einstündigen Glühens bei 1010ºC mit Abkühlen an Luft, einem sechzehnstündigen Aushärten bei 788ºC, einem Ofenabkühlen auf und einem Aushärten bei 621ºC sowie einem Abkühlen an Luft wieder. TABELLE VII
  • Chromgehalte von 2% verbessern die Standzeit für die 0,2%-Zeitdehngrenze um über 100% und bis zu 400% im Vergleich zu einer chromfreien Legierung. Darüber hinaus verringert sich bei den Legierungen mit mehr als 2% Chrom die sekundäre Kriechgeschwindigkeit um eine Größenordnung. Eine Erhöhung der Gehalte an Nickel und Niob führt zu einer synergistischen Wirkung auf die Kriecheigenschaften. Bei den Proben mit 33% Nickel, 4% Niob erhöhte sich die Standzeit bis zur 0,2%-Dehnung weiterhin und verringerte sich die sekundäre Kriechgeschwindigkeit. Am vorteilhaftesten ist eine Kriechfestigkeit mit mindestens 15 Stunden bis zur 0,2%-Dehnung und einer sekundären Kriechgeschwindigkeit unter 5 x 10&supmin;&sup5;m/m/h.
  • Die Tabelle VIII zeigt die Wirkung unterschiedlicher Chrom-, Niob- und Nickelgehalte auf die Charpy-Kerbschlagarbeit (N m) bei Raumtemperatur und einer Wärmebehandlung, wie sie im Zusammenhang mit der Tabelle IV angegeben ist. TABELLE VIII
  • Die angegebenen Werte für die Kerbschlagarbeit bei Raumtemperatur sind gering, jedoch für eine Verwendung der Legierungen als Werkstoff für Turbinenteile akzeptabel; sie entsprechen im wesentlichen denen der Legierung INCOLOY 909, die sich als Werkstoff für Turbinenteile bewährt hat. Mit steigendem Nickelgehalt erhöht sich die Kerbschlagarbeit. Die Wirkung des Chroms ist nicht signifikant, während 4% Niob die Kerbschlagarbeit merklich verringern. Vorteilhafterweise besitzt die Legierung eine Kerbschlagarbeit von mindestens 5 N m bei Raumtemperatur, besser noch mindestens 10 N.m.
  • Die Tabelle IX veranschaulicht die Wirkung unterschiedlicher Gehalte an Chrom, Nickel und Niob auf den Wärmeatisdehnungskoeffizienten bei verschiedenen Temperaturen im Falle einer Legierung mit einer Basiszusammensetzung und Wärmebehandlung gemäß Tabelle IV; sie gibt den Wärmeausdehnungskoeffizienten bei 316ºC, 427ºC und 649ºC in jim/ºC sowie die Wendetemperatur in ºC an. TABELLE IX
  • Bis 2% Chrom verringert sich der Wärmeausdehnungskoeffizient bei Temperaturen unterhalb der Wendetemperatur um 0,9 km/m/ºC. Bei Temperaturen oberhalb der Wendetemperatur besitzen die Legierungen einen höheren Wärmeausdehnungskoeffizienten bei paramagnetischem Verhalten. Chromgehalte von 2 bis 4% wirken sich nur geringfügig auf den Wärmeausdehnungskoeffizienten im Bereich des Ferromagnetismusses oberhalb der Wendetemperatur aus. Chrom erhöht jedoch merklich den Wärmeausdehnungskoeffizienten bei Temperaturen oberhalb der Wendetemperatur, während Kobalt eine Tendenz zur Erhöhung der Wendetemperatur begründet.
  • Vorteilhafterweise ist der Wärmeausdehnungskoeffizient der Legierung um mindestens 10% geringer als bei der Legierung 718, oder er liegt unter 13,6 um/m/ºC bei 649ºC; er ist besser noch um mindestens 15% geringer als bei der Legierung 718, oder er liegt unter 12,85 um/m/ºC bei 649ºC. Für eine Reihe von Gasturbinenteilen ist es bei den erfindungsgemäßen Legierungen neben einer Verringerung des Wärmeausdehnungskoeffizienten um 10% vorteilhaft, wenn sie den Kurvenverlauf und die Wendetemperatur der Legierung INCONEL 718 erreichen. Bei den Legierungen mit 4% Chrom lag der Wärmeausdehnungskoeffizient bei 316ºC um 26%, bei 427ºC um 21% und bei 649ºC um 13% niedriger. Bei den Legierungen mit 3% war der Wärmeausdehnungskoeffizient bei 316ºC um 26%, bei 427ºC um 23% und bei 649ºC um 16% niedriger. Wenngleich der Kurvenverlauf nicht genau dem der Legierung INCONEL 718 entspricht, reicht er dennoch für eine Verwendung der erfindungsgemäßen Legierung zusammen mit der Legierung 718 aus. Selbst Legierungen mit einer aufgrund ihres Chromgehalts von 4% verringerten Wendetemperatur besaßen noch eine für die Verwendung als Werkstoff für Gasturbinenteile geeignete Wendetemperatur. Bei Temperaturen über der Wendetemperatur erhöht sich die Wärmeausdehnung signifikant.
  • Ein lineares Regressionsmodell der Wärmeausdehnungskoeffizienten bei 316ºC und bei 649ºC für Legierungen einer nominellen Zusammensetzung mit 27% Eisen, 5,5% Aluminium und 3% Niob zum Bestimmen des Wärmeausdehnungskoeffizienten bei unterschiedlichen Gehalten an Nickel, Kobalt und Chrom ergibt die folgenden Abhängigkeiten (um/m/ºC):
  • Versuche haben bei Legierungen mit 24 bis 28% Eisen die Brauchbarkeit der beiden Gleichungen erwiesen. In Abhängigkeit vom Nickelgehalt können die Legierungen bis 37% Kobalt und bis 10% Chrom enthalten und dabei einen Wärmeausdehnungskoeffizienten um 10% niedriger als bei der Legierung 718 beibehalten.
  • Das Regressionsmodell für 649ºC beschränkt den maximalen Chromgehalt für einen besonders vorteilhaften Einsatz bei erhöhter Temperatur auf 5, 5,5 und 6% je nach der Kobaltkonzentration. Bei einer Verwendung ohne Überschreitung der Wendetemperatur lassen sich mit erhöhten Chromgehalten gewünschte Wärmeausdehnungskoeffizienten einstellen.
  • Die Tabelle X veranschaulicht die Wirkung geringer Chromgehalte auf die Korrosionsbeständigkeit bei in der Tabelle III angegebenen Legierungen im Vergleich zu den Legierungen 909 und 718 im 720-stündigen Salzsprühtest bei 35ºC nach ASTM B 117-85. TABELLE X
  • Die Legierung mit 3% Chrom unterlag unerwarteterweise keiner Korrosion im Salzsprühtest. Ein Chromgehalt von nur 1% beschleunigte hingegen die Lochfraßkorrosion. Die Korrosionsbeständigkeit 3% Chrom enthaltender Proben war im Vergleich zu Proben mit 1% Chrom ausgezeichnet und weitaus besser als bei der Legierung INCOLOY 909. Vermutlich läßt sich das Chrom unter dem Gesichtspunkt der Beständigkeit im Salzsprühtest ganz oder teilweise durch Molybdän ersetzen.
  • Die Tabelle XI veranschaulicht die Wirkung unterschiedlicher Gehalte an Chrom, Niob und Nickel auf die Rißauslösung bei 538ºC im Falle einer Legierung mit der Basiszusammensetzung und Wärmebehandlung gemäß Tabelle IV anhand von 25,4 mm-CT-Proben; sie gibt die Lebensdauer in Stunden bei einer Anfangsspannungsintensität von 27 MPa m an. TABELLE XI
  • X: Ausfall vor dem Bruch
  • Bei Temperaturen von etwa 538ºC besitzen Legierungen wie INCOLOY 907 und 909 eine erhöhte Rißempfindlichkeit. Die Zeitspanne bis zum Bruch bzw. die Gesamtlebensdauer einer kompakten Zugprobe (CT-Probe) verbessert sich um eine oder zwei Größenordnungen. Die erhöhte Lebensdauer war besonders ausgeprägt bei Legierungen mit niedriger Nickel- und erhöhter Kobaltkonzentration. Niob scheint entweder keine oder eine leicht negative Wirkung bei Legierungen mit höherem Nickelgehalt zu haben. Der Bruch noch vor einer Rißbildung bei den 4% Niob und 27% Nickel enthaltenden Legierungen steht für Sprödigkeit bei Raumtemperatur. Vorteilhafterweise besitzt die erfindungsgemäße Legierung eine Lebensdauer von 10 Stunden bei einer Anfangsspannungsintensität von 27 MPa m und einer Temperatur von 538ºC und besser noch von 20 Stunden.
