DD243880A5 - Verfahren zum schmieden eines gegenstandes aus einer superlegierung auf nickelbasis - Google Patents

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DD243880A5 DD84287245A DD28724584A DD243880A5 DD 243880 A5 DD243880 A5 DD 243880A5 DD 84287245 A DD84287245 A DD 84287245A DD 28724584 A DD28724584 A DD 28724584A DD 243880 A5 DD243880 A5 DD 243880A5
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Paul D Genereux
Daniel F Paulonis
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
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Abstract

Die Aufgabe besteht darin, den Gegenstand so zu behandeln, dass das Endprodukt eine vollstaendig rekristallisierte Mikrostruktur mit einer gleichformigen feinen Korngroesse und eine super ueberverguetete g-Morphologie mit einer mittleren g-P Stuetzrolle fuer Richtmaschinen. Das Zihasen-Teilchengroesse von mehr als etwa 3mm aufweist, der Verformungsgrad drastisch erhoeht und der Fliesswiderstand betraechtlich vermindert wird. Dies wird dadurch erreicht, dass der Gegenstand derart waermebehandelt wird, dass eine betraechtliche Menge der g-Phase in Loesung geht und der Gegenstand auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur fuer den Solvus-Beginn der g-Phase derart langsam abgekuehlt wird, dass eine ueberverguetete g-Struktur erzeugt wird und Isothermschmieden des Gegenstandes unter Verwendung von geheizten Formen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur fuer den Solvus-Begin der nichteutektischen g-Phase. Fig. 1

Description

Anwendungsgebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Schmieden eines Gegenstandes aus einer Superlegierung auf Nickelbasis.
Charakteristik der bekannten technischen Lösungen
Hochwarmfeste Legierungen oder Superlegierungen auf Nickelbasis werden bei Gasturbinentriebwerken in weitem Umfang verwendet. Eine Verwendung betrifft dabei Turbinenscheiben. Die Anforderungen an die Eigenschaften von Scheibenmaterialien sind im Zuge der allgemeinen Fortentwicklung der Triebwerksleistung gestiegen. Frühere Triebwerke verwendeten Stahl und Legierungen auf Stahlbasis als Scheibenmaterialien. Diese wurden bald durch die erste Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis abgelöst, wie beispielsweise Waspaloy, die schmiedbar waren, wenn auch häufig mit gewissen Schwierigkeiten.
Superlegierungen auf Nickelbasis leiten einen Großteil ihrer Festigkeit aus der γ'-Phase ab. Der Trend der Entwicklung von Superlegierungen auf Nickelbasis ging in Richtung der Steigerung von dem Volumenanteil der γ'-Phase zur Erhöhung der Festigkeit. Die in den frühen Triebwerken verwendete Waspaloy-Legierung enthält etwa 25Vol.-% γ'-Phase, während in jüngerer Zeit entwickelte Scheibenlegierungen etwa 40 bis 70% dieser Phase enthalten.
Die Steigerung des Volumenanteils de^'-Phase vermindert die Schmiedbarkeit der Legierung. Ein Waspaloy-Material kann aus einem Gußblockausgarigsmaterial geschmiedet werden, während die später entwickelten festeren Scheibenmaterialien nicht zuverlässig geschmiedet werden können und die Anwendung teuerer Pulvermetallurgietechniken erfordern, um eine geformte Scheibenvorform herzustellen, die in wirtschaftlicher Weise durch spanabhebende Bearbeitung die Endabmessungen erhalten kann. Ein derartiges Pulvermetallurgieverfahren, das mit beträchtlichem Erfolg zur Herstellung von Triebwerksscheiben verwendet wurde, ist in den US-PS 3519503 und 4081 295 beschrieben. Dieses Verfahren hat sich bei Pulvermetallurgieausgangsmaterialien als außerordentlich erfolgreich erwiesen, jedoch weniger bei Verwendung gegossener Ausgangsmaterialien.
Andere Lösungen, die das Schmieden von Scheibenmaterial betreffen, sind in den US-PS 3802938,3975219 und 4110131 beschrieben.
Kurz gesagt hat somit der Trend zu Scheibenmaterialien mit höherer Festigkeit zu steigenden Schwierigkeiten der Verarbeitung geführt, die nur durch Rückgriff auf teure Pulvermetallurgietechniken überwunden werden konnten.
Ziel der Erfindung
Ziel der Erfindung ist es, die Schmiedbarkeit gegossener hochfester Superlegierungsmaterialien in einfacher Weise zu erhöhen.
Darlegung des Wesens der Erfindung
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Gegenstand aus einer Superlegierung auf Nickelbasis so zu behandeln, daß das Endprodukt eine vollständig rekristallisierte MikroStruktur mit einer gleichförmigen feinen Korngröße und eine superübervergütete γ'-Morphologie mit einer mittleren γ'-Phasen-Teilchengröße von mehr als etwa 3μηη aufweist, der Verformungsgrad, bei dem es zu einem Reißen kommt, drastisch erhöht und der beim Schmieden auftretende Flußwiderstand beträchtlich vermindert wird.
