DE1923524C3

DE1923524C3 - Verfahren zum Herstellen von Gasturbinenteilen aus hochwarmfesten ausscheidungshärtenden Legierungen auf Nickeloder Titanbasis

Info

Publication number: DE1923524C3
Application number: DE19691923524
Authority: DE
Inventors: Roy Lee North Palm Beach Athey; Joseph Burton Jupiter Moore
Original assignee: United Aircraft Corp
Current assignee: Raytheon Technologies Corp
Priority date: 1969-05-08
Filing date: 1969-05-08
Publication date: 1975-07-03
Also published as: DE1923524A1; DE1923524B2

Description

a) Die Legierung wird bei einer nicht mehr als 250⁰C unter ihrer Rekristallisationstemperatür liegenden Temperatur so stark verformt, daß eine Querschnittsverjüngung von mindestens 4:1 eintritt,

b) aus der so vorverformten Legierung wird bei einer Temperatur zwischen 76O⁰C und der '⁵ Rekristallisationstemperatur das gewünschte Bauteil geschmiedet,

c) das geschmiedete Bauteil wird der üblichen, aus Lösungsglühung und Aushärtung sowie eventuell Stabilisierung bestehenden Wärmebehandlung unterworfen.

2. Verfahren nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die Verwendung einer Nickel- oder Titanlegierung in Form eines dichten, aus gesintertem Metallpulver bestehenden Barrens.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Schmieden in einer inerten Atmosphäre und bei einer Temperatur, die unterhalb, aber nicht mehr als 111" C unter der Rekristallisationstemperatur liegt, erfolgt.

4. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Vorverformung in zwei oder mehreren Stufen erfolgt.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine handelsübliche Nickellegierung, bestehend aus 10% Chrom, 15% Kobalt, 4,5% Titan, 5,5% Aluminium, 3% Molybdän, 0,17% Kohlenstoff, 0,75% Vanadium, 0,015% Bor, 0,05% Zirkonium, Rest Nickel, bei einer Temperatur von 1038 bis 1149° C so verformt wird, daß eine Querschnittsvtrjüngung von mindestens 5 :1 eintritt, aus der so vorverformten Legierung das Bauteil bei einer Temperatur von 982 bis 1093° C in einer inerten Atmosphäre im Gesenk geschmiedet und das geschmiedete Bauteil bei 1190" C einer abschließenden Wärmebehandlung unterworfen wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine handelsübliche Nickellegierung, bestehend aus 19,5% Chrom, 13,5% Kobalt, 0,07% Kohlenstoff, 3% Titan, 1,4% Aluminium, 4% Molybdän. 0,005% Bor, 0,08% Zirkonium, Rest Nickel, bei einer Temperatur von 843 bis 968° C so verformt wird, daß eine Querschnitts-Verjüngung von wenigstens 4: 1 eintritt, aus der so vorverformten Legierung das Bauteil bei einer Temperatur von 899 bis 995 C in einer inerten Atmosphäre im Gesenk geschmiedet und das

Jeschmiedete Bauteil bei 1018⁰C einer abschließenen Wärmebehandlung unterworfen wird.

7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennteichnet, daß eine handelsübliche Nickellegierung, fccstehend aus 15,5% Chrom, 17% Kobalt, 0,07% Kohlenstoff, 3,5% Titan, 4,0% Aluminium, 5,0% Molybdän, 0,025% Bor, Rest Nickel, bei einer Temperatur von 899 bis 1066⁰C so verformt wird, daß eine Querschnittsverjüngung von mehr als 6 · 1 eintritt, aus der so vorgeformten Legierung das Bauteil bei einer Temperatur von 927 bis 1066⁰C in einer inerten Atmosphäre im Gesenk geschmiedet und das geschmiedete Bauteil bei 1121°C einer abschließenden Wärmebehandlung unterworfen wird.

8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine handelsübliche Titanlegierung, bestehend aus 8% Aluminium, 1% Mu'.bdän, Γ/Ό Vanadium, Rest Titan, bei einer Temperatur von 704 bis 982° C verformt, aus der so verformten Legierung das Bauteil bei einer Temperatur von 872 bis 982° C in einer inerten Atmosphäre im Gesenk geschmiedet und das geschmiedete Bauteil bei einer Temperatur von 913 bis 995° C einer abschließenden Wärmebehandlung unterworfen wird.

Zur Herstellung von Gasturbinenleilen mit ausreichender Hochtemperaturfestigkeit sowie Beständigkeit gegen Oxidation und Erosion sind ausscheidungshärtende Legierungen auf Nickel- sowie auch auf Titanbasis bekannt. Im Hinblick auf die große i^ahl der Teile einer Gasturbine, ihrer teilweise sehr komplizierten Form und der sehr geringen zulässigen Toleranzen ist die Verarbeitung der Legierungen so schwierig, daß einige auf Grund ihrer chemischen Zusammensetzung Tür die Herstellung von Gasturbinenteilen an sich geeignete Legierungen nicht verwendet werden.