  • Die Tabelle XII zeigt die Wirkung unterschiedlicher Chrom-, Niob- und Nickelgehalte auf die statische Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit bei 538ºC im Falle einer Legierung mit der Basiszusammensetzung und der Wärmebehandlung gemäß Tabelle IV; sie gibt die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit bei einer Anfangsspannungsintensität von 27 MPa m in mm/s an. TABELLE XII
  • FV: Fehlversuch
  • Die Tabelle XII zeigt die um eine oder zwei Größenordnungen geringere Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit von Legierungen mit mindestens 2% Chrom. Die Legierungen mit höchstens 30% Nickel erwiesen sich als besonders beständig gegen eine Rißfortpflanzung. Die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit bei Legierungen mit 27% Nickel war im wesentlichen gleich der Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit der herkömmlichen hitzebeständigen Legierung 718. Aus dem Diagramm der Fig. 1 ergibt sich ebenfalls die Verbesserung der Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung um eine oder zwei Größenordnungen für Legierungen mit mindestens 2% Chrom. Die Legierung nach der europäischen Patentschrift 433 072 erwies sich als weniger fehler- bzw. schadensresistent als für bestimmte konstruktive Aufgaben erforderlich. Die erfindungsgemäßen Legierungen mit mindestens 2% Chrom liegen innerhalb einer Größenordnung mit der Legierung 718. In der Tat besitzen einige Legierungen bei einer Spannungsintensität von etwa 50 MPa m eine größere Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung als die Legierung 718.
  • Insbesondere das Diagramm der Fig. 2 veranschaulicht den Vorteil abnehmender Nickelkonzentrationen und zunehmender Kobaltkonzentrationen auf die Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung. Eine Verringerung des Nickelgehalts von 33% auf 27% bei gleichzeitiger Erhöhung des Kobaltgehalts von 28% auf 34% erhöhte die Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung. Insbesondere die Legierung 16 mit 2,9% Chrom, 27% Nickel, 34% Kobalt und 28% Eisen besaß eine vorteilhafte Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung.
  • Die Tabelle XIII betrifft repräsentative Vergleichslegierungen nach der europäischen Patentschrift 433 072 und zeigt die Wirkung einer Wärmebehandlung auf die statische Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit bei 538ºC für eine Glühprobe 1 in Gestalt einer Flachprobe der Abmessungen 2,5 x 10,2 cm im Falle eines einstündigen Glühens mit Luf tabkühlung und eines sechzehnstündigen Aushärtens mit Ofenabkühlung bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 38ºC/h auf 621ºC und eines achtstündigen Haltens auf dieser Temperatur mit anschließendem Abkühlen an Luft. Die Versuche wurden an 25,4 mm CT-Proben unternommen. In der Tabelle XIII sind die Glühtemperatur, die Aushärtetemperatur sowie die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit in mm/s bei einer Anfangsspannungsintensität von 27 MPa m und den angegebenen Spannungsintensitäten wiedergegeben. TABELLE XIII
  • X Ausfall vor dem Bruch
  • Die den Versuchen der Tabelle XIII zugrundeliegende Legierung enthielt nominell 33% Nickel, 31% Kobalt, 27% Eisen, 5,3% Aluminium, 3,0% Niob und nur 0,02% Chrom (Legierung 1 in Tabelle III). Die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeiten der Legierung gemäß Tabelle XIII waren viel größer als diejenige der Legierung 718. Zudem wirkt sich die Wärmebehandlung nur schwach auf die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit aus.
  • Die Tabelle XIV zeigt die Wirkung verschiedener Wärmebehandlungen auf die statische Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit bei 538ºC in mm/s anhand der Glühbehandlung gemäß Tabelle XIII an einer Flachprobe der Abmessungen 0,89 x 6,4 cm und einer 225,4 mm CT-Probe bei einer An fangsspannungsintensität von 27 MPa m und den angegebenen Spannungsintensitäten. TABELLE XIV
  • *899ºC/4h OA(38ºC/h) auf 621ºC/8h, LA
  • Die Versuchslegierung 3 (vgl. Tabelle III) zu Tabelle XIV enthielt nominell 34% Nickel, 30% Kobalt, 24% Eisen, 5,4% Aluminium, 3,1% Chrom und 3,0% Niob. Im Gegensatz zu der Legierung zu Tabelle XIII wirkte sich die Wärmebehandlung positiv auf die 3% Chrom enthaltende Legierung aus. Wie sich aus dem Diagramm der Fig. 3 ergibt, verbessert die Wärmebehandlung die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit der erfindungsgemäßen Legierung auf den Wert der Legierung 718. Die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit der Legierung nach der europäischen Patentschrift 433 072 war unannehmbar hoch und wurde durch die Wärmebehandlung nicht hinreichend beeinflußt.
  • Die erfindungsgemäßen Legierungen besitzen im wesentlichen ein Drei-Phasen-Gefüge. Das Grundgefüge ist austenitisch kubisch-flächenzentriert oder besteht aus γ- Phase. Die γ-Phase wird durch γ'-Phase ausscheidungsgehärtet. Die β-Phase oder -Phasen verleihen der Legierung eine hohe SAGBO-Beständigkeit. Aus dem Diagramm der Fig. 4 ergibt sich, daß sich bei höheren Glühtemperaturen die Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung bei höheren Aushärtetemperaturen und einer Wärmebehandlung zum Ausscheiden von β-Phase verbessert. Die β-Phase bildet sich bei Glühtemperaturen unter etwa 1090ºC (2000ºF), insbesondere reichlich bei etwa 750 bis 1000ºC (1382 bis 1832ºF). Die höheren Temperaturen beim Aushärten empfehlen sich insbesondere nach einem Hochtemperatur-Löten. Das Glühen zum Ausscheiden der β-Phase dürfte einen Beitrag zur Verringerung der Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit leisten. Die Aushärte temperaturen in Verbindung mit den Abkühlungsgeschwindigkeiten wie das Abkühlen zwischen Glühbehandlungen im Ofen bei verschiedenen Temperaturen steuert in erster Linie die Morphologie der verfestigenden γ'-Phase.
  • Die Tabelle XV zeigt die Wirkung unterschiedlicher Chrom- und Nickelgehalte, des Glühens und des Aushärtens auf die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit. TABELLE XV 538ºC da/dt (mm/s)2@ K = 33 & 55 MPA m
  • 1) da/dt-Geschwindigkeiten inerhalb des 718 da/dt- Streubandes in Fig. 10
  • 2) Glühbehandlung: einstündiges Glühen bei den angegebenen Temperaturen mit Abkühlen an Luft.
  • 3) sechzehnstündiges Aushärten bei den angegebenen Temperaturen und Ofenabkühlen auf 621ºC, achtstündiges Halten bei dieser Temperatur mit Abkühlen an Luft.
  • 4) da/dt-Daten aus glatten da/dt-Kurven in Abhängigkeit von der Spannungsintensität.
  • 5) 7,62 x 24,4 mm Kompakt-Zugproben mit 1,27 mm tiefen Lastwechsel-Vorrissen gemäß ASTM E 647.
  • 6) FV: Fehlversuch
  • Die Daten der Tabelle XV bestätigen die positive Wirkung des Chroms auf die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit. Darüber hinaus scheinen auch niedrigere Nickelgehalte die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit zu verringern. Außer durch die Zusammensetzung läßt sich die Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung auch mit Hilfe der Glüh- und Aushärtetemperaturen beeinflussen. Das Rißfortpflanzungs-Verhalten der erfindungsgemäßen Legierung scheint in starkem Maße von der Morphologie, dem Volumenanteil und der Lage der Ausscheidungsphasen im Gefüge abzuhängen. Ein erheblich geringerer Volumenanteil globulitischer β-Phase reicht aus, wenn die Ausscheidung an den Korngrenzen stattfindet. Des weiteren ist anzunehmen, daß die β-Ordnung und -umwandlung eine Rolle bei der Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung spielt.
