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Dokumentenidentifikation DE69934158T2 27.09.2007
EP-Veröffentlichungsnummer 0000940473
Titel Verfahren und Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Nickelbasis
Anmelder National Institute for Materials Science, Tsukuba, Ibaraki, JP;
Kawasaki Jukogyo K.K., Kobe, Hyogo, JP
Erfinder Kobayashi, Toshiharu, Ryugasaki-shi, Ibaraki-ken, JP;
Koizumi, Yutaka, Ryugasaki-shi, Ibaraki-ken, JP;
Harada, Hiroshi, Tsukuba-shi, Ibaraki-ken, JP;
Yamagata, Toshihiro, Yokohama-shi, Kanagawa-ken, JP;
Tamura, Akira, Inba-gun, Chiba-ken, JP;
Nitta, Seiya, Funabashi-shi, Chiba-ken, JP
Vertreter Grosse, Bockhorni, Schumacher, 80687 München
DE-Aktenzeichen 69934158
Vertragsstaaten BE, CH, DE, FR, GB, IT, LI, NL
Sprache des Dokument EN
EP-Anmeldetag 02.03.1999
EP-Aktenzeichen 991041906
EP-Offenlegungsdatum 08.09.1999
EP date of grant 29.11.2006
Veröffentlichungstag im Patentblatt 27.09.2007
IPC-Hauptklasse C22C 19/05(2006.01)A, F, I, 20051017, B, H, EP
IPC-Nebenklasse C22F 1/10(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   

Beschreibung[de]
HINTERGRUND DER ERFINDUNG Gebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Gussteils aus einer gerichtet erstarrten Legierung auf Ni-Basis (nachfolgend als "DS-Legierung auf Ni-Basis" bezeichnet), die zur Erzeugung von Turbinenlauf- und -leitschaufeln für Strahltriebwerke und industrielle Gasturbinen verwendet wird.

Beschreibung der verwandten Technik

Allgemein bekannte kommerzielle DS-Legierungen auf Ni-Basis beinhalten IN792 (9,0 Gew.-% Co, 12,7 Gew.-% Cr, 2,0 Gew.-% Mo, 3,9 Gew.-% W, 3,2 Gew.-% Al, 3,9 Gew.-% Ta, 0,21 Gew.-% C, 0,02 Gew.-% B, 4,2 Gew.-% Ti, 0,10 Gew.-% Zr und der übrige Teil Ni), Rene 80 (9,5 Gew.-% Co, 14,0 Gew.-% Cr, 4,0 Gew.-% Mo, 4,0 Gew.-% W, 3,0 Gew.-% Al, 0,17 Gew.-% C, 0,015 Gew.-% B, 5,0 Gew.-% Ti, 0,03 Gew.-% Zr, und der übrige Teil Ni), und Mar-M247 (10 Gew.-% Co, 8,5 Gew.-% Cr, 0,65 Gew.-% Mo, 10,0 Gew.-% W, 5,6 Gew.-% Al, 3,0 Gew.-% Ta, 1,4 Gew.-% Hf, 0,16 Gew.-% C, 0,015 Gew.-% B, 1,0 Gew.-% Ti, 0,04 Gew.-% Zr, und der übrige Teil Ni). Auch wenn sie gegenüber einkristallinen Legierungen auf Ni-Basis (SC-Legierungen auf Ni-Basis) bei höheren Temperaturen geringere Festigkeit aufweisen, verfügen diese DS-Legierungen auf Ni-Basis über keine Richtungseigenschaften, wenn sie gegossen sind, und sind weniger rissanfällig. Daher werden aus diesen DS-Legierungen auf Ni-Basis hergestellte Produkte mit großem Fertigungsertrag gefertigt und erfordern keine komplizierten Wärmebehandlungsprozesse.

Eine Erhöhung der Temperatur eines Verbrennungsgases zum Antreiben von Turbinen ist die wirksamste Methode zur Verbesserung des Wirkungsgrades von Strahltriebwerken und industriellen Turbinen. Daher wird eine Entwicklung von DS-Legierungen auf Ni-Basis angestrebt, die über weiter erhöhte Hochtemperaturfestigkeit, Duktilität und Hochtemperatur-Korrosionsbeständigkeit verfügen.