Vorliegender Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, diese Schwierigkeit zu überwinden. Zur Lösung dieser Aufgabe erfolgt die Herstellung von Gasturbinenteilen aus den angegebenen Legierungen nach folgenden Verfahrensschritten:

a) Die Legierung wird bei einer nicht mehr als 250° C unter ihrer Rekristallisationstemperatur liegenden Temperatur so stark verformt, daß eine Querschnittsverjüngung von mindestens 4:1 eintritt,

b) aus der so vorverformten Legierung wird bei einer Temperatur zwischen 760" C und der Rekristallisationstemperatur das gewünschte Bauteil geschmiedet,

c) das geschmiedete Bauteil wird der üblichen aus Lösungsglühung und Aushärtung sowie eventuell Stabilisierung bestehenden Wärmebehandlung unterworfen.

Nach einer weiteren Ausführung der Erfindung wird eine Nickel- oder Titanlegierung in Form eines dichten, aus gesintertem Metallpulver bestehenden Barrens verwendet. Nach einer bevorzugten Ausführung der Erfindung erfolgt das Schmieden in einer inerten Atmosphäre bei einer Temperatur, die unterhalb, aber nicht mehr als 11 Γ C unter der Rekristallisationstemperatur liegt.

Handelsübliche, für die Zwecke der Erfindung brauchbare ausscheidungshärtende, im folgenden mit A, B, C und D bezeichnete Legierungen haben folgende Zusammensetzung:

A. 10% Chrom, 15% Kobalt, 4,5% Titan, 5,5% Aluminium. 3% Molybdän, 0,17% Kohlenstoff, 0,75% Vanadium,0,015% Bor,0,05% Zirkonium, Rest Nickel.

B. 19,5% Chrom, 13,5% Kobalt, 0,07% Kohlenstoff, 3% Titan, 1,4% Aluminium, 4% Molybdän, 0,005% Bor, 0,08% Zirkonium, Rest Nickel.

C. 15,5% Chrom, 17% Kobalt, 0,07% Kohlenstoff, 3,5% Titan, 4,0% Aluminium, 5,0% Molybdän, 0,025% Bor, Rest Nickel.

D. 7,9% Aluminium, 1,0% Molybdän, 1,0% Vanadium, Rest Titan.

Zur Erprobung des Verfahrens der Erfindung wurden mit den Legierungen A, B, C und D Versuche durchgeführt, deren Ergebnisse in den Tabelle I bis VII aufgeführt sind.

Es wurde festgestellt, daß aus der am schwierigsten zu verformenden Legierung A auch sehr komplizierte Bauteile mit geringen Toleranzen durcn Schmieden verformt werden können, wenn die erfindungsgemäße Kombination von Herstellungsparametern berücksichtigt wird.

Die meisten Superlegierungen auf Nickelbasis weisen bei Zimmertemperatur eine Härte im Bereich von Rockwell C 38 bis 44 auf. Ein Baustahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt weist etwa Rockwell C 20 und ein Werkzeugstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt etwa Rockwell C 65 auf. Im Zustand hoher Dehnbarkeit, der nachstehend noch genauer beschrieben wird, liegen die Superlegierungen auf Nickelbasis bei Zimmertemperatur im Bereich von Rockwell C 38 bis 44.

Von den Legierungen auf Nickelbasis ist die Legierung A am festesten. Diese insbesondere für Gießzwecke bestimmte Legierung ist nach den üblichen Schmiedeverfahren am schwierigsten zu bearbeiten. Wegen ihres Widerstandes gegen Verformung und ihrer Festigkeit bei hoben Temperaturen wird diese Legierung gewöhnlich nur im gegossenen Zustand verwendet. Flügel und Schaufeln werden aus dieser Legierung durch Einsatzgießverfahren hergestellt, die es unter besonderen Voraussetzungen ermöglichen, daß Bauteile mit genauen Abmessungen erhalten werden. Obwohl es wünschenswert wäre, die Festigkeitseigenschaften dieser Legierung z. B. auch für Turbinenläufer auszunutzen, wird gewöhnlich eine schmiedbare Mikrostruktur bevorzugt. Die Legierung wird deshalb zur Herstellung von Turbinenläufern oder ähnlichen Bestandteilen nicht verwendet. Selbst

ίο Legierungen mit geringerer Festigkeit wie die Legierung B, die geschmiedet werden können, werden derzeit nur mit großen Schwierigkeiten in schweren Pressen und Hämmern zu verhältnismäßig einfachen Bauteilen verarbeitet. Infolgedessen ist die nachfolgende Bearbeitung der meisten, wenn nicht aller Oberflächen erforderlich.

Es hat sich als möglich herausgestellt, bei Versuchsslücken aus der Legierung A eine Längsstreckung von mehr als 1300% zu erzielen. Die Ergebnisse rechtfertigen die Annahme, daß nunmehr durch Schmieden in den üblichen Vorrichtungen aus der Legierung A auch Turbinenläufer sowie, was noch wesentlicher ist, auch Läufer mit festverbundenen Flügeln hergestellt werden können, obwohl bisher die Legierung A auf Grund ihrer chemischen Zusammensetzung als praktisch unschmiedbar galt.