  • Nach dem Diagramm der Fig. 5 beeinflussen die Kobaltund die Chromkonzentration die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit. Den Daten der Fig. 5 liegen Legierungen mit 24,5 bis 27,5% Eisen und 27 bis 34% Nickel zugrunde. Sämtliche Legierungen wurden eine Stunde bei 1010ºC geglüht, an Luft abgekühlt, 16 Stunden bei 778ºC ausgehärtet, im Ofen auf 621ºC abgekühlt und bei dieser Temperatur acht Stunden ausgehärtet sowie an Luft abgekühlt. Das Diagramm der Fig. 7 macht deutlich, daß eine hohe Kobaltkonzentration in Verbindung mit unerwartet geringen Chromkonzentrationen eine Verbesserung der Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung mit sich bringt. Vorzugsweise besitzt die erfindungsgemäße Legierung eine Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit unter 1 x 10&supmin;&sup4; mm/s bei einer Spannungsintensität von 33 MPa m und einer Temperatur von 538ºC, besser noch von 5 x 10&supmin;&sup5;.
  • Das Diagram der Fig. 6 zeigt, daß ein abnehmender Nickelgehalt die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit von Legierungen verringert, die einer Wärmebehandlung zum vornehmlichen Ausscheiden von γ'-Phase unterworfen wurden. Eine maximale Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit ergibt sich nach einem Glühen zwischen 1900ºF (1038ºC) und 2000ºF (1093ºC). Minimale Rißfortpflanzungsgeschwindigkeiten ergeben sich hingegen nach einem Glühen bei Temperaturen im Bereich von 1800ºF (982ºC) oder 2050ºF (1121ºC)
  • Die Wirkung des Nickels ist außerordentlich signifikant, insbesondere, wenn die Legierung bei Temperaturen zwischen 1900 und 2000ºF (1038 und 1093ºC) geglüht worden ist. Nickelgehalte unter 27% ergeben eine ausgezeichnete da/dt- und Rißauslösungsbeständigkeit. Versuche an Legierungen mit 24% Nickel ergaben einen signifikanten Riß-Arrest und damit die Möglichkeit, die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit zu messen. Das Diagramm der Fig. 6 stellt aktuell eine maximale Rißfortpflanzung dar, die kein Beleg für eine Rißabrundung ist, welche die Rißfortpflanzung beim Versuch aktuell unterbindet. Jedoch besitzen Legierungen mit nur 24% Nickel eine geringere Gefügestabilität, Raumtemperatur-Zugfestigkeit und -Duktilität sowie eine geringere Standzeit bei hoher Duktilität. Diese Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften der Legierungen mit 24% Nickel geht jedoch nicht bis zu einem Niveau, das sie für eine Reihe kommerzieller Verwendungszwecke ungeeignet macht. Im Hinblick auf eine optimale Kombination ihrer Eigenschaften empfiehlt es sich, den Nickelgehalt auf über 24% einzustellen.
  • Die da/dt-Abhängigkeit von der Glühtemperatur und dem Nickelgehalt gilt für ein Aushärten ohne Einfluß auf die da/dt-Beständigkeit. Demgemäß zeigt das Diagramm, daß optimale Nickelgehalte im Falle eines Glühens bei 1900ºF zwischen etwa 26% und 29% oder bis 34% im Falle eines Glühens bei 1800ºF (982ºC) oder 2050ºF (1121ºC) mit einem anschließenden Aushärten bei niedrigerer Temperatur liegen.
  • Es ist anzunehmen, daß eine Erhöhung des Nickelgehalts auf Kosten des Kobaltgehalts entweder die γ'-Phase auf Kosten der β-Phase stabilisiert oder das Gefüge ändert und/oder die Zusammensetzung der β-Phase in Richtung einer Erhöhung des Kriechwiderstandes und/oder einer Förderung der Sauerstoffdiffusion an den Korngrenzen ändert.
  • Bei der Legierung 30 handelt es sich um einen im Vakuumlichtbogen umgeschmolzenen Block aus einer 4000 kg-Vakuuminduktionsschmelze. Im Zusammenhang mit dem Diagramm der Fig. 7 wurde ein 2 Zoll (5,08 cm) breiter Ring mit einer Höhe von 4 Zoll (10,16 cm) und einem Außendurchmesser von 28 Zoll (71,12 cm) untersucht, der wie angegeben geglüht, 12 Stunden bei 1400ºF (760ºC) ausgehärtet, auf 1150ºF (621ºC) im Ofen abgekühlt und bei dieser Temperatur acht Stunden gehalten sowie an Luft abgekühlt worden war.
  • Die Kriechgrenze verringerte sich mit zunehmender Glühtemperatur, wie bei kriechfesten Superlegierungen üblich, bis 1950ºF (1066ºC). Die abnehmende Kriechgeschwindigkeit ist begleitet von einer Erhöhung der da/dt-Geschwindigkeit in der großen Querebene, wie zu erwarten war. Die da/dt-Geschwindigkeit in der kurzen Querebene änderte sich jedoch bis zu Glühtemperaturen über 1950ºF (1066ºC), bei denen sie sich signifikant erhöhte und der da/dt-Geschwindigkeit in der großen Querebene entsprach.
  • Nach dem Erreichen eines Minimums bei einer Glühtemperatur von 1950ºF (1066ºC) erhöhte sich die Kriechgeschwindigkeit bei einer Glühtemperatur von 2000ºF (1093ºC) und 2050ºF (1139ºC) . Entsprechend verringerte sich bei diesen Glühtemperaturen die da/dt-Geschwindigkeit in der großen Querebene. Auch die da/dt-Geschwindigkeit in der kurzen Querebene verringerte sich bei einer Glühtemperatur von 2050ºF (1139ºC)
  • Das Verhalten der Legierung unterschied sich von dem der meisten Superlegierungen nach einem Lösungsglühen bei erhöhter Temperatur. Im allgemeinen verringert sich die Kriechgeschwindigkeit mit einer Erhöhung der Glühtemperaturen und der damit verbundenen Kornvergröberung. Und Superlegierungen, die einer von der Umgebung beeinflußten Rißfortpflanzung unterliegen, zeigen mit zunehmender Kornvergröberung eine signifikant höhere Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit.
  • Das Verhalten der da/dt- und der Kriechgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der Glühtemperatur erklärt sich teilweise aus damit einhergehenden Anderungen des Mikrogefüges. So lassen sich beim Glühen mit zunehmender Temperatur vier Gefügeklassen unterscheiden.
  • Nach einem Glühen bei einer niedrigen Temperatur unterhalb etwa 1850ºF (1010ºC) enthält das Gefüge eine feines Korn, reichlich feine und grobe Teilchen der β-Phase in einem Duplex-Verbundgefüge mit Korngrenzenausscheidungen (Klasse 1). Ein großer Teil der groben β-Phase scheidet sich während der Vorbehandlung ab. Da die β-Phase bei Verformungstemperaturen weicher ist als das Grundgefüge, ist vor und während des Warmverformens entstandene β- Phase anisotrop. Bei feinkörniger und reichlich vorhandener β-Phase ist die Kriechfestigkeit geringer und die Kriechgeschwindigkeit höher. Bei größerer, das Abrunden der Rißspitzen begünstigenden Kriechplastizität sowie Korngrenzenausscheidungen und längeren Rißwegen infolge eines feineren Korns, einer groben β-Anisotropie und geringerer Sauerstoffdiffusion ergibt sich eine Tendenz zu niedrigen da/dt-Geschwindigkeiten auch bei einer γ'-Ausscheidung während eines Aushärten bei niedrigen Temperaturen unter 1450ºF bzw. 788ºC.