INHALT DER ERFINDUNG

Demgemäß ist es ein Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines Ni-Basis-DS-Legierungsgussstückes bereitzustellen, mit dem ein Ni-Basis-DS-Legierungsgussstück hergestellt werden kann, das hervorragende Hochtemperaturfestigkeit, Duktilität und Hochtemperatur-Korrosionsbeständigkeit aufweist.

Gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung erfolgt bei einem Verfahren zur Herstellung eines Ni-Basis-DS-Legierungsgussstückes eine Behandlung eines Ni-Basis-DS-Legierungsgussstückes, das aus einer DS-Legierung auf Ni-Basis besteht, die folgende Zusammensetzung hat: 10-14 Gew.-% Co, 2-3 Gew.-% Cr, 1,5-2,5 Gew.-% Mo, 5-6,5 Gew.-% W, 5,7-6,5 Gew.-% Al, 5,5-6,5 Gew.-% Ta, 4,5-5,0 Gew.-% Re, 0,01-1,5 Gew.-% Hf, 0,01-0,30 Gew.-% C, 0,01-0,03 Gew.-% B, wobei der übrige Teil Ni und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und zwar mittels eines in zwei Etappen erfolgenden Auslagerungsprozesses, um das Ni-Basis-DS-Legierungsgussstück bei einer Temperatur zwischen 750 und 1200°C auszulagern.

Gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung erfolgt bei einem Verfahren zur Herstellung eines Ni-Basis-DS-Legierungsgussstückes eine Behandlung eines Ni-Basis-DS-Legierungsgussstückes, das aus einer DS-Legierung auf Ni-Basis besteht, die folgende Zusammensetzung hat: 10-14 Gew.-% Co, 2-3 Gew.-% Cr, 1,5-2,5 Gew.-% Mo, 5-6,5 Gew.-% W, 5,7-6,5 Gew.-% Al, 5,5-6,5 Gew.-% Ta, 4,5-5,0 Gew.-% Re, 0,01-1,5 Gew.-% Hf, 0,01-0,30 Gew.-% C, 0,01-0,03 Gew.-% B, wobei der übrige Teil Ni und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und zwar durch eine Lösungsglühbehandlung (Festlösungsbehandlung – solid solution treatment) bei einer Temperatur zwischen 1250 bis 1300°C, und danach eine Behandlung des Ni-Basis-DS-Legierungsgusstückes durch einen in zwei Etappen erfolgenden Auslagerungsprozess bei einer Temperatur zwischen 750 und 1200°C.

Bei einer DS-Legierung auf Ni-Basis, die einer &ggr;-Phasen-Ausscheidungshärtung durch Aluminium (Al) unterzogen wird, sorgt Kobalt (Co) für ein zufriedenstellendes Lösen der Bestandteilselemente in der Matrix bei einer Lösungsglühbehandlung, sowie für eine homogene Ausscheidung in einer feinen &ggr;'-Phase durch den anschließenden Auslagerungsprozess, so dass die DS-Legierung auf Ni-Basis eine große Hochtemperaturfestigkeit aufweist.

Wenn der Co-Gehalt weniger als 10 Gew.-% beträgt, steht lediglich ein schmalerer Temperaturbereich für eine Lösungsglühbehandlung zur Verfügung. Wenn der Co-Gehalt mehr als 14 Gew.-% beträgt, wird die ausgeschiedene &ggr;'-Phase verringert und die Hochtemperaturfestigkeit nimmt ab. Der Co-Gehalt liegt vorzugsweise im Bereich von 11 bis 13 Gew.-%.

Der DS-Legierung auf Ni-Basis wird Chrom (Cr) zugesetzt, um ihr Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit zu verleihen. Die Legierung weist eine geringe Hochtemperatur-Korrosionsbeständigkeit auf, wenn der Cr-Gehalt weniger als 2 Gew.-% beträgt, und eine schädliche TCP-Struktur (topologisch dicht gepackte Struktur) wird gebildet, wenn der Cr-Gehalt mehr als 3 Gew.-% beträgt. Vorzugsweise liegt der Cr-Gehalt zwischen 2,5 und 3 Gew.-%.