Die Bedeutung der nach dem Verfahren der Erfindung verbesserten Schmiedbarkeit der Legierungen folgt aus der Tatsache, daß der zum Druckschmieden der üblichen Legierung C in eine Scheibenform bei 1177° C erforderliche Druck bei etwa 3160kp/cm² liegt, während nach der Erfindung die Legierung C bei 1038" C und einem Druck von ungefähr 84 kp/cm² druckgeschmiedet werden kann. Dies ist eine Verringerung des Drucks von mehr als 37:1 zugleich mit einer Herabsetzung der Temperatur um 139° C.

Tabelle I
Versuchsergebnisse der Bruchdehnung von Stangen aus Legierung A

Versuch	ArI der	Verformungs-	Verformungs	Versuchs-	Längs	Querschnitts
Nr.	Verformung	verhältnis	temperatur	lempcratur	dehnung	verminderung
			Γ C)	("Cl	(%)	(%)
1	Auspressen	6:1	1149	982	326	99 +
2	Auspressen	10:1	1149	982	187	87
3	Auspressen	16:1	1149	982	46	53
4	Auspressen	6: 1	1149 plus	982	358	99 +
		6: 1	1093
5	Auspressen	10:1	1149 plus	982	398	99 +
		5: 1	1093
6	Auspressen	10:1	1149 plus	982	720	99 +
		10:1	1093
7	Auspressen	16: I	1149 plus
		16: I	1093	871	45	50
				899	240	90 +
				927	217	99 +
				982	556	99 +
				1038	1330	99 +
				1093	1220	99 +
				1149	230	90 +

	5	Verforrryngs- vcrhällnis	1923 524 V	Versuchs temperatur CC)	6	Quersdwitts- verminderung (%)
		5,3:1	Fortsetzung	871 899		34 52
Versuch Nr.	Art der Verformung		Vcrformungs- lcmperatur I C)	927	Längs- (jehpiing (%)	55
8	Auspressen		1121	982	33 52	93
				1038	41	93
				1093	108	98
		5,3:1 dreistufiges Schmieren bei		982 1038	125	93 99 +
			192
9	Auspressen	1121 plus 1038	147 254

Tabelle II Versuchsergebnisse der Bruchdehnung von Stangen aus Legierung C

Versuch

Nr.

Art der Verformung

Walzen

Auspressen

verhältnis

2,6:1 2,8:1

2,6:1

") 8 · 1

7,3: 1

7,3 : !

7,3: 1

10:

Vcrformungs-

temperalur

< Cl

1052 plus 995

1038 1010

1038

1052

1066

1052

Versuchs- i
femperatur

CC)

927

982

1038

927

982

982
1038
1038

927

982

982
1038
1038

927

982

1038

927

982

1038

1052

l.ängsdchnung

515 525 622

387 636 710 578 465

592 620 473 734 575

420 376 498

406

758 540

64

QucrschniUsvcrniindcruni!

99 + 99 + 99 +

99 + 99 + 99 + 99 + 99

99 + 99 + 99 + 99 + 99 +

99 + 99 + 97

99 +

kein Versagen

55.8

Tabelle 111 Versuchsergebnisse der Bruchdehnung von Stangen aus Legierung B

Versuch Nr.	Art der Verformung	" Verformungs- vcrliiiltnis
1	Avispressen Auspressen	10:1
")	Auspressen	6: I 6: I

Vcrfonnungs-

temperatur

( C|

1038

995 995

Versuchstemperatur

( C)
941

995
1038

995

1038

Längsdehnung

12 111 122

62

86

Quersehnitls- «errninderiing

42

81 96

99

	••j	1	Verformungs- verhiiltnis	L 923 524	Versuchs temperatur ( C)	J₈
			6:1 6:1		968 941 1038	O
	I ArI der Verformung		4: 1	Fortsetzung	941 941
1 Versuch Nr.	Auspressen Auspressen	4: 1	Vcrformungs- lcmperatur ("C)	982	Längs dehnung (%)
3 4	Auspressen	4: 1	986 941 941	982	61 75 148
5	Auspressen	4:1	941 941 041		152 160
	Auspressen	4:1 4:1	V^f I Q41	941 995	148
	Auspressen		VH 1	1038	142
	Auspressen	7.3:1 3,9 :1	941 plus 94 i plus	927 982
6				1038	99 235
	Walzen	982 plus 968	116
7			225 695
	173

Versuch

Nr.