  • In Klasse II beginnt mit zunehmender Glühtemperatur die beim Warmverformen an den Korngrenzen ausgeschiedene β- Phase in Lösung zu gehen und fängt eine Kornvergröberung an. Grobe intrakristalline β-Phase scheint ihre Anisotropie innerhalb des Glühens in Klasse II beizubehalten. Mit der Kornvergröberung und dem geringeren Gehalt an β-Phase nimmt die Kriechgeschwindigkeit ab. Die da/dt-Geschwindigkeit im langen Querschnitt nimmt mit wenig β-Phase an den Korngrenzen zu und verlangsamt die Sauerstoffdiffusion bei infolge der Kornvergröberung günstigeren Rißwegen. Die da/dt-Geschwindigkeit im kurzen Querschnitt ändert sich jedoch kaum und bleibt gering, da die Rißebene die gestreckten β-Teilchen passieren und entweder hindurchgehen oder umgehen muß. Die β-Teilchen bewirken entweder eine Rißabrundung infolge örtlicher Mikro-Kriechplastizität und/oder verteilen erneut die Rißspitzenspannung und die Dehnungsbereiche.
  • Sowohl die maximale Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit im langen Querschnitt als auch der maximale Kriechwiderstand stellen sich bei einer Glühtemperatur von 1950ºF (1066ºC) ein. Bei einem derartigen Glühen ergeben sich sehr geringe Korngrenzenausscheidungen und eine Kornvergröberung auf etwa ASTM 6 bis 4 (46 um bis 89 um), wenngleich es weiterhin grobe gestreckte intrakristalline β- Phase gibt, von der sich etwas an dem Treffpunkt dreier Korngrenzen befindet.
  • Die Klasse III stellt sich bei Glühtemperaturen von mindestens etwa 1950ºF (1066ºC) ein. Dabei verringert sich der Anteil an β-Phase merklich und sind die verbleibenden β-Teilchen nunmehr isotrop. Außerdem existiert wenig interkristalline Ausscheidungsphase. Die Korngröße vergrößert sich leicht gegenüber der Korngröße bei einem Glühen bei einer Temperatur von 1950ºF und das Korn ist isotrop.
  • Die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit im kurzen Querschnitt ist nun merklich höher und entspricht im wesentlichen der Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit im langen Querschnitt, weil es nunmehr keine gestreckte β-Phase mehr gibt, die eine langsame Rißfortpflanzung in dieser Richtung fördert.
  • Interessanterweise ist jedoch da/dt in dem langen Querschnitt etwas niedriger und die Kriechgeschwindigkeit etwas höher. Dies läßt die Annahme zu, daß sich etwas submikroskopische β-Phase ausgeschieden hat, oder daß sich die γ'-Phase geändert hat. Außerdem ist festzuhalten, daß Umwandlungen in der atomaren Ordnung der β- Phase den Kriechmechanismus ändern mögen.
  • In der Klasse IV beginnt nach einem Glühen bei 2050ºF (1121ºC) das Wiederausscheiden der β-Phase sowohl interkristallin als teilweise auch an den Korngrenzen. Dies beginnt augenscheinlich schon während des Aushärtens bei 1400ºF (760ºC) und/oder im Anschluß an ein Abkühlen von der Glühtemperatur bei 2050ºF (1121ºC). Bei einem Vergleich mit der während der thermomechanischen Behandlung ausgeschiedenen β-Phase tendiert diese β-Phase zu sehr feinen diskreten Teilchen an den Korngrenzen und kann im Korninnern stäbchenförmig sein. Mit dem Wiederauftreten der β-Phase erhöht sich die Kriechgeschwindigkeit leicht und nimmt die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit sowohl im großen als auch im kurzen Querschnitt ab.
  • Die Diagramme der Fig. 8 und 8A veranschaulichen die Auswirkungen des Glühens und Aushärtens auf die da/dt- Geschwindigkeit bei 538ºC. Eine mittlere da/dt-Geschwindigkeit bei K = 33 MPa m im Falle von Legierungen mit Nickelgehalten von 27 bis 32% diente zum Erstellen der Diagramme der Fig. 8 und 8A.
  • Vorteilhafterweise liegt die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit (da/dt) bei K = 33 MPa m und einer Temperatur von 538ºC bei höchstens etwa 1 x 10&supmin;&sup5; mm/s. Dies entspricht näherungsweise der Rißbre itungsgeschwindigkeit der Legierung INCOLOY 909 im feinkörnigen Zustand, beispielsweise nach einem Glühen bei 1800ºF bzw. 982ºC. Von besonderem Vorteil ist eine Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit da/dt von höchstens 5 x 10 unter diesen Bedingungen, die näherungsweise der Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit der Legierung INCONEL 718 nach einem Feinkorn- und 8-Ausscheidungsglühen beispielsweise bei 1750 bis 1800ºF bzw. 954 bis 982ºC. Dabei wurde festgestellt, daß sich eine niedrigere Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit nach drei unterschiedlichen Wärmebehandlungen auf verschiedene Weise erreichen läßt, deren jede spezielle Vor- und Nachteile mit sich bringt:
  • 1. Niedrigtemperaturglühen (unter 1850ºF bzw. 1010ºC):
  • Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit unter 10x10&supmin;&sup5; in ches/min. (4,2 x 10&supmin;&sup5;/mm/s) bei einem Glühen mit einer Temperatur von 1850ºF (1010ºC) und von 5x10&supmin;&sup5; inches/min. (2,1 x 10&supmin;&sup6;/mm/s) mit Hilfe eines Glühens bei 1800ºF (982ºC). Bei einem Überaltern (über 1450ºF bzw. 788ºC) sind noch niedrigere da/dt-Werte möglich.
  • Vorteile: 1) beim Niedrigtemperaturglühen lassen sich höchste Streckgrenzen erreichen; 2) der Wert da/dt spricht auf das Aushärten weniger an und erlaubt daher ein Aushärten in einem weiten Temperaturbereich; 3) das Niedrigtemperaturglühen ist vergleichbar mit jenem für Legierungen wie die Legierung 718 und erlaubt es daher, entsprechende Werkstoffkombinationen ohne weiteres einer gemeinsamen Wärmebehandlung zu unterwerfen.
  • Nachteile: 1) die Legierung ist empfindlicher gegenüber einer voraufgehenden thermomechanischen Behandlung; 2) eine Anisotropie von groben, beim thermomechanischen Behandeln ausgeschiedenen β-Körnern kann zu einer Anisotropie der mechanischen Eigenschaften führen; 3) ein starker Anfall grober β-Teilchen kann mit einer stärkeren Neigung zu einem Duktilitätsverlust nach einem langzeitigen Zwischenglühen verbunden sein; 4) ein feinkörniges Gefüge und reichlich vorhandene β-Phase können die Kriechfestigkeit verringern; 5) nicht verträglich mit Wärmebehandlungen beim Hochtemperaturlöten, wie sie oft zum Verbinden von Turbinengehäusen und -dichtungen angewandt werden.
  • Das Niedrigtemperaturglühen dauert vorteilhafterweise eine halbe bis zehn Stunden, vorzugsweise jedoch höchstens sechs Stunden und findet mit großem Vorteil bei einer Temperatur von mindestens 1650ºF (900ºC) statt.
  • 2. β-Aushärten bei höheren Temperaturen über 1450ºF (788ºC):
  • Ein Aushärten bei solchen Temperaturen wirkt sich im Sinne einer Verringerung der da/dt-Geschwindigkeit auf 10 x 10&supmin;&sup5; in/min. (4,2 x 106 mm/s), 5 x 10&supmin;&sup5; (2,1 x 106 mm/s) oder noch niedriger bei allen Glühtemperaturen aus.
  • Vorteile: 1) beim Aushärten über 1500ºF (816ºC) ergibt sich ungeachtet der Glühtemperatur eine gute Rißbeständigkeit; 2) der einzige Weg, um beim Glühen über 1850ºF (1010ºC) und unter 2000ºF (1093ºC) eine außergewöhnliche da/dt-Beständigkeit zu erreichen.
  • Nachteile: 1) bei 1000ºF (538ºC) kann sich infolge reichlicherer β-Phase und einer größeren Korngrenzenfläche zum β-Grundgefüge eine zusätzliche Instabilität ergeben; 2) Kriechfestigkeit und Standzeit gehen verloren, wenn die Dauer des Aushärtens nicht kurz ist; 3) die Wärmebehandlung verträgt sich bei Verbundteilen nicht immer mit der Wärmebehandlung anderer Werkstoffe.