Dies wird erfindungsgemäß dadurch erreicht, daß der Gegenstand derart wärmebehandelt wird, daß eine beträchtliche Menge dery'-Phase in Lösung geht und der Gegenstand auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur für den Solvus-Beginn der γ'-Phase derart langsam abgekühlt wird, daß eine grobe übervergütete γ'-Struktur erzeugt wird und der Gegenstand unter Verwendung von beheizten Formen bei einer Temperatur unterhalb derTemperaturfür den Solvus-Beginn der nichteutektischen γ'-Phase isotherm geschmiedet wird.
Das Abkühlen wird mit einer Geschwindigkeit von weniger als etwa 5,5°C pro Stunde vorgenommen.
Der Gegenstand wird auf eine Temperatur abgekühlt, die wenigstens etwa 28°C unter der Temperatur für den Solvus-Beginn der γ'-Phase liegt.
Der Gegenstand wird auf eine Temperatur abgekühlt, die wenigstens etwa so niedrig istwiediefürdas beabsichtigte Schmieden gewählte Temperatur.
Es wird ausreichend viel γ'-Phasen-Material derart in ungelöster Form gehalten, daß ein nennenswertes Kornwachstum verhindert wird. Wenigstens etwa 40Vol.-% der bei der Temperatur des beabsichtigten Schmeidens vorhandenen nichteutektischen γ'-Phase wird in Lösung gebracht.
Bei einem gegossenen Gegenstand aus einer Superlegierung auf Nickelbasis, die mehr als 40 Vol.-% der γ'-Phase enthält, umfaßt das Schmieden folgende Schritte:
a) Isostatisches Warmpressen des Gegenstandes unter Schließung der internen Porosität;.
b) Wärmebehandeln des Gegenstandes, derart, daß wenigstens 40VoI.-% des bei der Schmiedetemperatur vorliegenden nichtentektischen γ'-Materials in Lösung gebracht werden, während eine ausreichende Menge γ'-Material derart in ungelöster Form gehalten wird, daß ein Kornwachstum verhindert wird und langsames Abkühlen des Gegenstandes mit einer Geschwindigkeit von weniger als etwa 5,5°C pro Stunde auf eine Temperatur, die etwa der Temperatur des beabsichtigten Schmiedens gleich ist, derart, daß eine übervergütete γ'-Struktur erzeugt wird;
c) Isothermschmieden des Gegenstandes unter Verwendung beheizter Formen bei einer Temperatur unterhalb derTemperatur für den Solvus-Beginn der nichteutektischen γ'-Phase.
Die Schmiedetemperatur liegt innerhalb eines Bereiches von etwa 1110C unterhalb der Temperatur für den Solvus-Beginn der nichteutektischen γ'-Phase und die Schmiedegeschwindigkeit beträgt etwa 0,05 bis 2cm/cm/min.
Superlegierungen auf Nickelbasis leiten ihre Festigkeit vor allem von der Gegenwart einer Verteilung von γ'-Teilchen in der γ-Matrix ab. Diese Phase beruht auf der Verbindung Ni3AI, wobei verschiedene Legierungselemente wie beispielsweise Ti und Nb das Al teilweise ersetzen können. Hitzebeständige Elemente wie beispielsweise Mo, W, Ta und Nb verstärken die γ-Matrix-Phase, und Zusätze von Cr und Co sind üblicherweise zusammen mit den Begleitelementen wie C, B und Zr vorhanden. Tabelle I zeigt Nominalzusammensetzungen für eine Reihe von Superlegierungen, die im warmverarbeiteten Zustand verwendet werden. Waspaloy kann auf herkömmliche Weise aus einem Gußrohmaterial geschmiedet werden. Die restlichen Legierungen werden üblicherweise aus Pulver geformt, entweder durch direkte isostatische Warmpreßverfestigung oder durch Schmieden von verfestigten Pulvervorformen; das Schmieden von gegossenen Vorformen dieser Zusammensetzungen ist üblicherweise wegen des hohen γ'-Gehafts nicht praktikabel, obwohl Astroloy gelegentlich geschmiedet wird, ohne daß auf Pulvertechniken zurückgegriffen wird.
Ein Zusammensetzungsbereich, der die Legierungen der Tabelle I umfaßt, sowie andere Legierungen, die gemäß der vorliegenden Erfindung verarbeitbar sein dürften, ist (in Gew.-%)5-25%Co, 8-20% Cr, 1-6% Al, 1-5% Ti, 0-6% Mo, 0-7% W, 0-5% Ta, 0-5% Nb, 0-5% Re, 0-2% Hf, 0-2% V, wobei der Rest im wesentlichen Nickel zusammen mit den Begleitelementen C, B und Zr in den üblichen Mengen ist. Die Summe der Al- und Ti-Gehalte liegt üblicherweise im Bereich von 4—10%, und die Summe von Mo + W + Ta + Nb liegt üblicherweise im Bereich von 2,5-12%. Die vorliegende Erfindung ist in breitem Sinne auf Superlegierungen auf Nickelbasis m^'-Gehalten bis hinauf zu 75VoI.-% anwendbar, ist jedoch ganz besonders nützlich in Verbindung mit Legierungen, die mehr als 40 Vol.-% und vorzugsweise mehr als 50 Vol.-% γ'-Phase enthalten und daher sonst nach herkömmlichen (nichtpulvermetallurgischen) Techniken nicht schmiedbar sind.