Querschnittsverminderung

67 79 99

98 96 98 97

93 99 + 99 + 99 + 99 + 99 +

Versuchsergebnisse Tabelle IV
der Bruchdehnung von Stangen aus Legierung D

ArI der Verformung

Auspressen
Auspressen
Auspressen
Auspressen

Auspressen
Auspressen
Auspressen

Auspressen

Verformungsverhältnis

10:1 1

10 10 10

10

10:1

4:1 4:1 4: 1 4:1

Verformungs- I	Versuchs-
lemperatur I	temperatur
("C)	( C)
927	816
871	816
816	816
816	816
760	760
760	760
760	816
760	760
760	760
	816
704	704
	704
	816

ngs-	Querschnitts-
nung	verrninderung
%)	1%)
221	99 +
303	99 +
322	98
240	97
228	99 +
246	99 +
229	99 +
177	98
159	95
177	97
90	99 +
121	95
253	99 +

Da die Bruchdehnung in Luft, erfolg«, ergaben Basismetall, welche die Festigkeit erhöhte und α kontinuierliche Nachlieferung von Versuchsstucken. von 816 C eine Sauerstoffdiflusion im ^ _{Dieser Zustand} erforderte eine

Tabelle V
Zugversuchsergebnisse von Stangen aus Legierung C

Versuch

Nr.

2
3
4
5
6

Artder Verformung

Walzen

Verformungsverhältnis

2.6:1 2.8:1

—]	Versuchs
Verformungs	temperatur
temperatur	_J_CI
<^C11. —	927
1038 plus
1010	927
	982
	982
	982
	1038

Fließwiderstarid

fkp crn^l

4105

1975
2210
2490
1000
1596

Längs	Querschnitts-
dehnung	verminderunj!
<%l	1%)
278	99,7
283	99,7
207	99,6
473	99,7
390	99,4
453	99.2

Verformungs-

geschwrndig-

(Min.) 5,40

0,67 5,40 5,40 0,67 5,40

	1923 524 U	Art der	Verformuiiüs-	Verfcirmungs-	Versuchs	Flicß-	10	^uerschnilts-	Veifoimi tzcschwίγ
	9 ^w	Verformung	verhiiltni.s	tempcralur	temperatur	widersland		ernimdcmng	keil
	Fortsetzung			CCj	CC)	(kp-cm²)	Längs	("·«)	(Min.
Versuch				1038	930	dehnung	99,0	0,67
Nr.				1038	594	(%)	98.3	0,20
				1093	1142	1025	99.1	5,40
7				1093	438	790	97.5	0.67
8				1149	988	267	99.2	5,40
9				1149	580	860	99.3	0.67
IO	Walzen	7,3: 1	1038	927	4710	163	99.4	5,40
Il				927	2850	171	99,7	0,67
12				982	2370	81.3	99.5	5,40
13				982	1045	145	99.6	0,67
14				1038	1760	188	99.5	5,40
«5				1038	773	447	99.0	0,67
16				1038	337	500		0,20
17				1038	169	1335	99.0	0,07
18				1038	56,5			0,02
19				1093	1170	1275	99.1	5,40
20				1093	610		97.0	0,67
21				1149	960	191	98,0	5,40
22				1149	580	584	99.2	0,67
23	Schmieden	8,5:1	1038	1038	829	159	99,3	0,67
24					956	147	99,6
25					948	470	99,5
26					745	500	99.4
27					815	410	99.7
28					766	915	99,7
29					790	747	99,7
30					740	910	99,6
31					910	896	99.7
32					883	685	99.6
33					780	460	99.5
34					1012	484	99,5
35					1026	667	99,5
36					724	455	99.5
37					620*)	350	99.4
38					593*)	668	99.5
39					684*)	530	99,6
40					745*)	530	99.6
41					780*)	420	99.6
42					689*)	732	99.7
43					675*)	535	99.7
44					809*)	648	99,6
45					794*)	383	99,8
46					773*)	355	99,7
47					752*)	302	99,7
48					886*)	450	99.6
49	Schmieden	8,5:1	1066	1038	1012	517	99.5	0,67
50					1150	390	99,4
51	Schmieden	8,5:1	1066	1038	1145	288	99.2	0,67
52					1005	248	99.4
53					970	410	99.5
54		402
55	365
56

') Quergerichtetc Versuchsstärke.

Fortsetzung

* 12

Art der Verformung

Versuch Nr.

57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78

*) Quergerichtete Versuchsstärke.

Schmieden

Vorform ungs-	Verformungs	Vcrsuchs-	Fließ	Längs	Querschnitts	Verformungs geschwindig
verhüllnis	temperatur	tempcralur	widerstand	dehnung	verminderung	keit
	( C)	( C)	(kp/cm²)	<%)	(%)	(Min.)
			829	522	99,4
			1130	448	99,4
			1340	270	99,1
			1065	500	99,2
			1005	363	99,5
			949	367	99,5
			1090	321	99,5
			1430	220	99,4
			1095	460	99,4
			998	532	99,5
			928*)	315	99,6
			928*)	500	99,7
			949*)	215	99,6
8,5:1	1038	1038	1020*)	272	99,6	0,67
			914*)	260	99,6
			1012*)	182	99,6
			1012*)	345	99,5
			970*)	20-2	99,5
			970*)	452	99,5
			1005*)	340	99,5
			1026*)	381	99,6
			998*)	313	99,6