  • Das β-Aushärten dauert vorteilhafterweise eine halbe bis 24 Stunden und besser noch eine bis sechs Stunden. Von besonderem Vorteil ist ein β-Aushärten bei Temperaturen über 820ºC und unter 890ºC.
  • 3. Hochtemperaturglühen (über 2000ºF, 1093ºC):
  • Ein Glühen bei 2050ºF ergibt da/dt-Geschwindigkeiten von etwa 5 x 10&supmin;&sup5; in/min (2,1 x 106 mm/s) oder darunter.
  • Vorteile: Es geht viel β-Phase einschließlich etwas primäre β-Phase in Lösung, und es ist ein gesteuertes feinteiliges Wiederausscheiden an den Korngrenzen möglich; 2) leichte Kornvergröberung, Wiederherstellung der Isotropie des Gefüges und der restlichen β-Phase; 3) geringere da/dt-Abhängigkeit von der Aushärtetemperatur; 4) guter Kompromiß zwischen Zeitstandfestigkeit, Kriech- und da/dt-Beständigkeit sind erreichbar; 5) optimale Kerbschlagzähigkeit
  • Nachteile: 1) möglicherweise niedrigere Streckgrenze; 2) stärkere Neigung zu Kerbbruch, wenn die β-Phase unzureichend ausgeschieden ist.
  • Das Hochtemperaturglühen dauert vorteilhafterweise eine halbe bis zehn Stunden, besser noch höchstens sechs Stunden; es sollte bei Temperaturen unterhalb des Schmelzpunkts und vorzugsweise unter 2125ºF (1163ºC) stattfinden.
  • Im folgenden wird die Auswirkung der Wärmebehandlung auf die Streckgrenze und die Dehnung bei Raumtemperatur sowie auf die Standzeit und Dehnung rund-gekerbter Proben (Kt 3.7) bei 649ºC und einer Belastung von 586 MPa erörtert.
  • Ein Teil der Legierung 30 wurde pressgeschmiedet und auf einen Durchmesser von 8" 20 cm abgedreht, anschließend warmgestaucht und warm zu einem Gasturbinenring mit einem Außendurchmesser von 711 mm und einem Innendurchmesser von 610 mm sowie einer Höhe von 102 mm ausgewalzt. Aus dem Ring wurden Zug- und Zeitstandproben in der großen Querrichtung herausgearbeitet (axial). Die Zugversuche fanden mit glatten Zugstäben nach ASTM E 8 bei etwa 24ºC statt. Die Zeitstandversuche wurden in mäßig bis hoch feuchter Atmosphäre (30 bis 60% relative Feuchtigkeit) bei 649ºC unter einer Nennbelastung von 586 MPa unter Verwendung eines Bund-Kerb-Stabes (Kt 3.7) durchgeführt, der unter Verwendung einer Standardschleiftechnik mit geringer Belastung hergestellt wurde. Der Zeitstandversuch und die Proben entsprachen der ASTM E 292.
  • Ein Glühen bei 1038ºC und bei 1121ºC ergab einen Werkstoff in relativ weichem Zustand mit einer geringen Standzeit. Ein Wasserabschrecken nach dem Glühen ergab einen sehr weichen Werkstoff und zeigte, daß der Werkstoff bei einem langsamen Luftabkühlen merklich aushärtet. Dieses Aushärten war die Folge eines Ausscheidens von β- und γ'-Phase. Dieses Luftaushärten verleiht dem Werkstoff jedoch keine hinreichende Zug- und Zeitstandfestigkeit, obgleich ein langsames Ofenabkühlen im Temperaturbereich der Ausscheidung zu einer ausreichenden Verfestigung führen kann.
  • Frühere Untersuchungen der Wirkung einer Wärmebehandlung auf die Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit haben gezeigt, daß ein Glühen bei 1121ºC eine signifikante Verbesserung der da/dt-Beständigkeit, d.h. eine langsamere Rißfortpflanzung im Vergleich zu einem Glühen bei 1038ºC mit sich bringt. Ein Glühen bei hohen Temperaturen erfordert jedoch große Sorgfalt, um ein schnelles Komwachstum zu vermeiden, das oberhalb der β-Lösungstemperatur von etwa 2070ºF (1130ºC) stattfindet. Es hat den Anschein, daß Glühtemperaturen zwischen etwa 1010ºC bis 1090ºC in der Tendenz keine genügende Menge β-Phase in Lösung bringen und somit die Menge des für ein kontrolliertes neues β- Wiederausscheiden im Wege eines anderen Aushärteglühens verfügbaren Aluminums begrenzt. Demgemäß tendieren die mechanischen Eigenschaften eines in diesem Temperaturbereich geglühten Materials dazu, mit der Art des Aushärtens leicht zu variieren, und erfordern ein längeres Hochtemperaturaushärten (über 800ºC und über 12 Stunden) im Hinblick auf eine angemessene Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung.
  • Somit liegt der Kern dieser Erörterung der mechanischen Eigenschaften in einem Glühen bei 1121ºC. Ein derartiges Hochtemperaturglühen bringt hinreichende Mengen der β- und nahezu die gesamte γ'-Phase in Lösung, sphärolitisiert und stört die Ordnung der verbleibenden β-Phase, während Martensitphase in Lösung geht, und löst Aluminium im γ-Grundgefüge. Das zusätzlich gelöste Aluminium steht dann für ein Wiederausscheiden während des Aushärtens entweder als intrakristalline feine globulare (oder gelegentlich nadelige) β-Phase und diskrete feine interkristalline β-Phase oder als γ'-Phase zur Verfügung, je nach der Art des Aushärtens.
  • Glühen bei 1121ºC und isothermes Aushärten.
  • Ein isothermes Aushärten bei einer Temperatur zwischen 732 und 843ºC nach einem Lösungsglühen bei 1121ºC führt zu unterschiedlichen Ergebnissen.
  • 1. Ein achtstündiges isothermes Aushärten bei 732ºC bewirkt eine Erhöhung der Streckgrenze um 84 MPa auf 644 MPa und ergibt so eine brauchbare Festigkeit. Die Standzeit und die Duktilität nehmen jedoch ab. Das Aushärten bei dieser Temperatur führt zum Ausscheiden von reichlich γ'-Phase, jedoch in Anbetracht der unter der Temperatur der β-Ausscheidung angesiedelten Aushärtetemperatur keine β-Phase. Darüber hinaus zeigte die von der thermomechanischen Behandlung herrührende globulitische β-Phase einen Zerfall ähnlich der DO&sub3;-Ordnung und sehr ähnlich derer, die sich bei Fe&sub3;Al findet, sowie eine geringe Menge an Plättchen-Phase im Innern der β-Globuliten an den β-/γ-Phasengrenzen und an den β/β-Korngrenzen. Obgleich nicht positiv identifiziert, scheinen die Plättchen aus martensitischem BCT auf der Basis Ni&sub5;Al&sub3; oder Ni&sub2;Al zu bestehen.
  • So wurde, obgleich der Werkstoff nach dieser Wärmebehandlung eine merklich bessere Festigkeit besaß, die Standzeit und die Duktilität dadurch verschlechtert, daß der Werkstoff empfindlicher gegenüber Spannungsrissen unter Sauerstoffeinfluß war. Die klassische Erscheinung einer sichelförmigen interkristallinen Bruchzone neben der duktilen intrakristallinen Zug-Bruchzone an der Kerbbruch-Oberfläche belegte deutlich die schnelle Rißfortpflanzung infolge spannungsinduzierter Sauerstoffversprödung an den Korngrenzen.
