EP0330858A1 - Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung mit verbesserten mechanischen Eigenschaften im Temperaturbereich von 600 bis 750oC - Google Patents

Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung mit verbesserten mechanischen Eigenschaften im Temperaturbereich von 600 bis 750oC Download PDF

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EP0330858A1
EP0330858A1 EP89101901A EP89101901A EP0330858A1 EP 0330858 A1 EP0330858 A1 EP 0330858A1 EP 89101901 A EP89101901 A EP 89101901A EP 89101901 A EP89101901 A EP 89101901A EP 0330858 A1 EP0330858 A1 EP 0330858A1
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EP
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weight
rate
heating
argon atmosphere
precipitation
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EP89101901A
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Peter James Dr. Lawrence
Mohamed Dr. Nazmy
Markus Staubli
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ABB Asea Brown Boveri Ltd
ABB AB
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ABB Asea Brown Boveri Ltd
Asea Brown Boveri AB
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%

Definitions

  • Superalloys based on nickel which thanks to their excellent mechanical properties at high temperatures are used in the construction of thermally and mechanically highly stressed thermal machines. Preferred use as blade materials for gas turbines.
  • the invention relates to the further development of nickel-based superalloys with a focus on cast alloys for directional solidification.
  • It also relates to a method for producing a component from the precipitation-hardenable nickel-based superalloy by melting, pouring and pouring the alloy their crystallites are forced to solidify and then subjected to heat treatment.
  • this alloy does not meet the long-term creep strength requirements placed on industrial gas turbines. In addition, it contains not insignificant amounts of the expensive strategic metal cobalt.
  • This alloy is also unsatisfactory in terms of its creep behavior under long-term stress. In addition, their corrosion resistance in the temperature range of interest is rather at the lower limit.
  • the invention is based on the object of specifying a precipitation-hardenable nickel-based superalloy which has improved mechanical properties such as heat resistance, creep limit etc. in the temperature range from 600 ° C. to 750 ° C. while maintaining sufficient corrosion resistance.
  • the alloy is said to be particularly suitable for cast components with directional solidification for long-term use of over 10,000 hours. It is also an object of the invention to provide a heat treatment for cast components with directed Specify solidification, which guarantees optimal mechanical properties.
  • 1 shows a temperature / time diagram of the heat treatment for a first alloy. 1 is the course of the temperature as a function of time for a gradual solution annealing.
  • the heating up to 1100 ° C is not critical and can be done arbitrarily.
  • a heating rate of 30 ° C / h is maintained from 1100 ° C to 1220 ° C.
  • the temperature of 1220 ° C is maintained for 2 h, then the temperature is raised to 1280 ° C at 30 ° C / h. This temperature is maintained for 10 hours (super solution annealing). Then it is rapidly cooled to room temperature.
  • Line 4 shows the course of the temperature as a function of time for one-stage aging at 850 ° C./24 h, as is usually done in practice instead of the two-stage for the sake of simplicity.
  • FIG. 2 shows a diagram of the heat treatment for a second alloy.
  • the process sequence is the same up to the super solution annealing temperature of 1270 ° C. as that according to FIG. 1.
  • 5 is the temperature as a function of the time for solution annealing, 6 and 7 that for two-stage aging, 8 that for one-stage aging.
  • Curves 6, 7, 8 correspond exactly to curves 2, 3, 4 in FIG. 1.
  • FIG. 3 shows a diagram of the creep behavior of a component made of a first alloy at a temperature of 700 ° C.
  • the results relate to a test rod (tensile test) made from a cast workpiece with directed solidification.
  • 9 is the tensile stress tolerated as a function of the load time until break at a temperature of 700 ° C.
  • the dashed curve refers to extrapolated values.
  • the alloy can withstand approx. 1000 MPa in a short-term test. Measured over 1000 h, the alloy can withstand a tensile load of approx. 700 MPa.
  • test bars for the creep tests have now been worked out from the heat-treated bars.
  • the test bars had a diameter of 6 mm and a length of 60 mm.
  • the creep tests were carried out under constant tensile stress until breaking at a constant temperature of 700 ° C.