Tabelle VI Zugversuchsergebnisse von Stangen aus Legierung B

Versuch	Art der	Verformungs	Verformungs	Versuchs	Fließ	Längs	Querschnitts	Verformung! geschwindig
Nr.	Verformung	verhältnis	temperatur	temperatur	widerstand	dehnung	verminderung	keit
			("C)	CC)	(kp/cm²)	(%)	(%)	(Min.)
1	Schmieden	8,5:1	963	982	1575	101	99,7	0,67
2					1315	228	99,8
3					1520	169	99,8
4					1738	114	99,7
5					2010	65	99,6
6					2068	45	98,5
7					1357	119	99,4
8					1578	156	99.6
9					1739	83	99,1
10					1669	84	99,3
11					1645	90	99,6
12					1450	80	99,7
13					1990	100	99,1
14					2313	81	97,2
15					1120	295	99,8
16					1230*)	115	99,8
17					1100*)	140	99,7
18					1175	113	99,8
19					1145*)	166	99,7

*) Quergcnchtete Versuchsstärke.

Fortsetzung

	ArI der	'erformungs-	Verformungs-	Vcrsuchs-	Flicß-	Längs	Querschnitts	Verformu
Versuch	Verformung	verhällnis	lemperalur	temperalur	widcrslund	dehnung	verminderung	geschwin
Nr.			( C)	( C)	(kp/cm²)	(%)	(%)	kcit
					1620*)	72	99.6	(Min.
20					1400*)	135	99,7
21					1205*)	167	99.8
22					1675*)	70	99,7
23					1210*)	131	99.7
24					1290*)	147	99.7
25					1300*)	117	99.7
26					1090*)	107	99,6
27	Schmieden	8,5:1	968	982	2299	76.5	99,7
28					1683	83,5	99,8	0.6
29					1695	150	99.8
30					1660	104	99.8
31					2033	85,6	99,7
32					1905	106	99,8
33					1835	114	99,7
34					1640	119	99.8
35					1590	104	99.8
36					1580	133	99.8
37					1893	94	99.7
38					1705	118	99.7
39					1465	182	99.8
40					1635	177	99,8
41					2104	87	99.7
42					1633*)	75,7	99.6
43					1435*)	93,5	99.7
44					1427*)	103	99,8
45					1557*)	75	99.8
46					1535*)	97,5	- 99,6
47					1546*)	110	99.7
48					1560*)	85	99.7
49					1675*)	82	99.5
50					1720*)	62	99,6
51					1315*)	119	99.7
52					1390*)	128	99.6
53					1590*)	73	99.5
54

') Quergerichlctc Versuchsstiirkc

Tabelle VII
Zugversuchsergebnisse von Stangen aus Legierung D

Versuch Nr.	Art der Verformung	Vcrformungs- verhältms	Verformungs temperatur	Versuchs temperatur	FlieE- widerstand	Langs- dehnung	Querschnitts- verminderung	Verformu geschwini keit
			C C)	( C)	(kp/cm²)	(%)	(%)	■M:n.\|
1 2 3	Auspressen Auspressen Auspressen	10:1 10:1 10:1	927 927 927	816 927 927	2145 438 1115	167 370 394	99J 99 + 99 +	0,67 0,07 0,67
4 5	Auspressen Auspressen	10:1 10:1	871 871	816 927	2435 1180	81,4 256	98,9 98,9	0,67 0,67
6 7	Auspressen Auspressen	10:1 10:1	816 816	704 760	4220 3146	34 125	89.3 99.6	0,67 0,67

Versuch Nr.

10

11

12
13

Art der Verformung

Auspressen
Auspressen
Auspressen
Auspressen

Auspressen
Auspressen

Verformungsverhältnis

10:1
10:1
10:1
10:1

4:1
4:1

Fortsetzung

Vcrformungstcmperalur

816
816
816
816

760
760

Vcreuchslemperalur

( C)

f-ließwidersland

(kp'cm*)

2271
2299
1788
1195

2453
1195

Längsdehnung

101
102
180

197

133
132

Querschnittsverminderung

99,3 99,1 98,8 99,1

98,9 98,8

Verformungs-

geschwindig-

keit

(Min.) __

0,67 0,67 0,67 0,67

0,67 0,67

Bei einem Schmiedeversuch wurde eine Stange aus der Legierung A bei 1121 C mit einem Verhältnis von 5,3 :1 ausgepreßt, um einen zylindrischen Barren mit einem Durchmesser von 5,08 cm und einer Länge von 10.16cm zu erhalten. Der Barren wurde in erhitzten Gesenken bei 1038 C und unter einem Druck von 40 t ohne Aufcnthaltszcit geschmiedet, um eine geformte Scheibe mit einem Durchmesser von 13,55 cm zu erzeugen. Kin ähnliches Versuchsstück, das in erhitzten Gesenken bei 1038 C und unter einem Druck von 60 t geschmiedet wurde, ergab eine Scheibe mit einem Durchmesser von 15.24 cm. Nach einem solchen Versuch wurde festgestellt, daß im Gesenk ein Haarriß aufgetreten war, der in der geschmiedeten Scheibe in Form eines dünnwandigen Grates genau wiedergegeben wurde. Ein weiteres Anzeichen für die Dehnbarkeit des Materials war die Tatsache, daß die auf der Oberfläche des Gesenks ersichtliche Kornstruktur auf der Außenseite der Scheibe wiedergegeben wurde. Bei späteren Versuchen wurde ein auf ähnliche Weise erzeugter Barren in einem Gesenk geschmiedet, welches so ausgebildet war. daß es ein Fließen des Metalls diametral nach innen und dann in axialer Richtung nach vorne bewirkte, um am Ende des geschmiedeten Gegenstandes einen dünnen ringförmigen Flanschteil zu bilden. Dieser besondere Schmiedevorgang wurde als repräsentativ für eine der schwierigeren Arten ^es Schmiedens ausgewählt, bei welchem das Fließen der Legierung A nach innen und vorne bewirkt wurde.