  • 2. Ein 16-stündiges Aushärten bei 788ºC führte zu einer sehr guten Standzeit und Duktilität sowie einer Erhöhung der Streckgrenze (31 MPa), jedoch unterhalb des gewünschten Niveaus. Diese Temperatur liegt knapp oberhalb der Mindesttemperatur für die β-Ausscheidung, jedoch noch unterhalb der sich aus dem Diagramm der Fig. 9 ergebenden γ'-Lösungstemperatur. Vorteilhafterweise sollte die γ'-Phase unterhalb der γ'-Lösungstemperatur von etwa 1500ºF (815ºC) ausgeschieden werden. Das dabei entstehende Gefüge enthält dann sowohl frisch ausgeschiedene β- und γ'-Phase als auch frühere β-Globuliten. Die γ'- Teilchen sind jedoch infolge ihrer hohen Ausscheidungstemperatur und der längeren Glühzeit verhältnismäßig grob, so daß die Erhöhung der Streckgrenze nur mäßig ist. Die Kombination der ausgeschiedenen β-Phase sowohl im Korninnern als auch an den Korngrenzen mit grober, zu einer größeren Mikro-Kriech-Plastizität führenden γ'-Phase ergibt eine sehr gute Standzeit und eine hohe Duktilität infolge Unterdrückung einer umweltbeeinflußten Rißfortpflanzung. Die Streckgrenze ist jedoch bei höheren Anforderungen an die Festigkeit unzureichend.
  • 3. Ein achtstündiges Aushärten bei 843ºC ergab eine geringere, gleichwohl noch akzeptable Standzeit bei ausgezeichneter Duktilität, aber auf ein Niveau noch unter der von geglühtem und an Luft abgekühltem Material liegenden Streckgrenze. Diese Temperatur liegt oberhalb der γ'-Lösungstemperatur nach dem Diagramm der Fig. 9 und gut im Temperaturbereich der β-Ausscheidung. Reichlich β- Phase wurde intrakristallin und an den Korngrenzen als Folge sowohl einer γ'/β-Umwandlung als auch aus fester Lösung ausgeschieden. Die nicht in β-Phase umgewandelten oder gelösten γ'-Teilchen unterlagen einer Vergröberung und verloren offensichtlich ihre verfestigende Wirkung. Das Ergebnis war eine akzeptable Standzeit bei 649ºC bei ausgezeichneter Duktilität als Anzeichen einer guten Beständigkeit gegen eine umweltbedingte Rißbildung, jedoch bei einer Streckgrenze unterhalb derer eines geglühten Materials und daher unangemessen für eine hohe Festigkeit erfordernde Verwendung.
  • Mit besonderem Vorteil schließt sich dem halb- bis zehnstündigen Glühen bei Temperaturen zwischen 1010ºC und der Schmelztemperatur der Legierung ein ein- bis dreißig-stündiges isothermes Aushärten an. Vorteilhafterweise findet das isotherme Glühen zwischen Temperaturen von etwa 1350ºF und 1500ºF (732 und 815ºC) statt. Dieses isotherme Aushärten ergibt eine gute Zeitstandfestigkeit und Standzeit bei einem geringen Verlust an Duktilität
  • Glühen bei 1121ºC und zweistufiges Aushärten.
  • Im folgenden wird die Wirkung eines sich dem Aushärten bei 732ºC und 788ºC anschließenden Ofenabkühlens mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 56ºC/h auf 621ºC und eines achtstündigen Haltens bei dieser Temperatur mit anschließendem Abkühlen an Luft erörtert.
  • 1. Achtstündiges Aushärten bei 732ºC mit Ofenabkühlung auf 621ºC und achtstündiges Halten bei dieser Temperatur mit Abkühlen an Luft.
  • Die Streckgrenze erhöhte sich merklich (105 MPa) infolge des isothermen Aushärtens bei 732ºC aufgrund des verfestigenden γ'-Ausscheidens, das möglicherweise durch Zerfall und Umwandlung von aus der Vorbehandlung stammenden β-Globuliten unterstützt wurde. Die γ'-Phase in Proben aus der zweistufigen Wärmebehandlung besaß eine die Zugfestigkeit vermutlich verbessernde zweigipflige Größenverteilung. Bei einem zweistufigen γ'-Warmaushärten ist die Ofenabkühlung zwischen den beiden Wärmebehandlungen im Hinblick auf eine optimale Streckgrenze wichtig. Die Abkühlungsgeschwindigkeit besitzt dabei jedoch keinen meßbaren Einfluß.
  • Die γ'-Ausscheidung findet vorteilhafterweise bei einem Aushärten zwischen 950ºF und 1500ºF (510ºC und 815ºC) statt. Eine grobe γ'-Phase wird mit besonderem Vorteil im Wege eines Aushärtens bei Temperaturen von 1250 bis 1450ºF (677 bis 788ºC) ausgeschieden. Eine feine γ'-Phase wird hingegen vorteilhafterweise bei einer Glühtemperatur von 1000 bis 1300ºF (538 bis 704ºC) ausgeschieden. Das Warmaushärten in beiden Stufen dauert vorzugsweise eine halbe bis zwölf Stunden, besser noch 1 bis 10 Stunden.
  • Das Ausscheiden der γ'-Phase leistet hingegen keinen Beitrag zur spannungsinduzierten Korngrenzen-Sauerstoff- Versprödung, während die vorherige Ausscheidung von β- Phase (infolge Volumenkontraktion) unzureichend ist und daher die Standzeit bei Kerbbruch unter Umwelteinflüssen gering ist. Die vorerwähnte Wärmebehandlung reicht dafür aus, wenn es um eine Verwendung der Legierung bei Raumtemperatur geht, die eine hohe Festigkeit erfordert, nicht jedoch für eine Verwendung bei hohen Temperaturen.
  • 2. Sechzehnstündiges Aushärten bei 788ºC mit Ofenabkühlung auf 621ºC und achtstündiges Halten bei dieser Temperatur mit Abkühlen an Luft.
  • Bei dieser Wärmebehandlung erhöhte sich wiederum die Streckgrenze erheblich (162 MPa) und erreichte nahezu diejenige des zuvor beschriebenen zweistufigen Aushärtens bei 732ºC in der ersten Stufe. Im Gegensatz zu diesem zweistufigen Aushärten erwiesen sich jedoch die Standzeit und die Duktilität des Materials als ausgezeichnet; dies ist ein Anzeichen für eine merklich verbesserte Beständigkeit gegen Sauerstoffversprödung und eine gute Beständigkeit gegen Rißfortpflanzung. Der Werkstoff zeigte im geglühten Zustand eine intrakristalline γ'-Ausscheidung mit zweigipfliger Größenverteilung begleitet von signifikanten Mengen intrakristallin ausgeschiedener β-Phase und einer feineren β-Ausscheidungsphase an den Korngrenzen.
  • Die vorteilhafte Wirkung einer Kombination optimaler Mengen an β- und γ'-Phase gemischter Größenverteilung zeigt sich an der gleichzeitig hohen Festigkeit, Standzeit und Duktilität. Demgemäß handelt es sich hier um eine vorteilhafte Wärmebehandlung im Hinblick auf eine Werkstoffverwendung sowohl bei Raumtemperatur als auch bei erhöhten Temperaturen einschließlich der Verwendung als Werkstoff für Gasturbinen.
  • 3. Glühen bei 1121ºC und dreistufiges Aushärten.
  • Diese Wärmebehandlung besteht in einem β-Ausscheidungsglühen bei einer höheren Temperatur, und zwar zwei Stunden bei 843ºC mit Abkühlen an Luft sowie einem üblichen γ'- oder γ"-Aushärten, d.h. in einem bei den Legierungen INCOLOY 909 und INCONEL X 750 oder 718 häufig angewandten Aushärten. Wiederum ließen sich eine hohe Festigkeit sowie eine ausgezeichnete Standzeit und Duktilität erreichen. Und tatsächlich ergab sich eine noch höhere Streckgrenze als bei dem zweistufigen Aushärten
  • Das Gefüge des so behandelten Materials zeigt ein verhältnismäßig grobes γ-Korn (ASTM 5 bis 1) mit kubischer γ'-Phase einer zweigipfligen Größenverteilung. Im Kommnern ließen sich sowohl aus der Vorbehandlung stammende β-Globulite als auch frisch ausgeschiedene β-Teilchen (gegebenenfalls nadelartig) feststellen. Die gröberen β- Globulite und Teilchen zeigten eine geordnete oder teilweise geordnete DO&sub3;-Überstruktur ähnlich der von Fe&sub3;Al und Plättchen-Phasen innerhalb der β-Globuliten an den β-Grundgefüge-Phasengrenzen und an den β/β-Korngrenzen. Häufig ließen sich grobe und über Korngrenzen miteinander in Verbindung stehende vorausgeschiedene β-Globulite feststellen.