In eienr gegossenen Superlegierung auf Nickelbasis tritt die γ'-Phase in zwei Formen auf: einer eutektischen und einer nichteutektischen. Das eutektische γ' bildet sich im Verfestigungsprozeß, während sich das nichteutektische y durch Festphasenausscheidung während des Abkühlens nach der Verfestigung bildet. Das eutektische γ'-Material wird überwiegend an den Korngrenzen gefunden und weist Teilchengrößen auf, die im allgemeinen recht groß sind, bis zu vielleicht ΙΟΟμ,ΓΠ. Die nichteutektische γ'-Phase, die überwiegend für die Festigkeit der Legierung verantwortlich ist, wird in den Körnern gefunden und weist eine typische Größe von 0,3-0,5μ.Γη auf.
Tabelle I
Waspaloy Ast ro I oy RENE 95 AF115'21 RCM 82<3) MERL76 IN100(11
Co 13,5 17 8 15 18 15
Cr 19,5 15 13 10,7 12 10
Al Ti 1,3 3,0 4 3,5 3,5 2,5 3,8 3,9 5,0 4,35 4,5 4,7
Mo W 4,3 5,25 in m co co 3,0 6,0 3,2 3
Nb — — 3,5 1,7 1,3 —
C B Zr 0,08 0,006 0,06 0,06 0,03 0,07 0,010 0,05 0,05 0,02 0,05 0,025 0,02 0,06 0,18 0,014 0,06
Ni BaI BaI BaI BaI BaI BaI
%γ'Μ) 25 40 50 55 65 65
(1) enthält auch 1,0% V
(2) enthält auch 0,75% Hf
(3) MERL76 enthält 0,4% Hf
(4) Volumenprozent
Die γ'-Phase kann durch Erhitzen des Materials auf eine erhöhte Temperatur in Lösung gebracht werden. Die Temperatur, bei der eine Phase in Lösung geht, ist seine Solvus-Temperatur. Das Inlösunggehen (oder die Ausscheidung) der γ'-Phase erfolgt innerhalb eines Temperaturbereichs. Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wird der Begriff Solvus-Beginn verwendet, um die Temperatur zu beschreiben, bei der ein beobachtbares Inlösunggehen beginnt (definiert durch optische metallographische Bestimmung der Temperatur, bei der 5VoI.-% der γ'-Phase, die beim langsamen Abkühlen auf Raumtemperatur vorliegt, in Lösung gebracht wurde), und der Begriff Solvus-Ende bezeichnet die Temperatur, bei der das Inlösunggehen im wesentlichen vollständig ist (wiederum durch optische Metallographie bestimmt). Wenn eine γ'-Solvus-Temperatur ohne ein zugeordnetes Adjektiv niedrig/hoch erwähnt wird, ist darunter die hohe oder obere Solvus-Temperatur zu verstehen.
Die eutektischen und nichteutektischen Typen der γ'-Phase bilden sich auf unterschiedliche Weise und weisen unterschiedliche Zusammensetzungen und Solvus-Temperaturen auf. Die niedrigen und hohen Solvus-Temperaturen der nichteutektischen γ'-Phase liegen typischerweise in der Größenordnung von 28-84°C unter den Solvus-Temperaturen der eutektischen γ'-Phase. In der MERL76-Zusammensetzung beträgt die Temperatur für den Solvus-Beginn der nichteutektischen γ'-Phase etwa 1121°C, und die Temperatur für das Solvus-Ende beträgt etwa 11960C. Die Temperatur für den Solvus-Beginn der eutektischen γ'-Phase beträgt etwa 1188°C und die Temperatur für das Solvus-Ende der γ'-Phase beträgt etwa 1 219°C (da die Anschmelztemperatur etwa 1196°C beträgt, kann die eutektische γ'-Phase nicht vollständig in Lösung gehen, ohne teilweise zu schmelzen). Schmieden ist ein Metallbearbeitungsverfahren, bei dem Metall verformt wird, typischerweise unter Druck, und bei einer Temperatur, die üblicherweise über seiner Rekristallisations-Temperatur liegt. Bei den meisten Schmiedeverfahren sind die folgenden drei Kenngrößen für das Verfahren und das Produkt erwünscht: (1) daß das fertige Produkt eine gewünschte MikroStruktur aufweist, vorzugsweise eine gleichförmig rekristallisierte Struktur; (2) daß das Produkt im wesentlichen rißfrei ist und (3) daß das Verfahren eine relativ niedrige Spannung oder Kraft erfordert. Selbstverständlich variiert die relative Bedeutung dieser drei Faktoren mit der speziellen Situation.