Molybdän (Mo) löst sich in der Matrix, vergrößert die Hochtemperaturfestigkeit und sorgt durch Ausscheidungshärtung für Hochtemperaturfestigkeit. Ein "Rafting"-("Floßbildungs")-Effekt, der durch Erzeugung einer negativen Fehlpassung zwischen der &ggr;-Phase und der &ggr;'-Phase erzeugt wird, ist ungenügend, wenn der Mo-Gehalt weniger als 1,5 Gew.-% beträgt, und die TCP-Struktur wird erzeugt, wenn der Mo-Gehalt mehr als 2,5 Gew.-% beträgt. Ein zu bevorzugender Mo-Gehalt liegt zwischen 1,8 bis 2,2 Gew.-%.

Wolfram (W) fördert die Mischkristallhärtung ("Festlösungshärtung" – solid solution hardening) und die Ausscheidungshärtung. Eine unvollständige Mischkristallhärtung tritt auf und die Zeitstandfestigkeit nimmt ab, wenn der W-Gehalt weniger als 5 Gew.-% beträgt, und eine TCP-Struktur wird ausgebildet, wenn der W-Gehalt mehr als 6,5 Gew.-% beträgt. Ein bevorzugter W-Gehalt liegt zwischen 5,5 und 6,2 Gew.-%.

Aluminium (Al) wird zum Ausscheiden der &ggr;'-Phase benötigt. Die Menge der ausgeschiedenen &ggr;'-Phase ist extrem viel geringer und die Festigkeit bei erhöhter Temperatur nimmt ab, wenn der Al-Gehalt weniger als 5,7 Gew.-% beträgt, und die Menge der ausgeschiedenen eutektischen &ggr;'-Phase ist sehr viel größer und die Lösungsglühbehandlung wird schwierig, wenn der Al-Gehalt mehr als 6,5 Gew.-% beträgt. Ein zu bevorzugender Al-Gehalt liegt zwischen 5,9 und 6,1 Gew.-%.

Tantal (Ta) trägt, ähnlich wie Mo, zur Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit durch Mischkristallhärtung und &ggr;'-Phasen-Ausscheidungshärtung bei. Der Mischkristall-Härtungseffekt der &ggr;'-Phase ist ungenügend und die Hochtemperaturfestigkeit nimmt ab, wenn der Ta-Gehalt weniger als 5,5 Gew.-% beträgt, und die Menge der eutektischen &ggr;'-Phase nimmt sehr stark zu und die Mischkristall-Härtungsbehandlung wird schwierig, wenn der Ta-Gehalt mehr als 6,5 Gew.-% beträgt. Der Ta-Gehalt liegt vorzugsweise zwischen 5,7 und 6,2 Gew.-%.

Hafnium (Hf) trägt zur Kristallverspannung während der Stängelkristallisation bei einer gerichteten Erstarrung bei. Der Kristallverspannungseffekt von Hf steht nicht zur Verfügung und Längsrisse entwickeln sich während der Erstarrung entlang der Korngrenzen, wenn der Hf-Gehalt weniger als 0,01 Gew.-% beträgt, und Hf verbindet sich mit Sauerstoff, um ein Oxid in der Legierung zu bilden, und Risse entwickeln sich, wenn der Hf-Gehalt mehr als 1,5 Gew.-% beträgt. Der Hf-Gehalt liegt vorzugsweise zwischen 0,01 und 0,3 Gew.-%, und bevorzugter zwischen 0,05 und 0,2 Gew.-%.

Renium (Re) trägt zur Phasenstabilisierung bei. Die Mischkristallhärtung der &ggr;'-Phase ist ungenügend und die Hochtemperaturfestigkeit nimmt ab, wenn der Re-Gehalt weniger als 4,5 Gew.-% beträgt und eine TCP-Struktur wird gebildet und der für eine Mischkristall-Härtungsbehandlung geeignete Temperaturbereich wird verengt, wenn der Re-Gehalt mehr als 5 Gew.-% beträgt. Der Re-Gehalt liegt vorzugsweise zwischen 4,7 und 5 Gew.-%.

Kohlenstoff (C) trägt zur Kristallverspannung bei. Der Effekt von C auf die Kristallverspannung ist unbedeutend, wenn der C-Gehalt weniger als 00,1 Gew.-% beträgt, und die Duktilität wird vermindert, wenn der C-Gehalt mehr als 0,3 Gew.-% beträgt. Der C-Gehalt liegt vorzugsweise zwischen 0,05 und 0,1 Gew.-%.