  • Das vorerwähnte dreistufige Glühen unter Einschluß eines kurzzeitigen Hochtemperatur-β-Ausscheidungsglühens erlaubte eine Verkürzung der gesamten Aushärtezeit von 27 Stunden bei dem 16-stündigen Glühen bei 788ºC mit Ofenabkühlung einer Geschwindigkeit von 55ºC/h auf 621ºC und einem achtstündigen Glühen bei dieser Temperatur mit Abkühlen an Luft auf höchstens 20 Stunden. Darüber hinaus erlaubt das kurzzeitige β-Ausscheidungsglühen ein flexibles γ'-Aushärten. Die Legierung läßt sich daher mit Superlegierungen wie INCONEL 706 oder 718 im Verbund auf herkömmliche Weise wärmebehandeln. Darüber hinaus besteht die Möglichkeit, die Legierung zu verchromen oder mit keramischen Werkstoffen wie Siliziumnitrid zu verbinden.
  • Die Tabelle XVI gibt die nach den einzelnen Wärmebehandlungen erzielten Ergebnisse von Zugversuchen bei Raumtemperatur sowie von Zeitstandversuchen bei 649ºC und einer Belastung von 586 MPa an Kombinationsproben mit einer Rund-Kerbe (Kt 3.7) der Legierung 30 unter Verwendung der oben erwähnten gewalzten Ring-Probe wieder. TABELLE XVI
  • 1) LA: Luftabkühlen auf Raumtemperatur
  • WA: Wasserabschrecken auf Raumtemperatur
  • OA: Ofenabkühlen nit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 56ºC/h auf die jeweils angegebene Temperatur
  • 2) n.u.: nicht untersucht
  • 3) 0,2%-Streckgrenze
  • 4) Bruch im Kerbgrund nach der angegebenen Standzeit. TABELLE XVII
  • Näherungsweise 0,007% wurden jeder Schmelze zugesetzt.
  • Die Legierungen der Tabelle XVII wurden untersucht, um die Auswirkung einer langzeitigen Wärmebehandlung auf die Gefügestabilität in Abhängigkeit von unterschiedlichen Titangehalten zu untersuchen.
  • In der Tabelle XVIII sind die jeweilige Dehnung und Einschnürung nach einem 1000-stündigen Glühen bei den angegebenen Temperaturen jeweils mit einem Abkühlen an Luft im Anschluß an ein Grundglühen zusammengestellt. TABELLE XVIII
  • Die Tabelle XIX gibt die Streckengrenzen und die Zugfestigkeiten nach einem 1000- stündigen Glühen bei den angegebenen Temperaturen mit einem Abkühlen an der Luft bei Raumtemperatur im Anschluß an ein Grundglühen in MPa wieder. TABELLE XIX
  • Basisglühen:
  • 1121ºC/1h,LA + 843ºC/2h,LA + 718ºC/8h,OA (38ºC/h) auf 621ºC/8h, LA
  • 1) jeweils Streckgrenze
  • 2) jeweils Zugfestigkeit
  • Die Daten der Tabelle XVIII zeigen, daß die Legierungen nach einem Glühen bei 538ºC ohne merklichen Duktilitätsverlust etwas an Festigkeit gewinnen. Die Festigkeit erwies sich nach einem Glühen bei 649ºC als konstant und nahm beim Glühen bei 704ºC etwas ab. Des weiteren läßt sich feststellen, daß die Probe 6 mit 6,6% Chrom und 0,5% Titan nach dem 1000-stündigen Glühen bei 704ºC einer gewissen Versprödung unterlag. Insgesamt bestätigen die Daten, daß der Titangehalt vorteilhafterweise auf unter 0,5% begrenzt wird.
  • Aus dem Diagramm der Fig. 10 ergibt sich, daß die da/dt- Werte der Legierung 30 im wärmebehandelten Zustand um eine Größenordnung besser sind als bei der Legierung 909 und um mindestens zwei Größenordnungen über denjenigen ähnlicher, jedoch chromfreier Legierungen liegen und daß die Spannungsintensität unter etwa 45 ksi in (49,5 MPA m) derjenigen der Legierung 718 entspricht.
  • Die Legierung zu dem Diagramm der Fig. 10 wurde 1 Stunde bei 1121ºC geglüht, an Luft abgekühlt, 1 Stunde bei 843ºC β-ausscheidungsgeglüht, an Luft abgekühlt, zweistufig, d.h. 1 Stunde bei 732ºC mit einem Ofenabkühlen auf 641ºC und einem ein-stündigen Halten bei dieser Temperatur mit Abkühlen an Luft γ'-ausgehärtet. Es mag sich eine gewisse orientierende Wirkung auf die da/dt-Werte zeigen, die beiden Kurven liegen jedoch innerhalb der da/dt-Meßtoleranzen und unterscheiden sich nicht wesentlich voneinander. Die Daten veranschaulichen ein Verfahren, mit dem sich durch Glühen und Aushärten die erforderlichen nutzbaren und praktischen Eigenschaftskombinationen einstellen lassen.
  • Die erfindungsgemäßen Legierungen eignen sich als Werkstoff für die meisten Gußteile. Ähnliche Legierungen haben in gewisser Weise akzeptable Gießeigenschaften. Darüber hinaus führt die β-Phasenbildung zu einer guten Schweißbarkeit bei Legierungen mit hohem Aluminiumgehalt, obgleich sich normalerweise Superlegierungen mit hohem Aluminiumgehalt nur unter Schwierigkeiten schweißen lassen. Die erfindungsgemäßen Legierungen lassen sich auch pulvermetallurgisch, durch mechanisches Legieren mit oxidischen Dispersoiden wie Yttriumoxid und durch Niederschlagen im Wege eines thermischen Sprühens herstellen.

Claims (23)

1. Legierung mit eingestelltem Wärmeausdehnungskoeffizienten aus - in Gewichtsprozent - 28 bis 50% Kobalt, 20 bis 40% Nickel, 20 bis 35% Eisen, 4 bis 10% Aluminium, einen Gesamtgehalt an Niob und den halben Tantalgehalt von 0,5 bis 5%, 1,5 bis 5% Chrom, 0 bis 1% Titan, 0 bis 0,2% Kohlenstoff, 0 bis 1% Kupfer, bis 2% Mangan, 0 bis 2% Silizium, 0 bis 8% Molybdän, bis 8% Wolfram, 0 bis 0,3% Bor, 0 bis 2% Hafnium, bis 2% Rhenium, 0 bis 0,3% Zirkonium, 0 bis 0,5% Stickstoff, insgesamt 0 bis 1% Seltene Erdmetalle außer Lanthan, 0 bis 1% Cer, 0 bis 1% Magnesium, bis 1% Kalzium, 0 bis 4% oxidisches Dispersoid und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.
2. Legierung nach Anspruch 1, deren Aluminiungehalt 4 bis 8% und/oder deren Gesantgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt 1 bis 4% beträgt.
3. Legierung nach Anspruch 1 mit 28 bis 45% Kobalt, 25 bis 35% Nickel und 22 bis 30% Eisen.
4. Legierung nach Anspruch 1 mit 0 bis 0,5% Titan und bis 0,1% Kohlenstoff.
5. Legierung nach Anspruch 1 mit einer 0,2-Streckgrenze bei Raumtemperatur von mindestens 690 MPa, einer Raumtemperatur-Dehnung von mindestens 10%, einer 0,2-Streckgrenze bei 704ºC von mindestens 590 MPa und einer Dehnung bei 704ºC von mindestes 15%, eine 0,2%-Zeitdehngrenze von 15 Stunden bei 649ºC und 379 MPa, einer Charpy-Kerbschlagarbeit bei Raumtemperatur von mindestens 5 N m, einer Rißfortpflanzungsgeschwindigkeit von unter 1 x 10&supmin;&sup4; mm/s bei einer Spannungsintensität von 33 MPa m) und einer Temperatur von 538ºC sowie einem Wärmeausdehnungskoeffizienten bei 649ºC von höchstens 13,6 um/m/ºC.