In ihrer breitesten Fassung betrifft die vorliegende Erfindung die Entwicklung einer stark übervergüteten (superübervergüteten, superüberalterten) γ'-Morphologie in einem Superlegierungsmaterial. Die mechanischen Eigenschaften von fällungsgehärteten Materialien, wie beispielsweise Superlegierungen auf Nickelbasis, variieren als Funktion der Fällungsgröße de^'-Phase. Maximale mechanische Eigenschaften werden mit γ'-Größen in der Größenordnung von 0,1-0,5μτη erhalten. Ein Altern unter Bedingungen, die größere Teilchengrößen als die für maxiamle Eigenschaften erzeugen, erzeugt Strukturen, die als übervergütet oder überaltert (overaged) bezeichnet werden. Eine superübervergütete Struktur wird als Struktur definiert, bei der die mittlere Größe der nichteutektischen γ'-Phase wenigstens dreimal so groß ist (und vorzugsweise wenigstens fünfmal so groß ist) wie die γ'-Größe (als Durchmesser), die maximale Eigenschaften bewirkt. Da das Ziel eine Schmiedbarkeit ist, sind die angegebenen γ'-Größen diejenigen, die bei der Schmiedetemperatur existieren. Die Schaffung einer derartigen groben γ'-Morphologie erhöht die Schmiedbarkeit des Materials drastisch. Es scheint ferner auch so, daß die γ'-Größe, die für eine verbesserte Schmiedbarkeit erforderlich ist, bis zu einem gewissen Grade mit dem Anteil der γ'-Phase in dem Material verknüpft ist. Für Materialien mit einem geringeren Anteil an γ'-Phase führt eine kleinere Teilchengröße zu dem gewünschten Ergebnis. So nehmen wir beispielsweise an, daß eine 1 /um γ'-Größe ausreicht für ein Material, das einen Gehalt von 40 Vol.-% γ' enthält, daß jedoch eine Größe von 2,5μΓη der γ'-Phase bei einem Material erforderlich ist, das 70 Vol.-% γ'-Phase enthält.
Für einen konstanten γ'-Gehalt steigt mit der Teilchengröße der γ'-Phase auch der Zwischenteilchenabstand (die Dicke der zwischengelagerten Schicht der γ'-Matrix-Phase).
Das gegossene Ausgangsmaterial wird auf eine Temperatur zwischen der Temperatur für den γ'-Beginn und das γ'-Ende erhitzt (d.h. auf eine Temperatur im Solvus-Bereich). Bei dieser Temperatur geht ein Teil der nichteutektischen γ'-Phase in Lösung. Durch Anwendung eines langsamen Abkühlzeitplans fällt die nichteutektische γ'-Phase in grober Form wieder aus, und die Teilchengrößen liegen in der Größenordnung von 5 oder sogar 10μηι. Diese grobe γ'-Teilchehgröße verbessert die Schmiedbarkeit des Materials beträchtlich. Der langsame Abkühlschritt beginnt bei einer Wärmebehandlungstemperatur
Solvus-Temperatur für die nichteutektische γ'-Phase, wobei die Abkühlgeschwindigkeit weniger als 5,5°C pro Stunde beträgt. Dieses Verfahren kann auch als eine Superübervergütungsbehandlung beschrieben werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung verarbeitetes Material zeigt einen Fließwiderstand im stationären Zustand von etwa 44,81 MPa und selbst bei einer Verminderung von 0,9 (90%ige Höhenverminderung) wurde kein Reißen beobachtet. Ein besonderer Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht darin, daß eine gleichförmige feine rekristallisierte Kommikrostruktur bei einem relativ niedrigen Verformungsgrad erhalten wird. Im Falle einer zylindrischen Vorform, die zu einer pfannkuchenähnlichen Form gestaucht wurde, erzeugt das erfindungsgemäße Verfahren eine derartige MikroStruktur bei einer Höhenverminderung von weniger als etwa 50%; bei herkömmlichen Verfahren ist eine Höhenverminderung von mehr als 90% erforderlich.
Im Anschluß an den Schmiedeschritt wird das Schmiedestück im allgemeinen wärmebehandelt, um maximale mechanische Eigenschaften zu erzeugen. Eine derartige Behandlung umfaßt eine Lösungsbehandlung (typischerweise bei oder überhaupt der Schmiedetemperatur), um wenigstens teilweise die γ'-Phase aufzulösen, woran sich ein Altern bei niedrigeren Temperaturen anschließt, um die aufgelöste γ'-Phase in einer gewünschten (feinen) Morphologie wieder auszufällen. Es ist dem Fachmann dabei klar, daß Variationen bei diesen Stufen eine Optimierung der verschiedenen mechansichen Eigenschaften ermöglichen. Um nunmehr auf andere Aspekte der vorliegenden Erfindung üerzugehen, ist zu erwähnen, daß das Ausgangsmaterial vorzgusweise wenigstens in seinen Oberflächenbereichen vorzugsweise feinkörnig ist. Jede Rißbildung, die während der Entwicklung des erfindungsgemäßen Verfahrens beobachtet wurde, begann an der Oberfläche und war mit großen Oberflächenkörnern verknüpft.