Bor (B) trägt, ähnlich wie C, zur Kristallverspannung bei. Der Effekt von B auf die Kristallverspannung ist unwesentlich, wenn der B-Gehalt weniger als 0,01 Gew.-% beträgt, und die Duktilität ist vermindert, wenn der B-Gehalt mehr als 0,03 Gew.-% beträgt. Der B-Gehalt liegt vorzugsweise im Bereich von 0,01 bis 0,02 Gew.-%.

Zirkon (Zr) kann der DS-Legierung auf Ni-Basis zur Kristallverspannung in einer Menge von 0,3 Gew.-% oder weniger zugesetzt werden.

Titan (Ti) und/oder Niob (Nb) und/oder Vanadium (V), die im Allgemeinen Ni-Basis-Superlegierungen zugesetzt werden, können der Ni-Basis-DS-Legierung zugesetzt werden. Es ist erwünscht, dass der Ti-Gehalt 2 Gew.-% oder weniger beträgt, der Nb-Gehalt 2 Gew.-% oder weniger und der V-Gehalt 0,5 Gew.-% oder weniger beträgt.

Die Lösungsglühbehandlung der &ggr;'-Phase ist ungenügend und die anschließende Ausscheidung durch Auslagern ist ungenügend, wenn eine Temperatur für die Lösungsglühbehandlung weniger als 1250°C beträgt, und ein teilweises Schmelzen tritt auf und eine Verminderung der Festigkeit ist wahrscheinlich, wenn die Temperatur der Lösungsglühbehandlung 1300°C überschreitet. Die Temperatur zur Lösungsglühbehandlung liegt vorzugsweise zwischen 1260 und 1290°C.

Die Diffusionskoeffizienten der Elemente in der Legierung werden geringer, wenn die Auslagerungstemperatur unterhalb 750°C liegt, und es erfolgt ein übermäßiges Wachstum der Kristallkörner der &ggr;'-Phase während des Auslagerns, und die Festigkeit wird vermindert, wenn die Auslagerungstemperatur 1200°C übersteigt. Die Auslagerungtemperatur liegt vorzugsweise zwischen 850 und 1160°C.

Eine bevorzugte Temperatur für die erste Etappe der Auslagerung liegt zwischen 1080 und 1160°C. Es erfolgt eine Fehlanordnung der ausgeschiedenen &ggr;'-Phase, und die Festigkeit nimmt ab, wenn die Temperatur für die erste Etappe der Auslagerung weniger als 1080°C beträgt, und die Körner der ausgeschiedenen &ggr;'-Phase wachsen übermäßig stark, wenn die Temperatur für die erste Etappe der Auslagerung oberhalb 1160°C liegt.

Eine bevorzugte Temperatur für die zweite Etappe der Auslagerung liegt zwischen 850 und 900°C. Die Menge der ausgeschiedenen &ggr;'-Phase nimmt ab und die Festigkeit verringert sich, wenn die Temperatur für die zweite Etappe der Auslagerung außerhalb des zuvor erwähnten Temperaturbereiches liegt.

Ein bevorzugter Zeitraum für eine Lösungsglühbehandlung liegt zwischen 1 und 6 h. Die Lösungsbehandlung der &ggr;'-Phase ist ungenügend, wenn die Zeitdauer der Lösungsglühbehandlung weniger als 1 h beträgt, und die Oberflächenschicht wird beeinträchtigt und die Kosten erhöht, wenn die Zeitdauer der Lösungsglühbehandlung 6 h überschreitet.