Is ist offensichtlich, daß eine besondere Kombination von Temperatur und Druckbearbeitung das Material in einen Zustand vorübergehender sehr hoher Dehnba;keit bringt, welche relativ /ur Dehnbarkeil im unbehandelten Zustand sehr hoch ist. Die Dehnbarkeit ist in dem Sinne vorübergehend, daß sie nut so lange aufrechterhalten wird als das Kornwachstum verhindert wird, und sie ist daher nur während des Herstellungsverfahrens der Legierung vorhanden. Sobald die Herstellung beendet ist und der Gegenstand hitzebehandelt wird, um das Kornwachstum zu bewirken und die Legierung in ihren ursprünglichen Hochfestigkeitszustand zurückzuführen, wird keine später in der Bearbeitungsumgebung der Legierung auftretende Temperatur dieselbe in einen Zustand sehr hoher Dehnbarkeit zurückführen.

Bei der Herstellung von Gasturbinentcilen nach dem Verfahren der Erfindung soll daher ein wesentliches Kornwachstum der Legierung vermieden werden, und zwar nicht nur während der anfänglichen Bearbeitung des Barrens, sondern auch während des Schmiedevorganges. Deshalb soll der Barren unter Druck vorzugsweise bei einer nicht mehr als 250'C unter der Rekristallisationstemperatur der Legierung liegenden Temperatur bearbeitet werden und ferner muß bei einer Temperatur geschmiedet werden, iie sich der Rekristallisalionstemperatur annähert, /.us diesem Grunde ist ein Abgehen von der normalen Schmiedepraxis erforderlich. Mit A isnahme von außergewöhnlichen Umständen wird c.as Schmieden unter Verwendung von auf die Schmiedetemperg tür erhitzten Gesenken in einer inerten Atmosphäre und unter Verwendung von Hoehlcmperatur-Schm ermitteln ausgeführt.

Die bisher für Schmieden verwendeten erhitzten Gesenke bestehen aus einer Gußlegierung auf Nickelbasis. Andere geeignete Materialien sind dem Fachmann bekannt. Da beim Schmiedevorgang vorzugsweise ein inertes Gas verwendet wird, sind auch Gesenke aus Molybdänlegierunpen geeignet. Wegen der Verwendung einer inerten Atmosphäre werden die Gesenke durch Induktionsspulen erhitzt.

Die Herstcllungsparameter für die Erzeugung des Barrens sind so ausgewählt, daß die kombinierte Wirkung der Erwärmung, die sich aus der von einer äußeren Wärmequelle einwirkenden Wärme und aus der infolge der Bearbeitung im Inneren des Materials erzeugten Wärme zusammensetzt, keinen Temperaturanstieg ergibt, der ausreicht, um ein wesentliches Kornwachstum zu bewirken. Als allgemeine Regel <iilt daher, daß je größer der Verformungsgrad in einem einzigen Durchgang ist, desto niedriger ist die bevorzugte Bearbeitungstemperatur. Bei den mehr bevorzugten Verfahren wird die insgesamt erforderliche Reduktion in mehreren Durchgängen bewirkt.

Wegen der offensichtlichen Beziehung der Verfahrensparameter zu der Rekristallisationslemperattir der Legierung wurde ursprünglich angenommen, daß eine Rekristallisation bei den bei erhöhter Temperatur durchgeführten Verforrnungs- und Schmiedevorgängen vermieden werden soll. Die spätere Analyse des verformten Materials zeigte, daß dasselbe warrnverfonnt und folglich rckristallisiert war. wenn auch die Korngröße zu klein war, um im üblichen Lichtmikroskop sichtbar zu sein; in manchen Fällen ist die Korngröße nach der anfänglichen Bearbeitung der Legierung so fein, daß eine lOOOOfachc Vergrößerung erforderlich ist. um die Kornstruktur zu erkennen. Die Rekristallisation erfolgt schembar gleichzeitig mit der Verformung bei erhöhter Temperatur, aber unter wesentlicher Behinderung des Kornwachstums. Ferner ist ersichtlich, daß dieser Verformungiivorgang die Rekristallisationstemperatur der Legierung sehr beträchtlich unter jene senkt, die sich bei

dem gleichen Materiai ergibt, das in üblicher Weise behandelt ward. Da die vorgeschlagene Behandlung das Kornwachstum behindert, sind (vorzugsweise vermiedene) Übergangszeiten bis zu 10 Minuten oberhalb der normalen Rekristallisationstemperatur für die Erzielung der beabsichtigten Vorteile nicht unbedingt schädlich.