6. Legierung nach Anspruch 1 im wesentlichen aus 28 bis 45% Kobalt, 25 bis 35% Nickel, 22 bis 30% Eisen, 4 bis 8%, vorzugsweise 4,8 bis 6,0% Aluminium, einem Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt von 1 bis 4%, vorzugsweise 2 bis 3,5%, 1,5 bis 5%, vorzugsweise 2 bis 4% Chrom, 0 bis 0,5% Titan, 0 bis 0,1% Kohlenstoff, 0 bis 0,75% Kupfer, 0 bis 1% Mangan, 0 bis 1% Silizium bei insgesamt unter 1,5% Kupfer, Mangan und Silizium, 0 bis 5% Molybdän, 0 bis 5% Wolfram bei insgesamt unter 5% Molybdän und Wolfram, 0 bis 0,05% Bor, 0 bis 1% Hafnium, 0 bis 1% Rhenium, 0 bis 0,2% Zirkonium, 0 bis 0,3% Stickstoff, 0 bis 0,5% Yttrium, 0 bis 0,5% Lanthan, 0 bis 0,5% Seltene Erdmetalle außer Lanthan, 0 bis 0,5% Cer, 0 bis 0,5% Magnesium, 0 bis 0,5% Kalzium, 0 bis 3% oxidisches Dispersoid und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.
7. Legierung nach Anspruch 6 mit 30 bis 38% Kobalt, 26 bis 33% Nickel und 24 bis 28% Eisen.
8. Legierung nach Anspruch 6 mit einer 0,2-Streckgrenze bei Raumtemperatur von 690 MPa, einer Raumtemperatur-Dehnung von mindestens 10%, einer 0,2-Streckgrenze bei 704ºC von mindestens 590 MPa, einer Dehnung bei 704ºC von mindestens 15%, eine 0,2% -Zeitdehngrenze von mindestens 15 Stunden bei 649ºC und 379 MPa, einer Charpy-Kerbschlagarbeit bei Raumtemperatur von mindestens 5 N m, einer Rißausbreitungsgeschwindigkeit bei einer Spannungsintensität von 33 MPA m und einer Temperatur von 538 ºC von unter 1 x 10&supmin;&sup4; mm/s und einem Wärmeausdehnungskoeffizient bei 600ºC von höchstens 12,33 um/m/ºC.
9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8 mit einer kubisch-raumzentrierten β-Phase nach einem Glühen und einem Aushärten bei mittleren Temperaturen sowie einer γ'-Phase nach einem Aushärten.
10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 mit einer Standzeit bis zur statischen Rißauslösung von mindestens 10 Stunden bei einer Anfangsspannungsintensität von 27 MPa m bei einer Temperatur von 538ºC.
11. Legierung nach Anspruch 1 im wesentlichen aus 30 bis 38% Kobalt, 26 bis 33% Nickel, 24 bis 28% Eisen, 4,8 bis 6,0% Aluminium, einem Gesantgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt von 2 bis 3,5%, 2 bis 4% Chrom, 0 bis 0,2% Titan, 0 bis 0,05% Kohlenstoff, bis 0,5% Kupfer, 0,5% Mangan, 0,5% Silizium bei insgesamt unter 1% Kupfer, Mangan und Silizium, 0 bis 3% Molybdän, 0 bis 3% Wolfram bei unter 5% Molybdän und Wolfram, 0 bis 0,015% Bor, 0 bis 0,5% Hafnium, bis 0,5% Rhenium, 0 bis 0,1% Zirkonium, 0 bis 0,2% Stickstoff, 0 bis 0,2% Yttrium, 0 bis 0,2% Lanthan, bis 0,2% Seltene Erdmetalle außer Lanthan, 0 bis 0,2% Cer, 0 bis 0,2% Magnesium, 0 bis 0,2% Kalzium, bis 2% oxidisches Dispersoid und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.
12. Legierung nach Anspruch 11 mit einer Standzeit bis zur statischen Rißauslösung von mindestens 20 Stunden bei einer Anfangsspannungsintensität von 27 MPa m bei 538ºC, einer kubisch-raumzentrierten β- Phase nach einem Glühen und einem Aushärten bei mittleren Temperaturen sowie einer γ'-Phase nach einem Aushärten.
13. Legierung nach Anspruch 11 oder 12, mit einer 0,2- Streckgrenze von mindestens 825 MPa bei Raumtemperatur, einer Raumtemperatur-Dehnung von mindestens 10%, einer 0,2-Streckgrenze bei 704 ºC von mindestens 590 MPa, einer Dehnung bei 704ºC von mindestens 15%, eine 0,2%-Zeitdehngrenze von mindestens 15 Stunden bei 649ºC und 379 MPa, einer Charpy-Kerbschlagarbeit bei Raumtemperatur von mindestens 10 N m, einer Rißausbreitungsgeschwindigkeit unter 5 x 10&supmin;&sup5; mm/s bei einer Spannungsintensität von 33 MPA m und einer Temperatur von 538ºC sowie einem Wärmeausdehnungskoeffizienten von höchstens 12,85 um/m/ºC bei 649ºC.
14. Gußlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13.
15. Verfahren zum Wärmebehandeln einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 14, gekennzeichnet durch ein Glühen unter 1010ºC oder bei einer Temperatur zwischen mindestens 1066ºC und unterhalb der Schmelztemperatur der Legierung sowie ein Aushärten bei einer Temperatur unter 815ºC zum Ausscheiden einer γ'-Phase.
16. Wärmebehandlung nach Anspruch 15, gekennzeichnet durch ein dreißigminütiges bis zehnstündiges Glühen.
17. Wärmebehandlung nach Anspruch 15 oder 16, gekennzeichnet durch ein Glühen bei einer Temperatur von mindestens 1066ºC zum Lösen der β-Phase und Erhöhen des isotropen Verhaltens der Legierung, vorzugsweise bei mindestens 1110ºC zum Lösen eines hinreichenden Anteils der β-Phase für ein nachfolgendes Ausscheiden der β-Phase an den Korngrenzen.
18. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, gekennzeichnet durch ein vorzugsweise dreißigminütiges bis vierundzwanzigstündiges Aushärten bei Temperaturen über 788ºC, vorzugsweise unter 890ºC zum Ausscheiden von β-Phase.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 18, gekennzeichnet durch ein vorzugsweise dreißigminütiges bis zwölfstündiges Aushärten zum Ausscheiden einer groben γ'-Phase und einem vorzugsweise dreißigminütigen bis zwölfstündigen Aushärten bei einer niedrigeren Temperatur zum Ausscheiden einer feinkörnigen γ'-Phase mit einem Zwischenabkühlen im Ofen.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, gekennzeichnet durch ein vorzugsweise ein- bis sechsstündiges Aushärten bei einer Temperatur von 788ºC, vorzugsweise 820ºC bis 890ºC zum Ausscheiden der β- Phase, ein vorzugsweise ein- bis sechsstündiges Aushärten bei einer Temperatur unter 815ºC zum Ausscheiden einer groben γ'-Phase und einem vorzugsweise ein- bis zehnstündigen Aushärten bei niedrigerer Temperatur zum Ausscheiden einer feinkörnigen γ'- Phase mit einem Zwischenabkühlen im Ofen.
21. Verfahren nach Anspruch 20, gekennzeichnet durch ein vorzugsweise dreißigninütiges bis sechsstündiges Glühen bei Temperaturen zwischen 1066ºC und der Schmelztemperatur zum Lösen der β-Phase und Erhöhen des isotropen Verhaltens der Legierung vor dem Aushärten, vorzugsweise bei mindestens 1110ºC zum Lösen einer hinreichenden Menge β-Phase für ein nachfolgendes Ausscheiden der β-Phase an den Korngrenzen.
22. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß eine Legierung nach Anspruch 10 wärmebehandelt und das Aushärten zum Ausscheiden der β-Phase bei mindestens 820ºC stattfindet.
23. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, gekennzeichnet durch ein Glühen zwischen mindestens 1110ºC und einer Temperatur unterhalb des Schmelzpunkts der Legierung sowie einem ein- bis dreißigstündigen isothemen Aushärten bei einer Temperatur zwischen 732ºC und 815ºC zum Ausscheiden der β- und der γ'- Phase.
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