Vorzugsweise beträgt die Zeitdauer der ersten Etappe der Auslagerung zwischen 1 und 8 h, die Zeitdauer der zweiten Etappe der Auslagerung beträgt zwischen 8 und 32 h, und die Gesamtauslagerungszeit beträgt zwischen 9 und 40 h. Es entsteht eine Fehlanordnung der &ggr;'-Phase, wenn die Zeitdauer der ersten Etappe der Auslagerung weniger als 1 h beträgt, und es erfolgt ein übermäßiges Wachstum der Körner der ausgeschiedenen &ggr;'-Phase, wenn die Zeitdauer der ersten Etappe der Auslagerung 8 h überschreitet. Diese Fälle bringen eine Verminderung der Festigkeit mit sich. Die Menge der ausgeschiedenen &ggr;'-Phase ist ungenügend, wenn die Zeitdauer der zweiten Etappe der Auslagerung weniger als 8 h beträgt, und wenn die Zeitdauer der zweiten Etappe der Auslagerung 32 h überschreitet, werden die Kosten erhöht.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

1 ist ein Graph, welcher die Ergebnisse von Zeitstandfestigkeitsprüfungen von DS-Legierungen auf Ni-Basis der Erfindung und herkömmlichen DS-Legierungen auf Ni-Basis anhand von Larson-Miller-Parametern (LMPs) zeigt; und

2 ist ein Graph, welcher die Ergebnisse von Korrosionsprüfungen von DS-Legierungen auf Ni-Basis der Erfindung und herkömmlichen DS-Legierungen auf Ni-Basis zeigt.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN Beispiel 1

Vier Ni-Basis-DS-Legierungsgussstücke (nachfolgend einfach als "Legierungsgussstücke" bezeichnet) aus einer DS-Legierung auf Ni-Basis, die eine Zusammensetzung von 12 Gew.-% Co, 3 Gew.-% Cr, 2 Gew.-% Mo, 6 Gew.-% W, 6 Gew.-% Al, 6 Gew.-% Ta, 5,0 Gew.-% Re, 0,1 Gew.-% Hf, 0,07 Gew.-% C, 0,015 Gew.-% B aufwies, wobei der übrige Teil Ni und unvermeidbare Verunreinigungen sind, wurden durch Schmelzen der DS-Legierung auf Ni-Basis, Gießen der geschmolzenen DS-Legierung auf Ni-Basis und Erstarrenlassen der Gussteile in Vakuum mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 200 mm/h gefertigt.

Die Legierungsgussstücke wurden einer Lösungsglühbehandlung unterzogen, welche mehrere Etappen umfasst, und zwar Vorheizen der Legierungsgussstücke im Vakuum auf 1225°C für 1 h, Erwärmen der Legierungsgussstücke auf 1275°C, Halten der Legierungsgussstücke auf 1275°C für 5 h, und Luftkühlung der Legierungsgussstücke. Dann wurden die Legierungsgussstücke einem aus zwei Etappen bestehenden Auslagerungsprozess unterzogen, der eine erste Auslagerungsetappe beinhaltet, bei der die Legierungsgussstücke 5 h lang in Vakuum auf 1150°C gehalten werden und dann die Legierungsgussstücke an der Luft abgekühlt werden, und eine zweite Auslagerungsetappe, bei der die Legierungsgussstücke 20 h lang bei 870°C in Vakuum gehalten werden, und dann die Legierungsgussstücke an der Luft abgekühlt werden.

Die auf diese Weise behandelten Gusslegierungsstücke wurden spanend bearbeitet, um vier Prüflinge Nr. 1 bis 4 zu erzielen, die jeweils einen parallelen Querschnitt von 4 mm Durchmesser und 20 mm Länge aufwiesen. Die Prüflinge wurden einer Zeitstandsfestigkeitsprüfung unter den in Tabelle 1 angegebenen Prüfungsbedingungen unterzogen, um Lebensdauer, Dehnung und Querschnittsverringerung zu messen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 angegeben.

Tabelle 1

Die LMPs wurden berechnet, indem verwendet wurde:

  • LMP = T (20 + log tr) × 1000, wobei T die Prüfungstemperatur (K) und tr die Bruchlebensdauer (h) ist. Die LMPs sind in 1 dargestellt. Die LMPs von Vergleichsprüflingen aus kommerziellen DS-Legierungen auf Ni-Basis, und zwar IN792, Rene 80 und Mar-M247 sind zu Vergleichszwecken ebenfalls in 1 dargestellt.

In 1 sind Daten im oberen linken Teil solche, die erhalten wurden, wenn die Temperatur niedrig und die Spannung groß war, und Daten im unteren rechten Teil sind solche, die erhalten wurden, wenn die Temperatur hoch und die Spannung gering war. In 1 sind Kurven, welche größere LMPs bei gleicher Spannung repräsentieren, solche von Prüflingen, die höhere Zeitstandfestigkeiten aufweisen.