Es wurde erfolgreich ein Material geschmiedet, das Oberflächenkorngrößen in der Größenordnung von 1,58-3-18mm Durchmesser aufwies, wobei nur ein minimales Oberflächenreißen beobachtet wurde. Das wurde bei einem drastischen Schmiedeverfahren erreicht, wobei ein zylindrischer Knüppel in eine Pfannkuchenform verformt wurde. Dieser Schmiedetyp setzt die zylindrische Außenoberfläche unter eine beträchtliche und unbegrenzte Spannung. Es scheint, daß bei anderen, weniger drastischen Schmiedeverfahren ein Material mit einer größeren Oberflächenkorngröße (z. B. 6,35 mm) geschmiedet werden kann.
Wir nehmen an, daß die innere Korngröße, d. h. die Korngröße mehr als etwa 1,27 cm, unterhalb der Oberfläche des Gußstücks beträchtlich grober sein kann als die Oberflächenkörner. Die Grenzkorngröße kann gut mit chemischen Inhomogenitäten sowie einer Entmischung verknüpft sein, die bei extrem grobkörnigen Gußstücken auftreten. Von ähnlicher Bedeutung ist die Beibehaltung der Korngröße während des Schmiedeverfahrens. Verarbeitungsbedingungen, die zu einem wesentlichen Kornwachstum führen, sind nicht erwünscht, da eine erhöhte Korngröße mit einer verminderten Schmiedbarkeit verknüpft ist. Das frisch gegossene Ausgangsmaterial erhält üblicherweise (und vorzugsweise) eine Behandlung durch isostatisches Warmpressen, die darin besteht, daß man es einem Hochdruckgas bei einer Temperatur aussetzt, die ausreicht, daß sich das Metall unter Kriechen verformt. Typische Bedingungen sind ein ausgeübter Druck von 103,4MPa bei einerTemperatur unterhalb, jedoch innerhalb von 840C des γ'-Solvus für einen Zeitraum von 4 Stunden. Das durch diese Behandlung erhaltene Ergebnis liegt im Schließen von internen Hohlräumen und einer Porosität, die möglicherweise vorliegt. Die Behandlung durch isostatisches Warmpressen wäre nicht erforderlich, wenn eine Gußtechnik entwickelt werden könnte, die garantieren würde, daß das " gegossene Produkt frei von Poren ist, und wäre auch dann nicht erforderlich, wenn das Endprodukt für eine Anwendung mit geringeren Anforderungen verwendet wird.
Die γ'-Größe des Materials wird dann, wie oben beschrieben, erhöht. Das Material wird auf eine Temperatur erhitzt, bei der eine beträchtliche Menge (d. h. mindestens etwa 40VoI.-% und vorzugsweise mindestens etwa 60Vol.-%) der nichteutektischen γ'-Phase in Lösung geht, wonach es langsam abgekühlt wird, um eine Wiederausfällung eines beträchtlichen Anteils des in Lösung gebrachten nichteutektischen γ'-Materials in Form grober Teilchen zu bewirken.
Es ist außerordentlich erwünscht, daß die Korngröße während der oben beschriebenenWärmebehandlung zur Vergrößerung der γ'-Phase nicht zunimmt. Das Verfahren zur Verhinderung eines Kornwachstums besteht darin, das Material unterhalb solcher Temperaturen zu verarbeiten, bei denen die gesamte γ'-Phase in Lösung gegangen ist. Indem eine geringe, jedoch signifikante Menge (z.B. 5-30 Vol.-%) der γ'-Phase im ungelösten Zustand gehalten wird, wird das Kornwachstum zurückgehalten. Das wird normalerweise dadurch erreicht, daß man die Unterschiede der Solvus-Temperatur zwischen der eutektischen und der nichteutektischen y'-Form ausnützt. Bei bestimmten Legierungen mit relativ hohen Kohlenstoffgehalten reicht die (im wesentlichen unlösliche) Carbid-Phase aus, das Kornwachstum zu verhindern. Die Anwendung der vorliegenden Erfindung auf derartige Legierungen lockert die Temperaturbeschränkungen, die zu beachten wären, wenn man sich aufzurückgehaltenes γ'-Material zur Stabilisation der Korngrenzen verlassen muß. Eine Kombination von beibehaltener γ'-Phase und Carbidphase kann ebenfalls ausgenutzt werden. Es ist auch möglich, daß eine bestimmte Menge an Kornwachstum akzeptabel ist, insbesondere bei Schmiedeverfahren, bei denen übermäßige Zugverformungen nicht auftreten und/oder beim Schmieden von relativ schmiedbaren Legierungen.