Hinsichtlich der gesamten Querschnittsverjüngung, die notwendig ist, um die gewünschte vorübergehende Dehnbarkeit zu erzielen, scheint ein Verformungsgrad von wenigstens etwa 4:1 das praktische Minimum Zu sein, das bei der am meisten bevorzugten Bearbeitungstemperatur erforderlich ist. Es wurde keine maximale Bearbeitungsbegrenzung gefunden, selbstverständlich mit Ausnahme jener, die während der Behandlung die im Inneren des Materials erzeugte Wärme ergibt, wie vorstehend beschrieben wurde.

Zunächst wurde die Druckbearbeitung durch Strangpressen ausgeführt, insbesondere im Falle der Legierung A. Auf Grund dieser Ergebnisse wurden auch die Legierungen B, C und D auf ähnliche Weise stranggepreßt. Die Legierung C, die bei 1052' C unter Verwendung eines Verhältnisses von 10:1 stranggepreßt würde, zeigte nicht die gewünschte hohe vorübergehende Dehnbarkeit. Die Legierung B, die bei 1010, 968 und 941°C mit einem Verhältnis von 6:1 stranggepreßt wurde, war ebenfalls nicht zufriedenstellend. Wenn die Legierung B dagegen bei 941⁰C mit einem Verhältnis von 4:1 stranggepreßt wurde und doppelt mit einem Verhältnis von 4: 1 und nochmals mit einem Verhältnis von 4:1 stranggepreßt wurde, hatte sie einen Grad von Dehnbarkeit, der für das Schmieden mit geringen Toleranzen geeignet war. Die Legierung D, die bei 9?⁷, 871, 816 und 760¹C mit einem Verhältnis von 10: 1 bzw. bei 760 und 704" C mit einem Verhältnis von 4:1 stranggepreßt wurde, zeigte ebenfalls den gewünschten Grad der Dehnbarkeit.

Eine Nachprüfung der MikroStruktur verschiedener Preßstücke aus den Legierungen B und C zeigte, daß in einigen Fällen infolge der sich aus der Druckbearbeitung ergebenden Erzeugung von Wärme im Inneren des Materials die erwartete Dehnbarkeit nicht erzielt wurde. Mit anderen Worten, die Kombination der von außen einwirkenden Wärme mit der wählend der Bearbeitung im Inneren erzeugten Wärme ergab ein übermäßiges Kornwachstum.

Diese Strangpreßarbeit zeigte, daß in gewisser Abhängigkeit von der Bearbeitungstemperatur die gesamte Querschniitsverjüngung vorteilhaft in zwei oder mehreren Preßvorgängen erfolgen kann. Da ferner die im Inneren erzeugte Wärme bei Walz- oder Schmiedevorgängen viel geringer ist als beim Strangpressen, können diese Arten der Druckbearbeitung in S5 manchen Fällen vorteilhaft verwendet werden, um die erforderliche Querschnittsverjüngung zu bewirken, insbesondere im Falle der Legierungen B und C, oder um die durch andere Verfahren erfolgte Bearbeitung zu ergänzen.

Die vorstehend beschriebenen Arbeitsgänge wurden daher auf wirtschaftliche Mengen und Größen der verschiedenen Materialien zur Anwendung gebracht, und es wurde die vorübergehende Dehnbarkeit erzielt. Eine Reihe von Barren aus den Legierungen B und C mit einem Durchmesser von 30,50 cm wurden unter Verwendung der üblichen Walztemperaturen zu viereckigen Stücken mit abgerundeten Ecken und einer Seitenlänge von 22,85 cm verjüngt. Diese viereckigen Stücke wurden durch eine Kombination von Walzen und Druckschmieden zu runden Stangen mit einem Durchmesser von 8,89 cm verjüngt.

Die besonders bevorzugten Verfahrensparameter für die Legierungen A, B, C und D sind nachstehend angegeben. Es wurde eine Vielzahl von Ausgangsmaterialien verwendet, einschließlich eines pulverförmigen Produktes der Legierung '*. und eines durch Vakuuminduktion geschmolzenen feinkörnigen Barrens dieser Legierung, eines durch Vakuuminduktion geschmolzenen und im Vakuumlichtbogenofen umgeschmolzenen Barrens mit überwachter Korngröße sowohl aus der Legierung B als der Legierung C, sowie eines im Vakuumlichtbogenofen umgfschmolzenen Barrens aus der Legierung D.

Bei d.er Legierung A ist eine Querschnittsverminderung des Barrens im Verhältnis von mindestens 5:1 im Temperaturbereich von 1093 bis 1149 C erforderlich. Das Gesenkschmieden wird bei einer Gesenktemperatur und einer Materiallemperatur von 1038 bis 1093 C in einer inerten Atmosphäre mit einer Verformungsgeschwindigkeit von 0.5 cm cm min ausgeführt.