Wie aus 1 klar hervorgeht, ist die Zeitstandfestigkeit der DS-Legierung auf Ni-Basis im Beispiel 1 wesentlich höher als die der kommerziell verfügbaren DS-Legierungen auf Ni-Basis IN792, Rene 80 und Mar-M247, und zwar über den gesamten Bereich eines Zustandes niedriger Temperatur und hoher Spannung bis zu einem Zustand hoher Temperatur und niedriger Spannung. Eine Temperatur, bei der die DS-Legierung auf Ni-Basis im Beispiel 1 einer Zeitstandsfestigkeitsprüfung widerstehen konnte, bei der für 1000 h eine Spannung von 196 MPa ausgeübt wurden, lag ca. 50° höher als die, bei der Mar-M247 der gleichen Zeitstandsfestigkeitsprüfung widerstehen konnte.

Prüflinge von 6 mm Durchmesser und 4,5 mm Länge aus der DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1, und aus den kommerziell verfügbaren Ni-Basis-DS-Legierungen IN792, Rene 80 und Mar-M247 wurden einer Korrosionsprüfung unterzogen. Die Ergebnisse der Korrosionsprüfung sind in 2 dargestellt. Bei den Korrosionsprüfungen wurden die Prüflinge 20 h lang in ein auf 900°C erwärmtes geschmolzenes Salz aus 25 % NaCl und 75 % Na2SO4 eingetaucht. Die Korrosionsbeständigkeit der Prüflinge wurde anhand der Korrosionstiefe von der Oberfläche aus bewertet. Wie aus 2 klar hervorgeht, hält die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1 einem Vergleich mit den kommerziell verfügbaren DS-Legierungen auf Ni-Basis IN792 und Rene 80 in Bezug auf die Korrosionsbeständigkeit stand. Die Prüflinge der kommerziell erhältlichen DS-Legierung auf Ni-Basis Mar-M247 waren vollständig korrodiert und lösten sich auf.

Beispiel 2

Zwei Ni-Basis-DS-Legierungsgussstücke (Legierungsgussstücke), welche die gleiche Zusammensetzung wie diejenigen von Beispiel 1 aufwiesen, wurden in Beispiel 2 mittels des gleichen Verfahrens hergestellt. Dann wurden die Legierungsgussstücke einem aus zwei Etappen bestehenden Auslagerungsprozess unterzogen, der eine erste Auslagerungsetappe beinhaltet, bei der die Legierungsgussstücke 5 h lang in Vakuum auf 1150°C gehalten werden und dann die Legierungsgussstücke an der Luft abgekühlt werden, und eine zweite Auslagerungsetappe, bei der die Legierungsgussstücke 20 h lang bei 870°C in Vakuum gehalten werden, und dann die Legierungsgussstücke an der Luft abgekühlt werden.

Die auf diese Weise behandelten Legierungsgussstücke wurden spanend bearbeitet, um zwei Prüflinge Nr. 5 und 6 gleicher Abmessungen wie die Prüflinge Nr. 1 bis 4 zu erzielen. Die Prüflinge wurden einer Zeitstandsfestigkeitsprüfung unter den in Tabelle 1 angegebenen Prüfungsbedingungen unterzogen, um Lebensdauer, Dehnung und Querschnittsverringerung zu messen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 angegeben und die LMPs sind in 1 dargestellt.

Wie aus Tabelle 1 klar hervorgeht, weist die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 2 eine etwas geringere Zeitstandfestigkeit als die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1 auf, und eine größere Duktilität als die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1.

Wie sich 1 entnehmen lässt, ist die Zeitstandfestigkeit der DS-Legierung auf Ni-Basis im Beispiel 2 wesentlich höher als die der kommerziell verfügbaren DS-Legierungen auf Ni-Basis IN792, Rene 80 und Mar-M247, und zwar über den gesamten Bereich eines Zustandes niedriger Temperatur und hoher Spannung bis zu einem Zustand hoher Temperatur und niedriger Spannung.

Die Korrosionsprüfung zeigte, dass die Korrosionsbeständigkeit der DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 2 im Wesentlichen derjenigen der DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1 entsprach.