Die Beibehaltung von ausreichend viel γ'-Material zur Verhinderung des Kornwachstums kann dadurch erreicht werden, daß man eine Verarbeitungstemperatur zwischen den Solvus-Temperaturen für die eutektische und die nichteutektische γ'-Phase wählt, so daß die beibehaltene eutektische γ'-Phase das Kornwachstum verhindert. Bei einigen Legierungen ist es möglich, die Legierung so durch Lösungsglühen zu behandeln, daß die eutektische γ'-Phase durch vollständiges in Löeung bringen der eutektischen γ'-Phase und anschließende Wiederausfällung im wesentlichen eliminiert wird. Das erfindungsgemäße Verfahren ist auch für einen solchen Fall anwendbar; es ist dabei lediglich erforderlich, eine Verarbei'tungstemperatur zu wählen, bei der eine geringe, jedoch signifikante Menge der γ'-Phase beibehalten wird, und zwar in einer Menge, die ausreicht, ein nennenswertes Kornwachstum zu verhindern.
Das Schmieden wird isotherm (unter Verwendung geheizter Formen) und im Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre durchgeführt. Im Kontext der vorliegenden Erfindung umfaßt „isotherm" jene Verfahren, bei denen während des Schmiedens geringfügige (d.h. ±28°C) Temperaturveränderungen auftreten. Die Formtemperatur liegt vorzugsweise in einem Bereich von ± 55 0C der Werkstücktemperatur, wobei jedoch jeder Formzustand, der das Werkstück nicht soweit abkühlt, daß das Verfahren gestört wird, befriedigend ist. Die Schmiedetemperatur liegt üblicherweise unterhalb, jedoch innerhalb eines Bereiches von 110°C unterhalb derTemperaturfür den Solvus-Beginn der ncihteutektischen γ'-Phase, obwohl ein Schmieden im unteren Ende ' des Bereichs zwischen dem nichteutektischen Solvus-Beginn und der Endtemperatur ebenfalls möglich ist.
Die Schmiedetemperatur liegt üblicherweise in der Nähe des unteren Solvus der nichteutektischen y'-Phase. Das Schmieden wird bei einer niedrigen Verformungsgeschwindigkeit durchgeführt, typischerweise in der Größenordnung von 0,1-1 cm/cm/ min. Dabei kann das Verfahren mit zwei an sich bekannten Verformungsgeschwindigkeiten angewandt werden.
Die erforderlichen Schmiedebedingungen variieren mit der Legierung, der Werkstückgeometrie und den Möglichkeiten der Schmiedeausrüstung, wobei der erfahrene Fachmann ohne weiteres in der Lage ist, die erforderlichen Bedingungen auszuwählen.
Unter normalen Umständen erlaubt die erfindungsgemäße Wärmebehandlung das Schmieden von gegossenen Materialien auf Nickelbasis bis zur Endkonfiguration in einem einzigen Arbeitsschritt, obwohl aufgrund geometrischer Überlegungen die Anwendung eines mehrstufigen Schmiedens in unterschiedlich geformten Formen erforderlich sein kann (ohne daß ein zwischengeschaltetes Verarbeiten erforderlich ist). Eine Folge betrifft die Verwendung von flachen Formen zum Stauchen einer gegossenen Forform zu einem Pfannkuchen, woran sich die Verwendung geformter Formen anschließt, um eine komplexe Endform zu erhalten.
Unter unüblichen Umständen kann das erfindungsgemäße Verfahren wiedernolt werden, d. h. die erfindungsgemäße Wärmebehandlung und die Schmiedearbeitsschritte können mehrfach wiederholt werden, wobei das jedoch normalerweise nicht erforderlich sein kann.
Ausführungsbeispiel
Die Erfindung soll nachstehend an einem Ausführungsbeispiel näher erläutert werden. In der zugehörigen Zeichnung zeigen:
Fig. 1: eine graphische Darstellung, die Variationen des Kühlzyklus veranschaulicht;
Fig. 2: die Beziehung zwischen der Abkühlgeschwindigkeit und derTeilchengröße dery'-Phase;
Fig.3A, 3B,3C: Schliffbilder von mit unterschiedlichen Geschwindigkeiten abgekühhltem Material;
Fig. 4: das Verhältnis zwischen der Abkühlgeschwindigkeit und dem Fließwiderstand beim Schmieden;
Fig. 5: die Beziehung zwischen der Spannung und der Verformung während des Schmiedens von herkömmlich
und erfindungsgemäß verarbeitetem Material;
Fig. 6Aund 6B: Schliffbilder von herkömmlich verarbeitetem Material vor und nach dem Schmieden;
Fig. 7A und 7B: Schliffbilder von erfindungsgemäß verarbeitetem Material vor und nach dem Schmieden.
Bezugnehmend auf Fig. 1 führt jede beliebige gerade Linie, die beim Punkt 0 beginnt und in den Bereich zwischen O°C/Stunde und 5,5°C/Stunde fällt, zum gewünschten Ergebnis. Es scheint jedoch, daß wechselnde Abkühlgeschwindigkeiten nicht befriedigend sein könnten. Beispielsweise weist die Kurve 1 einen Abschnitt A auf, in dem die Abkühlgeschwindigkeit 5,5°C/h überschreitet. Das dürfte wahrscheinlich unbefriedigend sein. Das Verfahren verkraftet innerhalb kurzer Abschnitt des Abkühlzyklus Abkühlgeschwindigkeiten, die 5,5°C/h überschreiten, z. B. 11,1 °C/h, was jedoch nicht bevorzugt ist. Abkühlzyklen, die in einem Ofen mit einer sprunghaften Temperatursteuerung durchgeführt wurden, lieferten nicht die gewünschte MikroStruktur, obwohl die Gesamtabkühlgeschwindigkeit wesentlich unter 5,5°C/h lag. Selbstverständlich erfolgt ein Abkühlen in einem Ofen mit einer herkömmlichen Ein/Aus-Steuerung als eine Reihe sehr kleiner Stufen, wobei jedoch die thermische Trägheit des Ofens diese Fluktuationen ausgleicht.
Für eine weitere Beobachtung sind die Kurven 2 und 3 zu betrachten, die beide Kurven sind, die keinerlei Abschnitt aufweisen, der eine Neigung von mehr als 5,5cC/h aufweist. Obwohl beide im Punkt X enden, zeigen verläufige Ergebnisse, daß die Ergebnisse, die gemäß Kurve 3 erhalten werden (relativ rasches Abkühlen mit nachfolgendem langsamerem Kühlen) gegenüber den Ergebnissen gemäß Kurve 2 (langsames Abkühlen mit anschließendem schnellerem Kühlen) bevorzugt sind. Die Vorteile einer derartigen Modifikation sind dabei eher ökonomischer als technischer Natur. *
Dieses Gußstück wurde einer Behandlung durch isostatisches Warmpressen (1185°C, 103,4MPa, 3 Stunden) unterzogen, um eine Restporosität zu schließen (bei 1185°C sind ausreichend viele γ'-Teilchen vorhanden, um ein Kornwachstum zu verhindern). Das Gußstück wurde dann bei 11850C 2 Stunden wärmebehandelt und mit einer Geschwindigkeit von 1,1°C/h auf 1 0930C abgekühlt (es kam wiederum nicht zu einem Kornwachstum). Die erhaltene Teilchengröße der nichteutektischen -/-Phase betrug etwa 8,5/xm. Dieses Material wurde dann bei 11210C mit 0,1 cm/cm/min, auf eine Verminderung von 76% (unter Herstellung eines 5,0cm hohen und einen Durchmesser von 30,48cm aufweisenden Pfannkuchens) geschmiedet, ohne daß es zu einer Rißbildung kam.
Ohne die erfindungsgemäße Wärmebehandlung wäre eine derartige Verminderung nicht ohne starke Rißbildung erreichbar und die erforderlichen Schmiedekräfte wären größer als die, die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren beobachtet wurden. Selbst wenn es zu kleiner Rißbildung käme, wäre die erhaltene Struktur unerwünscht, da sie nur teilweise rekristallisiert wäre. Fig. 2 zeigt die Beziehung zwischen der Abkühlgeschwindigkeit und der/-Teilchengröße für die in Tabelle I beschriebene RDM82-Legierung. Es ist zu erkennen, daß die γ'-Teilchengröße um so größer wird,je langsamer das Abkühlen erfolgt. Eine ähnliche Beziehung gilt für die anderen Superlegierungen, jedoch mit Abweichungen bei der Neigung und der Lage der Kurve. Fig.3 A, 3B und 3C zeigen die MikroStruktur der Legierung RCM82, die mit Geschwindigkeiten von 1,1 °C, 2,8°C und 5,5°C pro Stunde von einer Temperatur zwischen der Solvus-Temperatur für die eutektische y'-Phase und der Solvus-Temperatur für die nichteutektische y'-Phase (12040C) auf eine Temperatur (10380C) unterhalb des Solvus-Beginns der y'-Phase abgekühlt wurde. Der Unterschied bei dery'-Teilchengröße ist offensichtlich. Fig.4zeigtden Fließwiderstand für ein bestimmtes Schmiedeverfahren als Funktion der Abkühlgeschwindigkeit der Legierung RCM 82; eine Verminderung der Abkühlgeschwindigkeit von 5,50C pro Stunde auf 1,1 °C pro Stunde vermindert den erforderlichen Schmiedefließwiderstand um etwa 20%. Fig. 5 zeigt den Fließwiderstand gegen die Fließverformung für ein Stauchschmiedeverfahren, das an Materialien durchgeführt wird, die erfindungsgemäß behandelt wurden, sowie an einem Material, das nach dem Stand derTechnik verarbeitet wurde. Das auf herkömmliche Weise verarbeitete Material zeigt einen Fließwiderstand im stationären Zustand von etwa 96,53MPa und reißt bei einer Verformung von etwa 0,27 (0,27%ige Höhenverminderung).
Bestimmte mikrostruktureile Merkmale sind in Fig.6A,6B,7A und 7 B dargestellt. Fig. 6 A zeigt die MikroStruktur von gegossenem Material. Dieses Material wurde nicht der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung unterzogen. In Fig.6A sind Korngrenzen sichtbar, die große Mengen des eutektischen γ'-Materials enthalten. Im Zentrum der Körner sind feine γ'-Teilchen zu erkennen, deren Größe geringer ist als etwa 0,5/um.
Fig. 6 B zeigt die MikroStruktur dieses Materials nach einem herkömmlichen Schmieden. In Fig. 6 B sind feine rekristallisierte Körner an den ursprünglichen Korngrenzen sichtbar, die Material umgeben, das im wesentlichen nicht rekristallisiert ist. Es wird angenommen, daß diese ungleichförmige (Halsband-)Mikrostruktur nicht zu optimalen mechanischen Eigenschaften führt. Fig.7 A zeigt die gleiche Legierungszusammensetzung nach der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung, jedoch vor dem Schmieden. Wie zu erkennen ist, enthalten die Originalkorngrenzenbereiche eine eutektische γ'-Phase. Es ist ferner von Bedeutung, daß das Innere der Körner γ'-Teilchen enthält, bei denen klar zu erkennen ist, daß ihre Größe viel größer ist als die der entsprechenden Teilchen in Fig. 6 A. In Fig. 7 A weisen die γ'-Teilchen eine Größe in der Größenordnung von 8,5μηι auf. In Fig.7 B ist zu erkennen, daß nach dem Schmieden die MikroStruktur im wesentlichen rekristallisiert und gleichmäßig ist. Es wird angenommen, daß das Material gemäß Fig. 7 B gegenüber dem Material gemäß Fig. 6 B überlegene mechanische Eigenschaften aufweist.
Zusammengefaßt ermöglicht das erfindungsgemäße Verfahren das Erreichen von drei großen Vorteilen beim Schmieden eines sonst an sich nichtschmiedbaren Materials ohne negative Auswirkung. Einmal ist die Verminderung bzw. ist der Verformungsgrad, bei dem es zu einem Reißen kommt, drastisch erhöht (Fig. 5); das Endprodukt weist eine verbesserte MikroStruktur auf (Fig.7 B); und der beim Schmieden auftretende Fließwiderstand ist beträchtlich vermindert (Fig.4).

Claims (8)

  1. Erfindungsanspruch:
    1. Verfahren zum Schmieden eines Gegenstandes aus einer Superlegierung auf Nickelbasis, gekennzeichnet dadurch, daß es die Sch ritte u mf a ßt:
    a) Wärmebehandeln des Gegenstandes, derart, daß eine beträchtliche Menge der γ'-Phase in Lösung gebracht wird und langsames Abkühlen des Gegenstandes auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur für den Solvus-Beginn der γ '-Phase, derart, daß eine grobe übervergütete γ'-Struktur erzeugt wird, und
    b) Isothermschmieden des Gegenstandes unter Verwendung von geheizten Formen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur für den Solvus-Beginn der nichteutektischen γ'-Phase.
  2. 2. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß das Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von weniger als etwa 5,50C pro Stunde vorgenommen wird.
  3. 3. Verfahren nach Punkt !,gekennzeichnet dadurch, dander Gegenstand auf eine Temperatur abgekühlt wird, die wenigstens etwa 28°C unter der Temperatur für den Solvus-Beginn der γ'-Phase liegt.
  4. 4. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß der Gegenstand auf eine Temperatur abgekühlt wird, die wenigstens etwa so niedrig ist wie die Temperatur des beabsichtigten Schmiedens.
  5. 5. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß eine ausreichende Menge y'-Phasen-Material derart in ungelöster Form gehalten wird, daß ein nennenswertes Kornwachstum verhindert wird.
  6. 6. Verfahrennach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß wenigstens etwa 40 Vol.-% der bei der Temperatur des beabsichtigten Schmiedens vorliegenden nichteutektischen γ'-Phase in Lösung gebracht werden.
  7. 7. Verfahren zum Schmieden von gegossenen Gegenständen nach Punkt 1, wobei die Legierung mehr als etwa 40 Vol.-% der γ'-Phase enthält, gekennzeichnet dadurch, daß es die Schritte umfaßt:
    a) isostatisches Warmpressen des Gegenstandes unter Schließung der internen Porosität;
    b) Wärmebehandelt des Gegenstandes, derart, daß wenigstens 40 Vol.-% des bei der Schmiedetemperatur vorliegenden nichteutektischen y'Materials in Lösung gebracht werden, während eine ausreichende Menge γ'-Material derart in ungelöster Form gehalten wird, daß ein Kornwachstum verhindert wird, langsames Abkühlen des Gegenstandes mit einer Geschwindigkeit von weniger als etwa 5,5°C pro Stunde auf eine Temperatur, die etwa der Temperatur des beabsichtigten Schmiedens gleich ist, derart, daß eine übervergütete γ'-Struktur erzeugt wird; und
    c) Isothermschmieden des Gegenstandes unter Verwendung beheizter Formen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur für den Solvus-Beginn der nichteutektischen γ'-Phase.
  8. 8. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß die Schmiedetemperatur innerhalb eines Bereichs von etwa 1110C unterhalb der Temperatur für den Solvus-Beginn der nichteutektischen γ'-Phase liegt und die Schmiedegeschwindigkeit etwa 0,05-2 cm/cm/m in beträgt.
    Hierzu 7 Seiten Zeichnungen
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