  • the results are shown in curve 9 of FIG. 3. From this representation it can be seen that the values are above that of the commercial alloy IN 738 from a loading time up to the break of 500 h upwards by approx. 130 MPa. At the same time until the fracture, the component made from the new alloy can withstand significantly higher loads. If one considers the times to break with unchanged load of less than 650 MPa, these are for the new alloy about a power of ten higher than for IN 738. 5000 h instead of just 500 h; 10000 h instead of just 1000 h.
  • Test rods 6 mm in diameter and 60 mm in length were worked out from the heat-treated rods for the creep tests. The latter were carried out analogously to Example 1 at a temperature of 700 ° C. The results are shown in curve 10 of FIG. 4. The curves 10 (Fig. 4) and 9 (Fig. 3) practically coincide. The statements made in Example 1 apply here in full.
  • the invention is not limited to the exemplary embodiments.
  • the advantages of the new alloy are the better creep behavior in the temperature range of 600 to 750 ° C compared to commercially available nickel-based casting super alloys.
  • the new alloy permits an increase in the permanent load with the same service life or up to 10 times longer use with an otherwise identical load compared to commercial alloys, and this with sufficient corrosion resistance under the specified conditions of use.

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Abstract

Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung mit verbesserten mechanischen Eigenschaften im Temperaturbereich von 600 bis 750 °C mit der nachfolgenden Zusammensetzung: Cr = 12 - 15 Gew.-% Co = 3 - 4,5 Gew.-% W = 1 - 3,5 Gew.-% Ta = 4 - 5,5 Gew.-% Al = 3 - 4,3 Gew.-% Ti = 4 - 5 Gew.-% Hf = 0 - 2,5 Gew.-% B = 0 - 0,02 Gew.-% Zr = 0,01 - 0,06 Gew.-% C = 0,05 - 0,07 Gew.-% Ni = Rest

Description

    Technisches Gebiet
  • Superlegierungen auf der Basis von Nickel, welche dank ihrer hervorragenden mechanischen Eigenschaften bei hohen Tempera­turen beim Bau thermisch und mechanisch hochbeanspruchter thermischer Maschinen Verwendung finden. Bevorzugte Verwendung als Schaufelwerkstoffe für Gasturbinen.
  • Die Erfindung bezieht sich auf die Weiterentwicklung von Nickelbasis-Superlegierungen mit Schwergewicht auf Guss­legierungen für gerichtete Erstarrung.
  • Insbesondere betrifft sie eine ausscheidungshärtbare Nickel­basis-Superlegierung mit verbesserten mechanischen Eigen­schaften im Temperaturbereich von 600 bis 750 °C.
  • Sie betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus der ausscheidungshärtbaren Nickelbasis-Super­legierung, indem die Legierung geschmolzen, abgegossen und ihre Kristallite zu gerichteter Erstarrung gezwungen werden und daraufhin einer Wärmebehandlung unterworfen werden.
    • Stand der Technik
  • Zum Stand der Technik wird folgende Literatur zitiert:
    - Robert W. Fawley, Superalloy progress, The Superalloys p. 3-29, edited by Chester T. Sims and William C. Hagel, John Wiley and Sons, New York 1972
    - Michio Yamazaki, Development of Nickel-base Superalloys for National Project in Japan, High temperature alloys for gas turbines and other applications 1986, p. 945-953, Proceedings of a conference held in Liège, Belgium, 6-9 October 1986, D. Reidel publishing company, Dordrecht.
  • Unter den kommerziell erhältlichen Nickelbasis-GUSS-Super­legierungen wird die Legierung mit dem Handelsnamen IN 738 von INCO häufig verwendet. Sie hat die nachfolgende Zusammen­setzung:
    Cr = 16 Gew.-%
    Co = 8,5 Gew.-%
    W = 2,6 Gew.-%
    Mo = 1,75 Gew.-%
    Ta = 1,75 Gew.-%
    Al = 3,4 Gew.-%
    Ti = 3,4 Gew.-%
    Zr = 0,1 Gew.-%
    B = 0,01 Gew.-%
    C = 0,11 Gew.-%
    Ni = Rest
  • Diese Legierung genügt vielfach den an industrielle Gastur­binen gestellten Langzeitanforderungen bezüglich Kriech­festigkeit nicht. Ausserdem enthält sie nicht unbedeutende Mengen des teuren strategischen Metalls Kobalt.
  • Als weitere, im Gasturbinenbau verwendete kommerzielle Nickel­basis-Guss-Superlegierung ist die Legierung mit dem Handels­namen IN 792 von INCO zu nennen. Sie hat folgende Zusammen­setzung:
    Cr = 12,4 Gew.-%
    Co = 9 Gew.-%
    W = 3,8 Gew.-%
    Mo = 1,9 Gew.-%
    Ta = 3,9 Gew.-%
    Al = 3,1 Gew.-%
    Ti = 4,5 Gew.-%
    Zr = 0,1 Gew.-%
    B = 0,02 Gew.-%
    C = 0,12 Gew.-%
    Ni = Rest
  • Auch diese Legierung befriedigt in Bezug auf ihr Kriechver­halten bei Langzeitbeanspruchung nicht. Ausserdem liegt ihre Korrosionsbeständigkeit im interessierenden Tempera­turbereich eher an der unteren Grenze.
  • Es besteht daher ein Bedürfnis nach Verbesserung der beste­henden Legierungen insbesondere im Hinblick auf den Lang­zeiteinsatz.
    • Darstellung der Erfindung
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine ausscheidungs­härtbare Nickelbasis-Superlegierung anzugeben, welche im Temperaturbereich von 600 °C bis 750 °C unter Wahrung aus­reichender Korrosionsbeständigkeit verbesserte mechanische Eigenschaften wie Warmfestigkeit, Kriechgrenze etc. aufweist. Die Legierung soll sich insbesondere für gegossene Bauteile mit gerichteter Erstarrung für einen Langzeiteinsatz von über 10'000 h eignen. Es ist ferner Aufgabe der Erfindung, eine Wärmebehandlung für gegossene Bauteile mit gerichteter Erstarrung anzugeben, welche optimale mechanische Eigen­schaften gewährleistet.
  • Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass die eingangs erwähnte Nickelbasis-Superlegierung die nachfolgende Zusammensetzung aufweist:
    Cr = 12 - 15 Gew.-%
    Co = 3 - 4,5 Gew.-%
    W = 1 - 3,5 Gew.-%
    Ta = 4 - 5,5 Gew.-%
    Al = 3 - 4,3 Gew.-%
    Ti = 4 - 5 Gew.-%
    Hf = 0 - 2,5 Gew.-%
    B = 0 - 0,02 Gew.-%
    Zr = 0,01 - 0,06 Gew.-%
    C = 0,05 - 0,07 Gew.-%
    Ni = Rest
  • Die Aufgabe wird ferner dadurch gelöst, dass im eingangs erwähnten Verfahren die Wärmebehandlung aus den nachfolgenden Verfahrensschritten besteht:
    • a) Erwärmen auf 1100 °C unter Argonatmosphäre
    • b) Halten auf 1100 °C während 10 h
    • c) Erwärmen auf 1220 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h
    • d) Halten auf 1220 °C während 2 h unter Argonatmosphäre
    • e) Erwärmen auf 1270 bis 1280 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h unter Argonatmosphäre
    • f) Halten auf 1280 °C während 10 h unter Argonatmosphäre
    • g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min
    • h) Erwärmen auf 850 °C
    • i) Halten auf 850 °C während 4 h in Luft
    • k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min
    • l) Erwärmen auf 760 °C
    • m) Halten auf 760 °C während 16 h in Luft
    • n) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 10 °C/min.
    Weg zur Ausführung der Erfindung
  • Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben.
    Dabei zeigt:
    • Fig. 1 ein Diagramm der Wärmebehandlung für eine erste Legie­rung,
    • Fig. 2 ein Diagramm der Wärmebehandlung für eine zweite Legierung,
    • Fig. 3 ein Diagramm des Kriechverhaltens eines Bauteils aus einer ersten Legierung bei einer Temperatur von 700 °C,
    • Fig. 4 ein Diagramm des Kriechverhaltens eines Bauteils aus einer zweiten Legierung bei einer Temperatur von 700 °C.