Wie aus der vorhergehenden Beschreibung klar hervorgeht, trägt bei der DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1 Hf zur Kristallverspannung während der Stängelkristallisation bei, Re trägt zur Phasenstabilisierung bei, und C und B tragen zur Kristallverspannung bei. Daher hat die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1 eine weit größere Hochtemperaturfestigkeit, Duktilität und Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit gegenüber den herkömmlichen DS-Legierungen auf Ni-Basis. Die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1 ist insbesondere zur Ausbildung von Maschinenteilen geeignet, bei denen der Zeitstandfestigkeit Bedeutung beigemessen wird.

Die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 2 verfügt über gleiche Leistung und Effekte wie die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 1. Die DS-Legierung auf Ni-Basis in Beispiel 2 ist insbesondere zur Ausbildung von Maschinenteilen geeignet, bei denen die Duktilität von Bedeutung ist.


Anspruch[de]
Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis, das beinhaltet:

einen Prozess, bei dem eine gerichtet erstarrte Gusslegierung auf Ni-Basis durch Gießen einer gerichtet erstarrten Legierung auf Ni-Basis hergestellt wird, die folgende Zusammensetzung hat: 10-14 Gew.-% Co, 2-3 Gew.-% Cr, 1,5-2,5 Gew.-% Mo, 5-6,5 Gew.-% W, 5,7-6,5 Gew.-% Al, 5,5-6,5 Gew.-% Ta, 4,5-5,0 Gew.-% Re, 0,01-1,5 Gew.-% Hf, 0,01-0,30 Gew.-% C, 0,01-0,03 Gew.-% B, und optional 0,3 Gew.-% oder weniger Zr oder optional 2 Gew.-% oder weniger Ti, 2 Gew.-% oder weniger Nb und/oder 0,5 Gew.-% oder weniger V wobei der übrige Teil Ni und unvermeidbare Verunreinigungen sind; und

einen Prozess, bei dem die gerichtet erstarrte Gusslegierung auf Ni-Basis einem zwei Etappen umfassenden Auslagerungsprozess unterzogen wird, der eine erste Etappe einer Auslagerung und eine zweite Etappe einer Auslagerung beinhaltet, um die gerichtet erstarrte Gusslegierung auf Ni-Basis bei Temperaturen zwischen 750-1200°C auszulagern.
Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 1, das weiter einen Prozess beinhaltet, bei dem die gerichtet erstarrte Gusslegierung auf Ni-Basis auf eine Temperatur zwischen 1250 und 1300°C für eine Festlösungsbehandlung erwärmt wird, bevor diese dem in zwei Etappen erfolgenden Auslagerungsprozess unterzogen wird. Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 1, bei dem die erste Etappe der Auslagerung des in zwei Etappen erfolgenden Auslagerungsprozesses bei Temperaturen zwischen 1080-1160°C ausgeführt wird. Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 1, bei dem die zweite Etappe der Auslagerung des in zwei Etappen erfolgenden Auslagerungsprozesses bei Temperaturen zwischen 850-900°C ausgeführt wird. Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 1, bei dem die erste Etappe der Auslagerung des in zwei Etappen erfolgenden Auslagerungsprozesses für einen Zeitraum zwischen 1 und 8 Stunden ausgeführt wird. Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 1, bei dem die zweite Etappe der Auslagerung des in zwei Etappen erfolgenden Auslagerungsprozesses für einen Zeitraum zwischen 8 und 32 Stunden ausgeführt wird. Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 1, bei dem die Summe der Zeiträume für die erste Etappe der Auslagerung und für die zweite Etappe der Auslagerung zwischen 9 und 40 Stunden beträgt. Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 2, bei dem die Festlösungsbehandlung bei einer Temperatur zwischen 1260-1290°C ausgeführt wird. Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 2, bei dem die Festlösungsbehandlung für einen Zeitraum zwischen 1 und 6 Stunden ausgeführt wird. Verfahren zur Herstellung einer gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 2, das weiter einen Prozess beinhaltet, bei dem die gerichtet erstarrte Gusslegierung auf Ni-Basis auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur für die Festlösungsbehandlung vorgeheizt wird, und zwar vor dem Erwärmungsprozess zur Erwärmung der gerichtet erstarrten Gusslegierung auf Ni-Basis.






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