DE3784204T2

DE3784204T2 - Thermomechanisches verfahren zur herstellung einer dauerbruchbestaendigen nickelbasissuperlegierung und nach dem verfahren hergestelltes erzeugnis.

Info

Publication number: DE3784204T2
Application number: DE8787112658T
Authority: DE
Inventors: Keh-Minn Chang
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1986-09-15
Filing date: 1987-08-31
Publication date: 1993-09-09
Anticipated expiration: 2007-09-01
Also published as: JP2642640B2; IL83637A0; EP0260510A2; JPS63114951A; ES2053490T3; EP0260510B1; IL83637A; US4793868A; EP0260510A3; DE3784204D1

Description

Der Gegenstand der vorliegenden Anmeldung bezieht sich allgemein auf den der EP-A-184 136, EP-A-260 513, EP-A-260 512 und EP-A-260 511.
Es ist bekannt, daß Superlegierungen auf Nickelbasis in Umgebungen hoher Leistungsfähigkeit sehr viel benutzt werden. Solche Legierungen wurden viel in Strahltriebwerken und in Gasturbinen benutzt, wo sie eine hohe Festigkeit und andere erwünschte physikalische Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen von 537,7ºC (1000ºF) oder mehr beibehalten müssen.
Die Festigkeit dieser Legierungen bezieht sich auf die Anwesenheit einer härtenden bzw. verfestigenden Ausscheidung, die in vielen Fällen eine Gamma'-Ausscheidung oder eine Gamma''-Ausscheidung ist. Detailliertere Charakteristika der Phasenchemie von Ausscheidungen finden sich in "Phase Chemistries in Precipitation-Strengthening Superalloy" von E.L. Hall, Y.M. Kouh und K.M. Chang [Proceedings of the 41st. Annual Meeting of Electron Microscopy Society of Amercia, August 1983 (Seite 248)].
Die folgenden US-PS offenbaren verschiedene Legierungszusammensetzungen auf Nickelbasis, von denen einige solche Ausscheidungen enthalten: US 2,570,193; US 2,621,122; US 3,046,108; US 3,061,426; US 3,151,981; US 3,166,412; US 3,322,534; US 3,343,950; US 3,575,734; US 3,576,681; US 4,207,098 und US 4,336,312. Die vorgenannten PS sind repräsentativ für die vielen Legierungssituationen, die bis zum heutigen Tage berichtet worden sind, in denen viele der gleichen Elemente kombiniert werden, um deutlich unterschiedliche funktionelle Beziehungen zwischen den Elementen derart zu erhalten, daß Phasen aus dem Legierungssystem mit unterschiedlichen physikalischen und mechanischen Charakteristika gebildet werden. Trotz der großen Menge verfügbarer Daten hinsichtlich Nickelbasislegierungen ist es für die auf diesem Gebiet Arbeitenden noch immer nicht möglich, mit irgendeinem Grad der Genauigkeit die physikalischen und mechanischen Eigenschaften vorherzusagen, die durch gewisse Konzentrationen bekannter Elemente hervorgebracht werden, die in Kombination eingesetzt werden, um solche Legierungen zu bilden, obwohl eine solche Kombination in die breiten, verallgemeinerten Lehren des Standes der Technik fallen mag, insbesondere wenn die Legierungen Wärmebehandlungen unterworfen werden, die sich von den früher angewendeten unterscheiden.
Es ist bekannt, daß einige der am meisten fordernden Sätze von Eigenschaften für Superlegierungen solche sind, die in Verbindung mit der Konstruktion von Strahl triebwerken benötigt werden. Von den Gruppen von Eigenschaften, die erforderlich sind, sind solche für die sich bewegenden Teile des Triebwerkes üblicherweise anspruchsvoller als solche, die für statische Teile benötigt werden, obwohl die Gruppen erforderlicher Eigenschaften für die verschiedenen Komponenten eines Triebwerkes unterschiedlich sind.
Da einige Eigenschaftsgruppen in gegossenen Legierungsmaterialien nicht erhältlich waren, hat man sich manchmal an die Herstellung von Teilen durch pulvermetallurgische Techniken begeben. Eine der Beschränkungen, die sich bei der Anwendung pulvermetallurgischer Techniken bei der Herstellung sich bewegender Teile für Strahltriebwerke ergibt, ist jedoch die Reinheit des Pulvers. Enthält das Pulver Verunreinigungen, wie eine Stelle von Keramik oder Oxid, dann wird diese Stelle in dem sich bewegenden Teil ein latenter Schwachpunkt, wo ein Riß oder ein latenter Riß beginnen mag.
Um Probleme mit unreinem Pulver und ähnliche Probleme zu vermeiden, wird manchmal bevorzugt, sich bewegende Teile von Strahltriebwerken, wie Scheiben, aus Legierungen herzustellen, die gegossen und verformt werden können.
Ein Problem, das bei vielen solcher Nickelbasis- Superlegierungen zu einem immer größeren Ausmaß erkannt worden ist, ist, daß sie entweder bei der Herstellung oder im Gebrauch der Bildung von Rissen oder beginnenden Rissen ausgesetzt sind und daß diese Risse unter Belastung während des Gebrauches der Legierungen in solchen Strukturen, wie Gasturbinen und Strahltriebwerken, tatsächlich beginnen oder fortschreiten oder wachsen können. Die Fortpflanzung oder Vergrößerung von Rissen kann zu einem Bruch des Teiles oder einem anderen Versagen führen. Die Folge des Versagens des sich bewegenden mechanischen Teiles aufgrund der Rißbildung und -ausbreitung wird gut verstanden. In Strahltriebwerken kann er besonders katastrophal sein.
Was jedoch bis zu kürzlich ausgeführten Untersuchungen nur schlecht verstanden wurde, war, daß die Bildung und Ausbreitung von Rissen in Strukturen aus Superlegierungen nicht eine monolithische Erscheinung ist, nach der alle Risse nach dem gleichen Mechanismus und mit der gleichen Rate und gemäß den gleichen Parametern und Kriterien gebildet werden und sich ausbreiten. Im Gegenteil ist die Komplexizität der Rißerzeugung und -ausbreitung und der Rißerscheinungen allgemein und die wechselseitige Abhängigkeit einer solchen Ausbreitung mit der Art und Weise, in der die Spannung angelegt wird, ein Gebiet, auf dem in den letzten Jahren wichtige neue Informationen gesammelt wurden. Die Dauer, während der Spannung an ein Teil gelegt ist, um einen Riß zu entwickeln und sich ausbreiten zu las sen, die Intensität der angelegten Spannung und die Geschwindigkeit des Anlegens von Spannung an das Teil und des Entfernens von Spannung von dem Teil und der Zeitplan der Anwendung wurde in der Industrie nicht gut verstanden, bis eine Untersuchung für die National Aeronautics and Space Administration ausgeführt wurde. Diese Untersuchung ist in einem technischen Bericht mit der Bezeichnung NASA CR 165123 enthalten, der von der National Aeronautics and Space Administration im August 1980 herausgegeben wurde unter dem Titel "Evaluation of Cyclic Behavior of Aircraft Turbine Disk Alloys", Teil II, Endbericht von B.A. Cowles, J.R. Warren und F.K. Hauke, wobei dieser Bericht vom NASA Lewis Research Center, Vertrag NAS3-21379 für die National Aeronautics and Space Administration erstellt wurde.
Eine Hauptfeststellung der von der NASA finanziell geförderten Untersuchung war, daß die Ausbreitungsgeschwindigkeit auf der Grundlage von Ermüdungserscheinungen oder, in anderen Worten, die Geschwindigkeit der Ermüdungsrißausbreitung (FCP) weder für alle angelegten Spannungen noch für alle Arten des Anlegens von Spannungen gleichmäßig war. Wichtiger war die Feststellung, daß die Ausbreitung von Ermüdungsrissen tatsächlich mit der Frequenz der Spannungsanlegung an das Teil variierte, wenn die Spannung in einer Weise anlegt wurde, den Riß zu vergrößern. Noch überraschender war die Feststellung der von der NASA geförderten Untersuchung, daß eher die mit geringeren Frequenzen erfolgende Spannungsanlegung als die bei höheren Frequenzen, die früher in Untersuchungen angewendet wurden, die Geschwindigkeit der Rißausbreitung tatsächlich vergrößerte. In anderen Worten zeigte die NASA-Untersuchung, daß es eine Zeitabhängigkeit hinsichtlich der Ausbreitung von Ermüdungsrissen gibt. Weiter erwies sich die Zeitabhängigkeit der Ausbreitung von Ermüdungsrissen nicht allein frequenzabhängig sondern auch abhängig von der Zeit, während der das Teil unter Spannung gehalten wurde oder der sogenannten Haltezeit.
Nach der Entdeckung dieser ungewöhnlichen und unerwarteten Erscheinungen der stärkeren Ausbreitung von Ermüdungsrissen bei geringeren Spannungsfrequenzen glaubte man in der Industrie, daß diese neu entdeckten Erscheinungen eine endgültige Beschränkung hinsichtlich der Einsetzbarkeit von Superlegierungen auf Nickelbasis in den spannungstragenden Teilen von Turbinen und Flugzeug-Triebwerken darstellen würden und daß alle Anstrengungen darauf gerichtet werden müßten, dieses Problem zu umgehen.
Es wurde jedoch festgestellt, daß es möglich ist, Teile aus Superlegierungen auf Nickelbasis zum Einsatz bei hoher Spannung in Turbinen und Flugzeug-Triebwerken mit stark verringerten Rißausbreitungs-Geschwindigkeiten zu konstruieren.
Die Entwicklung der Superlegierungszusammensetzungen und der Verfahren ihrer Behandlung gemäß dieser Erfindung konzentriert sich auf die Ermüdungseigenschaften und richtet sich im besonderen auf die Zeitabhängigkeit des Rißwachstums Das Rißwachstum, das heißt, die Riß-Ausbreitungsgeschwindigkeit, in Körpern aus hochfesten Legierungen hängt bekanntermaßen von der angelegten Spannung (σ) sowie der Rißlänge (a) ab. Diese beiden Faktoren werden durch die Bruchmechanik zur Bildung einer einzelnen Kraft kombiniert, die das Rißwachstum antreibt, nämlich der Spannungsintensität K, die σ a proportional ist. Unter den Ermüdungsbedingungen repräsentiert die Spannungsintensität in einem Ermüdungszyklus die maximale Variation der zyklischen Spannungsintensität (ΔK), das heißt, den Unterschied zwischen Kmax und Kmin. Bei mäßigen Temperaturen wird das Rißwachstum in erster Linie durch die zyklische Spannungsintensität (ΔK) bestimmt, bis die statische Bruchzähigkeit KIC erreicht ist. Die Riß-Wachstumsgeschwindigkeit wird mathematisch als da/dN = (ΔK)n ausgedrückt. N repräsentiert die Anzahl der Zyklen und n ist eine Konstante zwischen 2 und 4. Die zyklische Frequenz und die Gestalt der Wellenform sind die wichtigen Parameter, die die Wachstumsgeschwindigkeit von Rissen bestimmen. Für eine gegebene zyklische Spannungsintensität kann eine langsamere zyklische Frequenz zu einer größeren Riß-Wachstumsgeschwindigkeit führen. Dieses unerwünschte zeitabhängige Verhalten der Ermüdungsriß- Ausbreitung kann in den meisten existierenden hochfesten Superlegierungen auf treten. Gemäß diesem Haltezeit-Muster wird die Spannung für eine bestimmte Haltezeit jedes Mal dann gehalten, wenn die Spannung im Verlauf der normalen Sinuskurve ein Maximum erreicht. Dieses Haltezeit-Muster der Spannungsanwendung ist ein separates Kriterium zum Untersuchen des Rißwachstums. Diese Art des Haltezeit- Musters wurde in der oben erläuterten NASA-Untersuchung angewendet.
Die Design-Aufgabe ist es, den Wert von da/dN so klein und so wenig zeitabhängig als möglich zu machen.
In der EP-A-260 512 ist ausgeführt, daß die zeitabhängige Ausbreitung von Ermüdungsrissen durch eine thermische Behandlung von Gamma'-gehärteten bzw. -verfestigten Superlegierungen auf Nickelbasis mit mehr als 35 Vol.-% der härtenden Ausscheidung deutlich verringert werden kann. Wie in dieser anhängigen Anmeldung ausgeführt, schließt das Verfahren ein bei hoher Temperatur (Supersolvus) ausgeführtes Lösungsglühen der Gamma'-Ausscheidung, gefolgt von einem kontrollierten Abkühlen bei weniger als 139ºC (250ºF) pro Minute, ein.
Es wurde jedoch festgestellt, daß das Verfahren der EP-A-260 512 nicht die nützlichen Ergebnisse liefert, die in dieser Anmeldung beschrieben sind, wenn das Verfahren auf Legierungen mit einem geringen Ausscheidungsgehalt angewendet wird. So bringt das Verfahren nicht die Verringerung der Ermüdungsrißausbreitung, wenn es auf Waspailoy® oder die Legierung IN 718® angewendet wird. Waspalloy® ist Gamma'-gehärtet und enthält weniger als 35 Vol.-% und vorzugsweise etwa 30 Vol.-% Gamma'-Ausscheidung. IN 718 ist hauptsächlich Gamma''-gehärtet und hat weniger als 35 Vol.-% und vorzugsweise etwa 20 Vol.-% Gamma'-Ausscheidung.
Umfangreiche Untersuchungen wurden an Legierungen mit einem solchen geringeren Gamma'- oder Gamma''-Ausscheidungsgehalt ausgeführt, wobei diese Legierungen gemäß einer Vielfalt von Schemen wärmebehandelt wurden, die die Ausbreitung von Ermüdungsrissen bei Legierungen mit einem höheren Ausscheidungsgehalt beschränken, hier aber ohne merkliche nützliche Wirkung waren. Es wurde festgestellt, daß keine dieser Wärmebehandlungen unterschiedliche oder vorteilhafte Gefüge entwickelt oder zu irgendeiner merklichen Verringerung bei der Ermüdungsriß-Ausbreitung führt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Behandeln einer Superlegierung, die eine geringere Konzentration an härtender Ausscheidung enthält, geschaffen, um Materialien mit einem hervorragenden Satz von Eigenschaften zum Einsatz bei Scheiben von fortgeschrittenen Turbinen herzustellen. Die Eigenschaften, die konventionell für Materialien benötigt werden, die in Scheiben eingesetzt werden, schließen eine hohe Zugfestigkeit und eine hohe Spannungsbruchfestigkeit ein. Zusätzlich weist die nach den Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellte Legierung die erwünschte Eigenschaft der Beständigkeit gegenüber der Rißwachstums-Ausbreitung auf. Eine solche Eigenschaft, dem Rißwachstum zu widerstehen, ist wesentlich für die Niederzyklus-Ermüdungslebensdauer oder LCF der Komponente.
Zusätzlich zu diesem hervorragenden Satz von Eigenschaften, wie er oben erläutert wurde, weist die nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung behandelte Legierung eine gute Schmiedbarkeit auf und eine solche Schmiedbarkeit gestattet eine größere Flexibilität beim Einsatz verschiedener Herstellungsverfahren, die für die Bildung von Teilen, wie Scheiben, für Strahltriebwerke benötigt werden.
Superlegierungen mit geringeren Bereichen des Ausscheidungsgehaltes haben allgemein eine gute Schmiedbarkeit und können einer thermomechanischen Bearbeitung unterworfen werden. Der Unterschied bestimmter thermomechanischer Bearbeitungen auf mechanische Eigenschaften, wie Festigkeit und Bruchlebensdauer, sind zu einem gewissen Grade bekannt. Es war jedoch bisher nichts von dem Einfluß bekannt, den thermomechanische Behandlungen auf die zeitabhängige Ermüdungsriß-Ausbreitung oder die Ausbreitungsgeschwindigkeiten haben.
Mit der Entwicklung von Legierungsprodukten zur Verwendung in Turbinen und Strahltriebwerken wurde deutlich, daß für Teile, die in verschiedenen Bereichen des Triebwerkes oder der Turbine benutzt werden, verschiedene Sätze von Eigenschaften erforderlich sind. Für Strahltriebwerke werden die Materialanforderungen fortgeschrittener Flugzeug-Turbinen immer strikter mit zunehmenden Leistungsanforderungen an die Flugzeug-Triebwerke. Die unterschiedlichen Anforderungen werden zum Beispiel aus der Tatsache deutlich, daß viele Schaufellegierungen sehr gute Eigenschaften bei hoher Temperatur in der gegossenen Form aufweisen. Die direkte Umwandlung der gegossenen Schaufellegierungen in Scheibenlegierungen ist jedoch sehr unwahrscheinlich, weil die Schaufellegierungen eine ungenügende Festigkeit bei Zwischentemperaturen von etwa 700ºC haben. Weiter sind die Schaufellegierungen sehr schwierig zu schmieden, und das Schmieden hat sich bei der Herstellung von Schaufeln aus Scheibenlegierungen als erwünscht erwiesen. Darüber hinaus wurde die Beständigkeit der Scheibenlegierungen gegen Rißwachstum noch nicht ausgewertet.
Um eine höhere Triebwerkseffizienz und eine größere Leistungsfähigkeit zu erzielen gibt es beständige Forderungen nach Verbesserungen in der Festigkeit und der Temperaturfähigkeit von Scheibenlegierungen als einer speziellen Legierungsgruppe zum Einsatz in Flugzeug-Triebwerken. Nun müssen diese Fähigkeiten mit geringen Ausbreitungsgeschwindigkeiten für Ermüdungsrisse und einer geringen Zeitabhängigkeit solcher Geschwindigkeiten gekoppelt werden.
Mit der Arbeit, die zur vorliegenden Erfindung führte, wurde die Entwicklung einer Bearbeitung für eine Scheibenlegierung angestrebt, die zu einer geringen oder minimalen Zeitabhängigkeit der Ermüdungsriß-Ausbreitung und darüber hinaus zu einer hohen Beständigkeit gegen Ermüdungsrisse führt.
Es ist demgemäß eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Produkte aus Superlegierungen auf Nickelbasis zu schaffen, die mehr beständig gegen Rißbildung sind.
Eine andere Aufgabe ist die Schaffung eines Verfahrens zur Verringerung der Rißneigung von Superlegierungen auf Nickelbasis.
Eine andere Aufgabe ist die Schaffung von Gegenständen zum Einsatz unter hoher zyklischer Belastung, die beständiger sind gegen Ermüdungsriß-Ausbreitung.
Eine andere Aufgabe ist die Schaffung eines Verfahrens zum Verringern der Zeitabhängigkeit von Ermüdungsrissen in Legierungen mit einer geringeren Volumenkonzentration härtender Feststoffe.
Eine andere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zu schaffen, daß es gestattet, daß konventionelle Superlegierungen in einer Weise behandelt werden, die deren innewohnende Neigung zur hohen Ausbreitung von Ermüdungsrissen reduziert.
Eine andere Aufgabe ist die Schaffung eines Verfahrens, das einfache Mittel anwendet, um eine Nickelbasissuperlegierung dahingehend zu ändern, daß sie eine geringere Neigung zur Ermüdungsriß-Ausbreitung hat.
Eine andere Aufgabe ist die Schaffung eines Verfahrens, das besonders geeignet ist für Legierungen mit Gamma'- oder Gamma''-Ausscheidungshärtern, um diese durch Behandlung in einen Zustand zu bringen, in dem die Ermüdungsriß-Ausbreitung verringert ist.
Eine andere Aufgabe ist die Schaffung eines Verfahrens zum Behandeln von Ausscheidungs-Legierungen mit geringerem Ausscheidungsgehalt, um die Kombinationen von Eigenschaften und insbesondere solche zu verbessern, die sich auf die Ermüdungsriß-Ausbreitung beziehen.
Andere Aufgaben werden teilweise deutlich und teilweise ausgeführt in der folgenden Beschreibung.
Durch die vorliegende Erfindung wird ein Verfahren zum Verringern der Ausbreitungsrate von Ermüdungsrissen bei einer Superlegierung auf Nickelbasis, die eine verfestigende bzw. härtende Gamma'-Ausscheidung enthält, geschaffen, das umfaßt:
Auswählen einer Legierungsprobe mit einer Konzentration härtender Gamma'-Ausscheidung von weniger als 35 Vol.-%; (die Legierung kann dann durch konventionelles Schmieden oder ein anderes mechanisches Formverfahren in eine vorläufige Gestalt gebracht werden); Erhitzen der Legierung auf eine Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur, um deren Körner zu rekristallisieren und sie in einen mittleren Minimaldurchmesser von etwa 35 um umzuwandeln und Verformen der Körner durch mechanisches Bearbeiten der Legierung, um deren Gestalt um mindestens 15 Prozent zu ändern, wobei das genannte Bearbeiten bzw. Verformen vorzugsweise bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur ausgeführt wird. Nach der Lösungs- Wärmebehandlung kann die Probe gealtert werden.
Die Probe muß bei der Wärmebehandlung eine rekristallisierte gleichachsige Kornstruktur erhalten haben, und sie sollte eine Festigkeit haben, die im wesentlichen normal für die Legierung ist. Die Korngröße sollte im Mittel etwa 35 um oder mehr betragen.
Die Legierungsprobe wird dann einem mechanischen Bearbeiten oder Verformen unterworfen, um deren Körner zu deformieren.
Das mechanische Bearbeiten bzw. Verformen kann durch ein Kaltverformen, wie ein Schmieden oder durch ein Walzen oder eine Kombination von Kaltverformungsstufen ausgeführt werden.
Alternativ können ein oder mehrere Stufen des Verformens von einem Erhitzen bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur begleitet sein. Das Erhitzen ist vorzugsweise von einer Art und in einem Ausmaß, die die Deformation der Körner der Legierungsprobe erleichtert und fördert.
Irgendein Erhitzen, das zu einer Rekristallisation oder Vergütung der Kornstruktur führt, sollte vermieden werden und, wenn es nicht vollständig vermieden werden kann, sollte es minimiert werden.
Die Probe sollte jedoch einer Alterungs-Wärmebehandlung unterworfen werden, die nicht zu einer Rekristallisation führt und nicht die Deformation der Körner rückgängig macht.
In der folgenden Beschreibung wird zum besseren Verstehen auf die begleitende Zeichnung Bezug genommen, in der zeigen:
Fig. 1 bis 6 graphische (in doppelt logarithmischer Darstellung) Darstellungen der Wachstumsraten (da/dN) von Ermüdungsrissen, die bei verschiedenen Spannungsintensitäten (ΔK) für verschiedene Legierungszusammensetzungen bei erhöhten Temperaturen unter Anwendung zyklischer Belastung bei einer Reihe von Frequenzen erhalten wurden, von denen eine eine Haltezeit bei maximaler Spannungsintensität einschließt.
Es wurde festgestellt, daß es möglich ist, Superlegierungen auf Nickelbasis mit relativ geringerem Gehalt an härtender Gamma-Ausscheidung erwünschte Eigenschaften zu verleihen, die geringe Ausbreitungsgeschwindigkeiten von Ermüdungsrissen einschließen, indem man die Legierungen thermomechanisch behandelt. Unter geringeren Konzentrationen von Ausscheidungen sind Konzentrationen von weniger als 35 Vol.-% gemeint.
In einer folgenden Beschreibung wird ein Verfahren erläutert, mit dem die nützlichen Wirkungen der mechanischen Deformierung auf die zeitabhängige Ermüdungsriß- Ausbreitung erhalten werden sowie die erforderlichen Bedingungen erläutert sind, um Beständigkeit gegen Rißwachstum zu erzielen. Das Verfahren wird prinzipiell durch die Untersuchungen einer in der Metallindustrie gut bekannten Nickelbasissuperlegierung, speziell von Inconel®-718, erläutert. Es sollte jedoch klar sein, daß die gleichen Prinzipien und das gleiche Verfahren für fast alle Hochtemperaturlegierungen gelten, die im wesentlichen alle Superlegierungen auf Nickelbasis einschließen, die eine geringere Volumenprozent-Konzentration von härtender Gamma-Ausscheidung aufweisen, bis zu dem Ausmaß, daß eine Legierung, die mechanisch bearbeitbar ist, von der Ausführung der vorliegenden Erfindung Nutzen haben kann.
Es ist bekannt, daß Superlegierungen auf Nickelbasis mit einem hohen Ausscheidungsgehalt von 40 Vol.-% oder mehr eine recht begrenzte Verformbarkeit aufweisen und deshalb die vorliegende Anmeldung nicht wirksam bei solchen Superlegierungen mit einem höheren Gehalt an Ausscheidung, gemessen in Volumenprozent, brauchbar ist.

Beispiel

Es wurden verschiedene IN-718-Proben durch konventionelles Vakuuminduktionsschmelzen hergestellt. Man ließ die Schmelzen erstarren, und homogenisierte die so gebildeten Barren durch 24stündiges Erhitzen bei 1200ºC. Die Barren wurden nach der konventionellen Praxis für. Knet- Superlegierungen auf Nickelbasis zu Platten geschmiedet. Die chemische Zusammensetzung der spezifischen IN-718®- Legierung, die in diesen Beispielen benutzt wurde, ist in der folgenden Tabelle I aufgeführt.

Tabelle I

Chemische Zusammensetzung von Inconel®718

Element Gewichtsprozent Ni Rest
Cr 19.0
Fe 18.0
Mo 3.0
Nb 5.1
Ti 0.9
Al 0.5
C 0.04
B 0.005
Eine metallographische Untersuchung der Proben zeigte, daß die IN-718®-Legierung zu rekristallisieren beginnt, wenn sie einer Temperatur von mehr als 950ºC ausgesetzt wird.
Die geschmiedeten Platten wurden einer Standard- Wärmebehandlung unterworfen, die ein Lösungsglühen bei 975ºC für eine Stunde und eine Doppelalterung bei 720ºC für 8 Stunden einschloß. Nach dem 8-stündigen Altern wurde die Probe im Ofen auf 620ºC für ein zusätzliches 10stündiges Altern abgekühlt. Das Material der resultierenden Schmiedeplatten hatte eine rekristallisierte gleichachsige Kornstruktur. Die Festigkeit der geschmiedeten Proben wurde von Raumtemperatur bis zu 700ºC gemessen, und sie erwies sich hinsichtlich der Festigkeit als ähnlich dem von Standard- Bezugsmaterial.
Die zeitabhängige Ermüdungsriß-Ausbreitung wurde bei 593ºC unter Anwendung drei verschiedener Ermüdungs-Wellenformen ähnlich denen ausgewertet, die in der NASA-Untersuchung benutzt wurden. Die erste war eine sinusförmige 3 Sekunden-Wellenform und die zweite war eine sinusförmige 180 Sekunden-Wellenform. Die dritte war ein 177 Sekunden- Halt bei der maximalen Belastung eines sinusförmigen 3 Sekunden-Zyklus. Das Verhältnis von maximaler zu minimaler Belastung war bei R = 0.05 festgesetzt, so daß das Maximum 20 mal höher war, als die angewendete Minimalbelastung. Daten wurden aus den Untersuchungen der zeitabhängigen Ermüdungsriß-Ausbreitung genommen und in den Fig. 1 und 2 aufgetragen. Die Tests, deren Ergebnisse in den Fig. 1 und 2 veranschaulicht sind, waren im wesentlichen Duplikattests. Die Ergebnisse demonstrieren und die graphischen Darstellungen zeigen, daß die Wachstumsrate der Risse da/dN um einen Faktor von 6 bis 8 steigt, wenn der Ermüdungszyklus von 3 Sekunden auf 180 Sekunden geändert wird. Der Haltezeit-Zyklus beschleunigt die Wachstumsrate der Risse um einen Faktor von 20.

Beispiele 2 und 3

Zwei Platten, die, wie in Beispiel 1 beschrieben, durch Vakuum-Induktionsschmelzen, Homogenisieren und Schmieden gemäß konventioneller Praxis für Knet-Superlegierungen hergestellt worden waren, erhitzte man für Beispiel 2 auf 1075ºC bzw. für Beispiel 3 auf 1025ºC. Jeder Satz von Platten wurde dann ohne irgendein Wiedererhitzen durch vier Durchgänge durch den Walzenstuhl um 50 Prozent in der Dicke verringert. Die ursprünglichen Abmessungen waren 8,89 cm (3,5 Zoll)·3,81 cm (1,5 Zoll)·3,81 cm (1,5 Zoll) und demgemäß war die Plattenmasse so gering, daß während der vier Walzdurchgänge ein beträchtlicher Temperaturabfall auftrat.
Es wurde eine metallographische Untersuchung an jeder Probe vorgenommen, und es wurde festgestellt, daß eine langgestreckte Kornstruktur vorhanden war. Diese langgestreckte Kornstruktur zeigte, daß die Endtemperatur beim Walzen sehr viel geringer war als die Rekristallisationstemperatur von 950ºC. Bei der metallographischen Untersuchung wurde insbesondere beobachtet, daß die deformierte Kornstruktur im wesentlichen keine feinen rekristallisierten Körner entlang den Korngrenzen enthält.
Die 4 mal gewalzten Platten wurden ohne Lösungsglühen direkt einem Doppelaltern unterworfen. Es wurde festgestellt, daß die Materialien eine verbesserte Festigkeit gegenüber lösungsgeglühten und gewalzten Platten aufwiesen. Es wurde angenommen, daß dies möglicherweise einer merklichen Restspannung zuzuschreiben ist, die unterhalb der Rekristallisationstemperatur eingeführt wurde. Die Zugeigenschaften der Materialien der Beispiele 2 und 3 bei hoher Temperatur sind in Tabelle II aufgeführt: Tabelle II Zugeigenschaften von Inconel®718 nach verschiedener Bearbeitung Temp. Streckgrenze Zugfestigkeit Dehnung Beispiel Lösungsglühen bei 975ºC/h Gewalzt ab 1075ºC Kaltwalzen 20%
Die Messungen der Wachstumsrate der Ermüdungsrisse wurden ausgeführt und die Daten wurden ähnlich wie oben mit Bezugnahme auf Beispiel 1 beschrieben gewonnen. Die Tests wurden ausgeführt, und die Ergebnisse wurden für die Proben der Beispiele 2 und 3 erhalten und die Daten in den Fig. 3 bzw. 4 aufgetragen. Das heißt, in Fig. 3 wurden die für Beispiel 2 erhaltenen Daten aufgetragen, und in Fig. 4 wurden die für Beispiel 3 erhaltenen Daten aufgetragen. Bei einem Vergleich der in den Fig. 3 und 4 aufgetragenen Daten mit den in Fig. 1 und 2 aufgetragenen wird festgestellt werden, daß die zyklusabhängige Ausbreitungsrate des Rißwachstums da/dN sich bei dem sinusförmigen 3 Sekunden-Zyklus nicht viel ändert. Im Gegensatz dazu hat sich die zeitabhängige Ermüdungsriß-Ausbreitung beim sinusförmigen 180 Sekunden-Zyklus und beim sinusförmigen 3 Sekunden-Zyklus mit dem Halt von 177 Sekunden bei der maximalen Belastung durch das oben beschriebene Verfahren merklich verbessert, was zu einer Beibehaltung von Restspannungen ohne Lösungsglühen führt.
Weiter wird aus einem Vergleich der in den Figuren 1 und 2 aufgetragenen Daten mit denen der Fig. 3 und 4 deutlich, daß die Zeitabhängigkeit der Ausbreitungsrate der Ermüdungsrisse da/dN wirksam unterdrückt wurde. In der ab 1025ºC gewalzten Platte des Beispiels 3 erwies sich die Ausbreitungsrate der Ermüdungsrisse da/dN des Haltezeit- Zyklus, das heißt des sinusförmigen 3 Sekunden-Zyklus mit einem Halt von 177 Sekunden, sogar als geringer als die für den sinusförmigen 3 Sekunden-Zyklus.
Der Mechanismus für die Verbesserung der Ergebnisse, die durch das vorliegende Verfahren erzielt werden, wird nicht vollständig verstanden. Doch wird angenommen, daß der Mechanismus für die Verbesserung der zeitabhängigen Ermüdungsriß-Ausbreitung mit einer Beibehaltung der mechanischen Deformation unter gewissen günstigen Bedingungen verbunden ist. Die günstigen Bedingungen sind die Abwesenheit eines Rekristallisationserhitzens oder einer anderen Bedingung, die die Wirkung der mechanischen Deformation zunichte machen würde.

Beispiele 4 und 5

Um die Wirkung der Verringerung der zeitabhängigen Ermüdungsriß-Ausbreitung weiter zu demonstrieren, wurden Legierungsplatten, wie sie in Beispiel 1 hergestellt wurden und spezifisch Legierungsplatten, die durch Vakuum-Induktionsschmelzen hergestellt wurden, gefolgt von einem Homogenisieren und Schmieden der Platten mittels konventioneller Praxis für Knet-Superlegierungen, zuerst hergestellt. Für Beispiel 4 wurde die Legierungsplatte 20 Prozent kaltgewalzt. Es wurden Testdaten für die Ausbreitungsraten der Ermüdungsrisse für diese Legierung aufgenommen und die Ergebnisse in Fig. 5 aufgetragen. Für Beispiel 5 wurde eine Legierungsplatte, die wie oben beschrieben hergestellt wurde, bis zu einer 40 prozentigen Dickenverringerung kaltgewalzt. Die Ausbreitungsraten der Ermüdungsrisse wurden für diese Probe aufgenommen, und die Daten in Fig. 6 aufgetragen. Es wurde durch Untersuchung und Betrachtung der Fig. 5 und 6 festgestellt, daß die erhaltenen Ergebnisse ähnlich denen waren, die mit Bezug auf Fig. 3 und 4 erhalten wurden und daß es eine merkliche Verbesserung hinsichtlich der Zeitabhängigkeit der Ermüdungsriß-Ausbreitung gibt. In anderen Worten wurde festgestellt, daß die Proben unabhängiger von Zeitbeziehungen des Testens der drei verschiedenen Zyklen und insbesondere beim 3 Sekunden-Zyklus gegenüber dem 180 Sekunden-Zyklus gegenüber dem 3 Sekunden- Zyklus mit einer Haltedauer von 177 Sekunden bei der Maximalbelastung waren.
Die Substanz der oben gegebenen Beschreibung wird auch in einem Bericht mit dem Titel "Improving Crack Growth Resistance in IN-718® Alloy Through Thermomechanical Processing" von K.-M. Chang, Metallurgie-Laboratorium, Corporate Research and Development, General Electric Company, Schenectady, New York gefunden, der als Report Nr. 85CRD187 vom Oktober 1985 identifiziert ist.
In Anbetracht des Vorstehenden können für den Fachmann, der die vorliegende Erfindung ausführen will, einige Kriterien geschaffen werden. Eine Hauptaufgabe ist, wie aus dem vorhergehenden Text deutlich wird, daß die erwünschten Kriterien für den Ausgangspunkt zur Ausführung der vorliegenden Erfindung die sind, daß die vorliegende Legierung und Probe, auf die das Verfahren angewendet werden soll, relativ große Körner am Anfang des Prozesses haben sollte. So wäre für die meisten Legierungen eine bevorzugte Ausgangs-Korngröße in der Größenordnung von im Mittel 35 um Durchmesser oder mehr.
Die Hauptaufgabe der Behandlungsstufen, die folgen, besteht darin, eine Deformation der relativ großen Körner der Probe, auf die das Verfahren angewendet werden soll, zustandezubringen. Eine solche Deformation kann durch Kaltbearbeiten bzw. Kaltwalzen erfolgen, so daß im wesentlichen alle einzelnen Körner einer Deformationskraft und einer Deformation ausgesetzt werden.
Wird die Probe, deren Körner deformiert werden sollen, erhitzt, sollte das Erhitzen bis zu einem Punkt und zu einem Ausmaß stattfinden, die die Deformation der Körner gestatten und erleichtern. Das Erhitzen sollte nicht von der Art sein, die eine Kornverfeinerung oder Kornänderung als Ergebnis des Erhitzens induziert. Es wird vielmehr eine Korndeformation angestrebt, und das Erhitzen sollte von dem Charakter, der Dauer und Art sein, die die Deformation der Körner der Probe erleichtern.
Weiter wird als Teil der Deformation in der Praxis der vorliegenden Erfindung angestrebt, die Wirkungen der Deformation auf die Körner beizubehalten. Zu diesem Zweck wird vorzugsweise jede Wärmebehandlung oder andere Behandlung vermieden, die zu einer Rekristallation und Vergütung der Körner führen würde, so daß die deformierten Körner den Nutzen der Deformation, die in den anfänglichen Stufen der Ausführung der vorliegenden Erfindung ausgeführt worden ist, beibehalten können.
Das Vorstehende soll keine Wärmebehandlung der Alterungsart ausschließen, und ein Altern sollte definitiv ausgeführt werden, indem man den Gegenstand bei einer relativ geringeren Temperatur für eine Zeit hält, um die Eigenschaften und insbesondere die Festigkeit der Legierung zu verbessern. Was vermieden werden sollte und nicht mit der Alterungs-Wärmebehandlung verwechselt werden sollte, ist ein Erhitzen, das eine Rekristallisation induziert und demgemäß die nützlichen Wirkungen der Deformation zunichte macht, die den Körner der Probe als Teil der Ausführung der Erfindung, wie oben beschrieben, vermittelt worden ist.
Beim Aufstellen der Kriterien für die Ausführung der Erfindung wird erkannt, daß den Proben verschiedene Grade der Deformation verliehen werden können. Um eine wirksame Deformation für die Zwecke der Ausführung der vorliegenden Erfindung zu sein, wird eine Minimaldeformation in der Größenordnung von 15 Prozent spezifiziert.

Claims

1. Verfahren zum Vermindern der Ausbreitungsrate von Ermüdungsrissen bei einer Superlegierung auf Nickelbasis, die eine verfestigende γ-Ausscheidung enthält, dadurch gekennzeichnet, daß es umfaßt Auswählen einer Superlegierung auf Nickelbasis mit einer verfestigenden γ-Ausscheidung mit einer Volumenkonzentration von weniger als 35%, Erhitzen der Legierung, um deren Körner zu rekristallisieren und sie in einen mittleren Minimaldurchmesser von etwa 35 um umzuwandeln und Verformen der Körner der Legierung durch mechanisches Bearbeiten der Legierung, um ihre Gestalt um mindestens 15% zu ändern.

2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Verformung eine Wärmealterungsbehandlung folgt, um die Festigkeit der Legierung zu verbessern.

3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Bearbeiten der Legierung bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur erfolgt.

4. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Legierung vor der Rekristallisations- Wärmebehandlung mechanisch in eine Gestalt gebracht wird, die der Grundgestalt (net shape) nahe ist.

5. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Legierung nach der Rekristallisation- Wärmebehandlung zu einer endgültigen Grundgestalt bearbeitet wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Legierung eine verfestigende bzw. härtende γ'- oder γ''-Ausscheidung oder eine Kombination davon enthält.

7. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Legierung die folgende Zusammensetzung hat:

Element Gewichts-%

Ni Rest

Cr 19,0

Fe 18,0

Mo 3,0

Nb 5,1

Ti 0,9

Al 0,5

C 0,04

B 0,005.