  • In Fig. 1 ist ein Temperatur/Zeit-Diagramm der Wärmebehandlung für eine erste Legierung dargestellt. 1 ist der Verlauf der Temperatur in Funktion der Zeit für ein stufenweises Lösungsglühen. Die Erwärmung bis 1100 °C ist nicht kritisch und kann beliebig erfolgen. Von 1100 °C bis 1220 °C wird eine Erwärmungsgeschwindigkeit von 30 °C/h eingehalten. Die Temperatur von 1220 °C wird während 2 h gehalten, dann wird mit 30 °C/h auf 1280 °C erwärmt. Diese Temperatur wird während 10 h gehalten (Superlösungsglühung). Dann wird rasch auf Raumtemperatur abgekühlt. 2 zeigt den Verlauf der Tempe­ratur in Funktion der Zeit für das Altern (Ausscheidungs­härten), 1. Stufe bei 850 °C/4 h, 3 denjenigen für das Altern, 2. Stufe bei 760 °C/16 h. Linie 4 stellt den Verlauf der Temperatur in Funktion der Zeit für ein einstufiges Altern bei 850 °C/24 h dar, wie es meistens der Einfachheit halber in der Praxis an Stelle des zweistufigen durchgeführt wird.
  • Fig. 2 stellt ein Diagramm der Wärmebehandlung für eine zweite Legierung dar. Der Verfahrensablauf ist bis auf die Super-Lösungsglühtemperatur von 1270 °C der gleiche wie derjenige gemäss Fig. 1. 5 ist die Temperatur in Funktion der Zeit für das Lösungsglühen, 6 und 7 diejenige für das zweistufige, 8 diejenige für das einstufige Altern. Die Kurven 6, 7, 8 entsprechend genau den Kurven 2, 3, 4 in Fig. 1.
  • In Fig. 3 ist ein Diagramm des Kriechverhaltens eines Bauteils aus einer ersten Legierung bei einer Temperatur von 700 °C dargestellt. Die Ergebnisse beziehen sich auf einen aus einem gegossenen Werkstück mit gerichteter Erstarrung heraus­gearbeiteten Probestab (Zugprobe). 9 ist die ertragene Zug­spannung in Funktion der Belastungszeit bis zum Bruch bei einer Temperatur von 700 °C. Die gestrichelte Kurve bezieht sich auf extrapolierte Werte. Im Kurzzeitversuch hält die Legierung ca. 1000 MPa aus. Ueber 1000 h gemessen hält die Legierung noch eine Zugbelastung von ca. 700 MPa aus.
  • Fig. 4 stellt ein Diagramm des Kriechverhaltens eines Bauteils aus einer zweiten Legierung bei einer Temperatur von 700 °C dar. Es handelt sich wieder um einen Probestab mit gerich­teter Erstarrung. Die ertragenen Zugspannungen sind im wesent­lichen die gleichen wie diejenigen der ersten Legierung gemäss Fig. 3. Kurve 10 entspricht Kurve 9 in Fig. 3.
    • Ausführungsbeispiel 1:
  • Siehe Fig. 1 und 3!
  • Es wurde eine Nickelbasis-Superlegierung der nachfolgenden Zusammensetzung hergestellt:
    Cr = 13,32 Gew.-%
    Co = 3,2 Gew.-%
    W = 2,25 Gew.-%
    Ta = 4,8 Gew.-%
    Al = 4,1 Gew.-%
    Ti = 4,41 Gew.-%
    B = 0,016 Gew.-%
    Zr = 0,015 Gew.-%
    C = 0,064 Gew.-%
    Ni = Rest
  • Als Ausgangsmaterialien wurden geeignete Vorlegierungen verwendet. Diese wurden im üblichen Verhältnis in einen Vakuumofen eingesetzt und geschmolzen. Dabei erreichte die Schmelze eine Temperatur von ca. 1500 °C. Die Schmelze wurde unter Vakuum abgegossen und der Barren nochmals unter Vakuum umgeschmolzen. Dann wurde die Schmelze unter Vakuum in eine längliche Form aus keramischem Material für gerichtete Er­starrung vergossen. Die so erhaltenen Stäbe hatten einen Durchmesser von 12 mm und eine Länge von 140 mm. Die ganzen Stäbe wurden nun einer Wärmebehandlung unter Argonatmosphäre nach folgendem Schema unterworfen (siehe Fig. 1):
    • a) Erwärmen auf 1100 °C unter Argonatmosphäre
    • b) Halten auf 1100 °C während 10 h
    • c) Erwärmen auf 1220 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h
    • d) Halten auf 1220 °C während 2 h unter Argonatmosphäre
    • e) Erwärmen auf 1280 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h unter Argonatmosphäre
    • f) Halten auf 1280 °C während 10 h unter Argonatmosphäre
    • g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min
    • h) Erwärmen auf 850 °C
    • i) Halten auf 850 °C während 4 h in Luft
    • k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min
    • l) Erwärmen auf 760 °C
    • m) Halten auf 760 °C während 16 h in Luft
    • n) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min.
  • Aus den wärmebehandelten Stäben wurden nun zahlreiche Probe­stäbe für die Kriechversuche herausgearbeitet. Die Probe­stäbe hatten einen Durchmesser von 6 mm und eine Länge von 60 mm. Die Kriechversuche wurden unter konstanter Zugspan­nung bis zum Bruch bei einer konstanten Temperatur von 700 °C durchgeführt. Die Resultate sind in Kurve 9 der Fig. 3 dar­gestellt. Aus dieser Darstellung geht hervor, dass die Werte ab einer Belastungszeit bis zum Bruch von 500 h an aufwärts um ca. 130 MPa über denjenigen der kommerziellen Legierung IN 738 liegen. Bei gleicher Zeit bis zum Bruch kann daher das Bauteil aus der neuen Legierung wesentlich höhere Bela­stungen ertragen. Betrachtet man die bei unveränderter Bela­stung von weniger als 650 MPa zu ertragenden Zeiten bis zum Bruch, so liegen diese für die neue Legierung um rund eine Zehnerpotenz höher als bei IN 738. Z.B. 5000 h statt nur 500 h; 10000 h statt nur 1000 h.
    • Ausführungsbeispiel 2:
  • Siehe Fig. 2 und 4!
  • Es wurde eine Nickelbasis-Superlegierung der nachfolgenden Zusammensetzung hergestellt:
    Cr = 13,24 Gew.-%
    Co = 4,2 Gew.-%
    W = 1,85 Gew.-%
    Ta = 5,08 Gew.-%
    Al = 3,76 Gew.-%
    Ti = 4,86 Gew.-%
    B = 0,013 Gew.-%
    Zr = 0,015 Gew.-%
    C = 0,065 Gew.-%
    Ni = Rest
  • Bei der Erschmelzung der Legierung wurde genau gleich wie unter Beispiel 1 vorgegangen. Die Schmelze wurde zur gerich­ teten Erstarrung in eine entsprechende Keramikform abgegossen. Die auf diese Weise hergestellten Stäbe von 12 mm Durchmes­ser und 140 mm Länge wurden unter Argonatmosphäre einer Wärmebehandlung gemäss Fig. 2 wie folgt unterworfen:
    • a) Erwärmen auf 1100 °C unter Argonatmosphäre
    • b) Halten auf 1100 °C während 10 h
    • c) Erwärmen auf 1220 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h
    • d) Halten auf 1220 °C während 2 h unter Argonatmosphäre
    • e) Erwärmen auf 1270 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h unter Argonatmosphäre
    • f) Halten auf 1280 °C während 10 h unter Argonatmosphäre
    • g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min
    • h) Erwärmen auf 850 °C
    • i) Halten auf 850 °C während 24 h in Luft
    • k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 10 °C/min.
  • Aus den wärmebehandelten Stäben wurden Probestäbe von 6 mm Durchmesser und 60 mm Länge für die Kriechversuche heraus­gearbeitet. Letztere wurden analog Beispiel 1 bei einer Temperatur von 700 °C durchgeführt. Die Resultate sind in Kurve 10 der Fig. 4 dargestellt. Die Kurven 10 (Fig. 4) und 9 (Fig. 3) decken sich praktisch. Es gilt hier das unter Beispiel 1 Gesagte vollumfänglich.
  • Die Erfindung erschöpft sich nicht in den Ausführungsbei­spielen. Die Zusammensetzung der neuen ausscheidungshärt­baren Nickelbasis-Superlegierung bewegt sich in den folgenden Grenzen:
    Cr = 12 - 15 Gew.-%
    Co = 3 - 4,5 Gew.-%
    W = 1 - 3,5 Gew.-%
    Ta = 4 - 5,5 Gew.-%
    Al = 3 - 4,3 Gew.-%
    Ti = 4 - 5 Gew.-%
    Hf = 0 - 2,5 Gew.-%
    B = 0 - 0,02 Gew.-%
    Zr = 0,01 - 0,06 Gew.-%
    C = 0,05 - 0,07 Gew.-%
    Ni = Rest
  • Als typische Vertreter dieser Legierungsklasse eignen sich die nachfolgenden beiden Legierungen:
    Cr = 12 - 14 Gew.-%
    Co = 3 - 4 Gew.-%
    W = 2 - 3 Gew.-%
    Ta = 4 - 5 Gew.-%
    Al = 4 - 4,3 Gew.-%
    Ti = 4 - 4,5 Gew.-%
    Hf= 0 - 2,5 Gew.-%
    B = 0 - 0,02 Gew.-%
    Zr= 0,01 - 0,06 Gew.-%
    C = 0,05 - 0,07 Gew.-%
    Ni = Rest
    oder:
    Cr = 13 - 13,5 Gew.-%
    Co = 4 - 4,5 Gew.-%
    W = 1 - 2 Gew.-%
    Ta = 5 - 5,5 Gew.-%
    Al = 3 - 4 Gew.-%
    Ti = 4 - 5 Gew.-%
    Hf = 0 - 2,5 Gew.-%
    B = 0,01 - 0,02 Gew.-%
    Zr = 0,01 - 0,03 Gew.-%
    C = 0,05 - 0,07 Gew.-%
    Ni = Rest
  • Das Herstellungsverfahren für ein Bauteil aus der ausschei­dungshärtbaren Nickelbasis-Superlegierung besteht darin, dass die Legierung geschmolzen, abgegossen und ihre Kristal­lite zu gerichteter Erstarrung gezwungen werden und darauf­hin einer Wärmebehandlung unterworfen werden, welche aus den nachfolgenden Verfahrensschritten besteht:
    • a) Erwärmen auf 1100 °C unter Argonatmosphäre
    • b) Halten auf 1100 °C während 10 h
    • c) Erwärmen auf 1220 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h
    • d) Halten auf 1220 °C während 2 h unter Argonatmosphäre
    • e) Erwärmen auf 1270 bis 1280 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h unter Argonatmosphäre
    • f) Halten auf 1280 °C während 10 h unter Argonatmosphäre
    • g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min
    • h) Erwärmen auf 850 °C
    • i) Halten auf 850 °C während 4 h in Luft
    • k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min
    • l) Erwärmen auf 760 °C
    • m) Halten auf 760 °C während 16 h in Luft
    • n) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min.
  • Als Variante wird die Wärmebehandlung wie folgt durchgeführt:
    • a) Erwärmen auf 1100 °C
    • b) Halten auf 1100 °C während 10 h
    • c) Erwärmen auf 1220 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h
    • d) Halten auf 1220 °C während 2 h unter Argonatmosphäre
    • e) Erwärmen auf 1270 bis 1280 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h unter Argonatmosphäre
    • f) Halten auf 1280 °C während 10 h unter Argonatmosphäre
    • g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 °C/min
    • h) Erwärmen auf 850 °C
    • i) Halten auf 850 °C während 24 h in Luft
    • k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 10 °C/min.
  • Die Vorteile der neuen Legierung bestehen im besseren Kriech­verhalten im Temperaturbereich von 600 bis 750 °C gegenüber kommerziell erhältlichen Nickelbasis-Guss-Superlegierungen. Die neue Legierung gestattet eine Erhöhung der Dauerbela­stung bei gleicher Lebensdauer oder einen bis 10-fach zeitlich längeren Einsatz bei sonst gleicher Belastung gegenüber kommerziellen Legierungen, und dies bei hinreichender Korro­sionsbeständigkeit unter den genannten Einsatzbedingungen.

Claims (7)

1. Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung mit verbesserten mechanischen Eigenschaften im Temperatur­bereich von 600 bis 750 °C, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nachfolgende Zusammensetzung aufweist:
Cr = 12 - 15 Gew.-%
Co = 3 - 4,5 Gew.-%
W = 1 - 3,5 Gew.-%
Ta = 4 - 5,5 Gew.-%
Al = 3 - 4,3 Gew.-%
Ti = 4 - 5 Gew.-%
Hf = 0 - 2,5 Gew.-%
B = 0 - 0,02 Gew.-%
Zr = 0,01 - 0,06 Gew.-%
C = 0,05 - 0,07 Gew.-%
Ni = Rest
2. Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nach­folgende Zusammensetzung aufweist:
Cr = 12 - 14 Gew.-%
Co = 3 - 4 Gew.-%
W = 2 - 3 Gew.-%
Ta = 4 - 5 Gew.-%
A = 4 - 4,3 Gew.-%
Ti = 4 - 4,5 Gew.-%
Hf = 0 - 2,5 Gew.-%
B = 0 - 0,02 Gew.-%
Zr = 0,01 - 0,06 Gew.-%
C = 0,05 - 0,07 Gew.-%
Ni = Rest
3. Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nach­folgende Zusammensetzung aufweist:
Cr = 13,32 Gew.-%
Co = 3,2 Gew.-%
W = 2,25 Gew.-%
Ta = 4,8 Gew.-%
Al = 4,1 Gew.-%
Ti = 4,41 Gew.-%
B = 0,016 Gew.-%
Zr = 0,015 Gew.-%
C = 0,064 Gew.-%
Ni = Rest
4. Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nach­folgende Zusammensetzung aufweist:
Cr = 13 - 13,5 Gew.-%
Co = 4 - 4,5 Gew.-%
W = 1 - 2 Gew.-%
Ta = 5 - 5,5 Gew.-%
Al = 3 - 4 Gew.-%
Ti = 4 - 5 Gew.-%
Hf = 0 - 2,5 Gew.-%
B = 0,01 - 0,02 Gew.-%
Zr = 0,01 - 0,03 Gew.-%
C = 0,05 - 0,07 Gew.-%
Ni = Rest
5. Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nach­folgende Zusammensetzung aufweist:
Cr = 13,24 Gew.-%
Co = 4,2 Gew.-%
W = 1,85 Gew.-%
Ta = 5,08 Gew.-%
Al = 3,76 Gew.-%
Ti = 4,86 Gew.-%
B = 0,013 Gew.-%
Zr = 0,015 Gew.-%
C = 0,065 Gew.-%
Ni = Rest
6. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus der aus­scheidungshärtbaren Nickelbasis-Superlegierung gemäss einem der vorangegangenen Ansprüche, indem die Legierung geschmolzen, abgegossen und ihre Kristallite zu gerichteter Erstarrung gezwungen werden und daraufhin einer Wärme­behandlung unterworfen werden, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung aus den nachfolgenden Verfahrens­schritten besteht:
a) Erwärmen auf 1100 °C unter Argonatmosphäre
b) Halten auf 1100 °C während 10 h
c) Erwärmen auf 1220 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h
d) Halten auf 1220 °C während 2 h unter Argonatmosphäre
e) Erwärmen auf 1270 bis 1280 °C mit einer Geschwindig­keit von 30 °C/h unter Argonatmosphäre
f) Halten auf 1280 °C während 10 h unter Argonatmosphäre
g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindig­keit von mindestens 10 °C/min
h) Erwärmen auf 850 °C
i) Halten auf 850 °C während 4 h in Luft
k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindig­keit von mindestens 10 °C/min
l) Erwärmen auf 760 °C
m) Halten auf 760 °C während 16 h in Luft
n) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindig­keit von mindestens 10 °C/min.
7. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus der aus­scheidungshärtbaren Nickelbasis-Superlegierung gemäss einem der Ansprüche 1 bis 5, indem die Legierung geschmol­zen, abgegossen und ihre Kristallite zu gerichteter Erstar­rung gezwungen werden und daraufhin einer Wärmebehandlung unterworfen werden, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung aus den nachfolgenden Verfahrensschritten besteht:
a) Erwärmen auf 1100 °C unter Argonatmosphäre
b) Halten auf 1100 °C während 10 h
c) Erwärmen auf 1220 °C mit einer Geschwindigkeit von 30 °C/h
d) Halten auf 1220 °C während 2 h unter Argonatmosphäre
e) Erwärmen auf 1270 bis 1280 °C mit einer Geschwindig­keit von 30 °C/h unter Argonatmosphäre
f) Halten auf 1280 °C während 10 h unter Argonatmosphäre
g) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindig­keit von mindestens 10 °C/min
h) Erwärmen auf 850 °C
i) Halten auf 850 °C während 4 h in Luft
k) Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindig­keit von mindestens 10 °C/min.
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