Die Legierung C wird mit einer Querschnittsverminderung des Barrens im Verhältnis von mindestens 4: 1 bei 995 bis 1093 C verformt. Das Gesenkschmieden wird bei 1038 C mit einer Verformungsgeschwindigkcit von 0,5 cm cm min ausgeführt.

Bei der Legierung B wird in Barrenform im Verhältnis von wenigstens 4: 1 bei 941 bis 995 C verjüngt und bei 982¹C mit einer Verformungsgeschwindigkeit von 0,5 cm/cm min geschmiedet.

Die Legierung D wird im Verhältnis von wenigstens 4: 1 im Temperaturbereich von 704 bis 927 C verjüngt und bei etwa 927 C mit einer Verformungsgeschwindigkeit von 0,5 cm cm min geschmiedet.

Zur Erzielung sehr geringer Toleranzen scheint die Verwendung sehr niedriger Verformungsgeschwindigkeiten von etwa 0,05 cm/cm min für alle Legierungen von Vorteil zu sein.

Das genaue metallurgische Verhalten, durch welches die obenerwähnten Ergebnisse erzielt werden, ist bis jetzt nicht vollständig geklärt worden. In der Literatur wurde berichtet, daß in einigen Materialien eine als »Superplastizität« bezeichnete Erscheinung vorhanden ist (siehe beispielsweise einen Aufsatz von I). H.Avery und W.A. Backofin in den Transaclions of the ASM, Bd. 53, 1965). Im vorliegenden Fall sind jedoch die grundlegenden Erwägungen, die zu der Entwicklung der chemischen Zusammensetzung der Legierung führen, für einen Zustand der Superplastizität nachteilig. Die Erfindung sieht ein Verfahren vor. durch welches die festen Hochtemperaturlegierungen in einen Zustand geringer Festigkeit und vorübergehender hoher Dehnbarkeit gebracht und zu brauchbaren Formen geschmiedet werden können, nicht w;gen ihrer chemischen Zusammensetzung, sondern trotz derselben. Dies ist von grundlegender Wichtigkeit, da ein Zustand geringer Festigkeit und hoher Dehnbarkeit, der infolge der chemischen Zusammensetzung der Legierung bei irgendeiner Temperatur innerhalb des Betriebsbereiches einer Düsenmaschine vorhanden ist, nicht geduldet werden kann. Mit anderen Worten, es ist von größter Wichtigkeit, daß der Zustand geringer Festigkeit und hoher Dehnbarkeit vorübergehend und folglich nur während des Herstellungsverfahrens vorhanden ist.

20

Um die besondere Legierung nach dem Schmiedevorgang in ihren normalen Zustand hoher Festigkeit und Härte zurückzuführen, ist nur die übliche aus Lösungsgiühung, Aushärtung und eventuell Stabilisierung bestehende Wärmebehandlung erforderlich. Im Falle der Legierung A, die eine Rekristallisationstemperatur von etwa 1149'C aufweist, besteht die bevorzugte Wärmebehandlung iu der Lösungsglühung bei etwa 1190° C, um das Kornwachstum zu bewirken, worauf die Stabilisierungsglühung und die Aushärtung folgen. Die Temperaturen der Lösungsglühung für die obenerwähnten Legierungen B und C sowie der ebenfalls Tür das Verfahren der Erfindung in Frage kommenden bekannten Legierungen E, F, G, H. 1 und K sind nachstehend in der Tabelle VIII angegeben.

Geschmiedete
Legierung

IO F
G

1
K

Rekristallisations-

temperatur

CC)

968

1052

954

Lösungsglühen! peratur

CC)

954 1080 1066

982

«5 Die Legierungen E, F, G, H und I und K haben folgende Zusammensetzung:

	Tabelle Viii	Lösungs- glühtempcratur CC)	20 F G
Geschmiedete Legierung	Rekristallisations- tcmperalur C¹C)	1018 1121 1204	H I K
K C E	1010 1121 1218

9% Cr, 10% Co, 2% Ti, 5% Al, 12,5% W, 0,15% C, 1% Nb, 0,015% B, 0,05% Zr, Rest Ni,

18,5% Cr, 18% Fe, 3% Mo, 5% Nb + Ta, 0,1% C, 0,9% Ti, 0,6% Al, Rest Ni, 18% Cr, 18% Co, 2,9% Ti, 2,9% Al, 4% Mo, 0,006% B, Rest Ni, 19% Cr, 11% Co, 10% Mo, 3% Ti, 1,5% Al, Rest Ni,

21,5% Cr, 9% Mo, 3,7% Nb + Ta, Rest Ni, 21,5% Cr, 9% Mo, 3,65% Nb + Ta, Rest Ni.

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zum Herst :llen voh Gasturbinenteilen aus hochwarmfesten, ausscheidungshärtenden Legierungen auf Nickel- oder Titanbasis, gekennzeichnet durch die folgenden Verfahrensschritte: