DE2730452A1 - Nickel-chrom-eisen-legierung - Google Patents

Nickel-chrom-eisen-legierung

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DE2730452A1
DE2730452A1 DE19772730452 DE2730452A DE2730452A1 DE 2730452 A1 DE2730452 A1 DE 2730452A1 DE 19772730452 DE19772730452 DE 19772730452 DE 2730452 A DE2730452 A DE 2730452A DE 2730452 A1 DE2730452 A1 DE 2730452A1
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nickel
chromium
temperature
niobium
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Withdrawn
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DE19772730452
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English (en)
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Edward Frederick Clatworthy
Darrell Franklin Smith
Jun Donald Edward Wenschhof
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Henry Wiggin and Co Ltd
Original Assignee
Henry Wiggin and Co Ltd
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description

Dr.-lng. Reimar König ■ Dipl.-lrig. KlauK Bergen
Cecilienallee 76 A Düsseldorf 3O Telefon 45SOQB Patentanwälte
5. Juli 1977 31 638 K
Henry Wiggin & Company Limited, Holmer Road, Hereford, HR4 9SL, Großbritannien
"Nickel-Chrom-Elsen-Legierung"
Die Erfindung bezieht sich auf eine Nickel-Chrom-Eisen-Legierung mit besonders niedrigem Wärmeausdehnungskoeffizienten.
Zahlreiche Verwendungszwecke wie beispielsweise unterschiedlichen Betriebstemperaturen unterworfene Dichtungen und Sitze für solche Dichtungen zwischen Bauteilen von Gasturbinen erfordern hitzebeständige Legierungen mit bestimmtem Ausdehnungsverhalten. Bekannte hochfeste und hitzebeständige Legierungen besitzen Wärmeausdehnungskoeffizienten von etwa 14 bis 16 . 10 /0C und bringen Schwierigkeiten bei unterschiedlichen Betriebsbedingungen mit sich. So können bei der Startleistung und bei Betriebsleistung verschiedene Temperaturgradienten an der Turbine auftreten. Die damit verbundenen Schwierigkeiten werden unter Umständen noch durch die unterschiedlichen Wärmeausdehnungskoeffizienten der verschiedenen Werkstoffe einer Turbine verstärkt. Um dem zu begegnen, ist bei Teilen für Gasturbinen oder andere Wärmekraftmaschinen und wärmebeaufschlagten Aggregate ein verhältnismäßig niedriger Wärmeausdehnungskoeffizient von beispielsweise 5,4 bis 10,8 . 10 /0C Voraussetzung. Da zudem die meisten Turbinenteile auf beträchtlich über der Raumtemperatur liegende Betriebstemperaturen erwärmt werden, sollte ein solchermaßen niedriger Wärmeausdehnungskoeffi-
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zient mindestens bis zu einer Temperatur von 260 bis 3160C oder auch mehr im wesentlichen konstant bleiben. Es ist bekannt, daß Nickel-Eisen-Legierungen bespielsweise mit 36% Nickel, Rest Eisen einen sehr niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten besitzen, der in einigen Fällen sogar bei Null liegt. Das Bestreben geht dahin, die Zusammensetzung dieser gegebenenfalls Kobalt und andere Elemente enthaltenden Legierungen im Hinblick auf einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten und insbesondere eine bestimmte Unstetigkeitstemperatur sorgfältig einzustellen. Des weiteren ist es bekannt, diesen Legierungen besondere Härter wie Aluminium, Titan und Niob zuzusetzen. Im Hinblick auf den weiteren Verwendungszweck müssen die Legierungen im allgemeinen auch eine hohe Festigkeit und Zähigkeit besitzen, wenn die betreffenden Teile Einkerbungen besitzen. Darüber hinaus müssen Teile, die auf hohe Temperaturen wie beispielsweise 649°C erhitzt werden, auch wenn die Temperatur über der Unstetigkeitstemperatur liegt, temperaturwechsel- und schockbeständig sein. In besonderen Fällen muß die Legierung auch besonders hohen Temperaturen gewachsen sein, wenn sie beispielsweise zusammen mit anderen Vorrichtungsteilen verwendet wird, beispielsweise im Falle eines Verlötens oder Verschweißens. Schließlich sollte ein solcher Werkstoff auch isotrope Eigenschaften besitzen.
Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, eine Nickel-Eisen-Legierung zu schaffen, die den vorerwähnten Anforderungen besonders gut gewachsen ist. Die Lösung dieser Aufgabe beruht auf der Feststellung, daß sich eine innerhalb kritischer Gehaltsgrenzen sorgfältig eingestellte Nickel-Eisen-Legierung als verformbarer Werkstoff mit
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niedrigem Wärmeausdehnungskoeffizienten und hoher Festigkeit, insbesondere Warmfestigkeit eignet. Im einzelnen besteht die Erfindung in einer Legierung mit 30 bis 5796 Nickel, 1,7 bis 8,3% Chrom, 1 bis 2% Titan, Niob und/oder Tantal bei einem Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt von 1,5 bis 5%, bis 31% Kobalt, bis 1,5% Aluminium, bis 0,2% Kohlenstoff, bis 2% Mangan, bis 1% Silizium und bis 0,03% Bor, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen mindestens 34% Eisen, sofern diese Legierung den folgenden Bedingungen genügt:
(A) (%Ni)+0.88(%Co)-1.70 (%Al)-2.01(%Ti)+ 0.26(%Mn+%Cr)< 51.8
(B) (%Ni)+1.13(%Co)-2.69 (%A1)-1.47(%Ti)-1.93(%Mn)-2.51 (%Cr)+1.87(/"%Cr)i-40.8
(C) (%Al)+1.3(%Ti)+1.44 (%Nb+i/2%Ta)-0.12 (%Nb+i/2%Ta)2-
0.37 (%Cr)+0.03 (%Cr)2>3.81
(D) (%Al)+1.3(%Ti)+0.25(%Nb+i/2%Ta)-0.125(%Cr) <3.18
Eine derartige Legierung besitzt eine hohe Festigkeit und beispielsweise als Knetlegierung normalerweise im rekristallisierten und ausgehärteten Zustand einen Wärmeausdehnungskoeffizienten unter 10,8 . 10 /0C, üblicherweise von 5,4 bis 10,4 . 10" /0C bei einer UntStetigkeitstemperatür von mindestens 288°C, einer Raumtemperatur-Dehngrenze von mindestens 758 N/mm und einer Standzeit im gekerbten Zustand von mindeste
von 483 N/mm
von mindestens 48 Stunden bei 649°C und einer Belastung
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Λ.
Im rekristallisierten Zustand besitzt die Legierung die isotropen Eigenschaften eines Gefüges mit gleichachsigem Korn. Das Aushärten bezieht sich auf ein V '-Ausscheidungshärten bei dem sich eine Ni3(Al, Nb, Ti, Ta)-Phase und möglicherweise eineraumzentrierte tetragonale 0*''-Phase ausscheidet.
Die Anwesenheit von Chrom ist bei ausscheidungsgehärteten Legierungen im Hinblick auf eine hohe Kerbfestigkeit, insbesondere eine hohe Zeitstandfestigkeit im gekerbten Zustand bei 6490C erforderlich. Der Chromgehalt kann zwar 1,7 bis 8,3% betragen, übersteigt jedoch vorzugsweise 5,5% nicht, wenngleich der Chromgehalt vorteilhafterweise 1,8 bis 4,8% beträgt.
Die Abstimmungsregeln sind auch im Hinblick auf den Wärmeausdehnungskoeffizienten, die Unstetigkeitstemperatur, die Dehngrenze und die Kerbfestigkeit einer Knetlegierung im rekristallisierten und ausgehärteten Zustand von Bedeutung. Besondere Bedeutung kommt der Abstimmungsregel D im Hinblick auf eine angemessene Duktilität und Beständigkeit gegen Spannungsanlaßrissigkeit beim Schweißen zu.
Aus verschiedenen Gründen sollte der Nickelgehalt 55% nicht übersteigen. Der Kohlenstoffgehalt kann zwar bis 0,2% betragen, übersteigt jedoch vorzugsweise 0,1%, besser noch 0,06% nicht. Der Borgehalt der Legierung beträgt vorzugsweise 0,002 bis 0,012%. Die Legierung enthält darüber hinaus im Hinblick auf eine gute Unstetigkeitstemperatur vorteilhafterweise mindestens 7% Kobalt, während der Aluminiumgehalt vorzugsweise 0,1 bis 0,8% beträgt.
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Die Legierung muß 1,5 bis 5% Niob enthalten, das sich jedoch mindestens teilweise durch Tantal ersetzen läßt, sofern an die Stelle des Niobs jeweils die doppelte Prozentmenge an Tantal tritt. Demzufolge muß der Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt 1,5 bis 5% betragen. Normalerweise enthält Niob bis zu 10% Tantal.
Der Siliziumgehalt der Legierung übersteigt im Hinblick auf eine gute Schmiedbarkeit und Schweißbarkeit vorzugsweise 0,5% nicht.
An Verunreinigungen kann die Legierung Desoxydations- und/ oder Härtemittel, beispielsweise 0,01% Kalzium, 0,01% Magnesium, 0,10% Zirkonium sowie andere Elemente enthalten, sofern darunter nicht die erwähnten Eigenschaften der Legierung leiden. Des weiteren kann die Legierung als Verunreinigungen bis 1% Kupfer, bis 1% Molybdän, bis 1% Wolfram, bis 0,015% Phosphor und bis 0,015% Schwefel enthalten.
Eine besonders vorteilhafte Kombination von Wärmeausdehnungskoeffizient, Festigkeit und Zähigkeit im rekristallisierten und ausgehärteten Zustand bei guter Schmiedbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit einschließlich Löten und Schweissen besitzt eine Legierung mit 36 bis 40% Nickel, 12 bis 16% Kobalt, 1,8 bis 3,2% Chrom, 3 bis 4% Niob, 1,2 bis 1,6% Titan, 0,1 bis 0,4% Aluminium, bis 0,06% Kohlenstoff und 0,002 bis 0,012% Bor, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen mindestens 36% Eisen. Die Duktilität dieser Legierung läßt sich noch durch bis 3%, beispielsweise 2,75 bis 3,25% Niob und die Festigkeit durch bis 4%, beispielsweise 3,75 bis 4,25% Niob erhöhen.
Die Legierung läßt sich in üblicherweise, beispielsweise im Induktionsofen, an Luft oder auch im Vakuum nach dem
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Elektroschlacke- oder nach dem Vakuum-Lichtbogen-Verfahren erschmelzen bzw. umschmelzen. Die Legierung besitzt eine gute Verformbarkeit und eignet sich daher zum Warm- und Kaltwalzen. Besonders günstig ist insbesondere im Hinblick auf eine gute Zeitstandfestigkeit im gekerbten Zustand ein Warmverformen unterhalb der Rekristallisationstemperatur, beispielsweise bei einer Temperatur von 17 bis 166°C unterhalb der Rekristallationstemperatur, mit anschließendem Rekristallisationsglühen. Nach dem Rekristallisationsglühen besitzt die Legierung im/allgemeinen ein gleichachsiges, isotrope Eigenschaften gewährleistendes Gefügekorn. Die gute Warm-Kalt-Verformbarkeit der Legierung wirkt sich unter anderem günstig auf die Wirtschaftlichkeit aus, da ein Schmieden, Walzen oder ein anderes Verformen bis zu Temperaturen unterhalb der Rekristallisationstemperatur fortgesetzt werden können, ohne daß ein Zwischenerwärmen erforderlich ist. Dies erlaubt ein kontinuierliches Arbeiten und ist daher äußerst wirtschaftlich.
Das Warmverformen von Blöcken aus der Legierung kann bei Temperaturen von etwa 1149°C beginnen und bis zu den Temperaturen einer Warm-Kalt-Verformung fortgesetzt werden. Die warm-kaltverformte Legierung wird im allgemeinen 15 Minuten bis 1 Stunde bei 927 bis 10380C geglüht, je nachdem, wie hoch die Restspannungen aus der Verformung unterhalb der Rekristallisationstemperatur sind. Ein feinkörniges Gefüge ergibt sich nach einem einstündigen Glühen bei 927°C oder einem 15-minütigen Glühen bei 10380C bzw. bei entsprechenden Zwischenwerten. Wenngleich die Legierung sowohl mit grob- als auch mit feinkörnigem Gefüge im gekerbten Zustand eine hohe Zeitstandfestigkeit besitzt, ist in dieser Hinsicht ein feinkörniges Gefüge
vorzuziehen. Als feinkörnig gilt in diesem Zusammenhang ein Gefüge mit einer mittleren Korngröße bis etwa ASTM 5, entsprechend 248 Körner je mm , häufig von ASTM 5 bis 8,
entsprechend 248 bis 1980 Körner je mm , während als grobkörnig ein rekristallisiertes Gefüge mit einer mittleren
Korngröße bis ASTM 4,5 entsprechend 186 Körnern je pn , oder größer, häufig von ASTM 2 bis 4, entsprechend 31 bis
124 Körnern je mm , gilt.
Ein rekristallisierendes Glühen bei Temperaturen von mindestens 9270C ergibt eine homogene feste Lösung, bei der sich mindestens der überwiegende Teil der Tf'-Komponenten vor dem Aushärten in Lösung befindet. Allerdings werden bei diesem Glühen die Karbide nicht gelöst. Ein Wasserabschrecken ist vorteilhaft, wenn es darum geht, den Zustand der festen Lösung bis zur nächsten Behandlungsstufe beizubehalten, wenngleich in manchen Fällen auch niedrigere Abkühlungsgeschwindigkeiten, beispielsweise ein Abkühlen an Luft, ausreichend sind.
Die Legierung läßt sich vorteilhafterweise durch ein mindestens achtstündiges Glühen bei 621 bis 732°C aushärten. Vorzugsweise wird das Gefüge der warm- und gegebenenfalls warm-kalt- oder auch kaltverformten Legierung vor dem Aushärten in eine feste Lösung überführt. Ein besonders günstiges kontinuierliches Aushärten besteht aus einem achtstündigen Glühen bei 7180C, einem Ofenabkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 56°C/h auf 6210C, einem anschließenden achtstündigen Glühen bei dieser Temperatur mit anschließendem Luft- oder Ofenabkühlen auf Raumtemperatur.
Die Legierung besitzt unabhängig von der Korngröße im ausgehärteten Zustand eine Dehngrenze von mindestens 758 N/mm
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und eine Zugdehnung von mindestens 8% bei Raumtemperatur sowie bei 649°C im ungekerbten Zustand eine Zeitbruchdehnung von mindestens 2%.
Die Legierung ist bei Raumtemperatur und höheren Temperaturen bis etwa zur Unstetigkeitstemperatur ferromagnetisch. Die Unstetigkeitstemperatur kann jedoch um einige Grad von der Curie-Temperatur abweichen.
Vorteilhafterweise enthält die Legierung 30 bis 55% Nickel, 1,7 bis 5,5% Chrom und bis 27,5% Kobalt, bei einem Gleichungswert für A von höchstens 48,8 und für B von mindestens 43,5. Diese Legierung besitzt im allgemeinen einen Wärmeausdehnungskoeffizienten von 9.10 /0C und eine Unstetigkeitstemperatur von mindestens 3270C.
Eine besonders gute Festigkeit einschließlich einer Dehngrenze bei Raumtemperatur von mindestens 896 N/mm und einer Standzeit von 48 Stunden bei 6490C und einer BeIastung von 586 N/mm sowohl im gekerbten als auch im ungekerbten Zustand bei feinkörnigem Gefüge besitzt eine Legierung mit 30 bis 55% Nickel und 1,7 bis 5,5% Chrom, wenn sie mindestens 2,2% Niob enthält und der Gleichungswert für C mindestens 4,9 beträgt. Die im Zusammenhang mit der in Rede stehenden Legierung erwähnten Bruchfestigkeiten beziehen sich grundsätzlich sowohl auf eine ungekerbte als auch auf eine gekerbte Probe mit einem Kerbwert K. von mindestens 3,5, während sich alle Dehnungswerte auf die Bruchdehnung einer ungekerbten Probe beziehen.
Besonders bewährt hat sich auch eine Legierung mit höchstens 0,8% Aluminium, höchstens 1,6% Titan und einem Produkt E aus Niob- und Chromgehalt von mindestens 7 sowie einem Gleichungswert für C von mindestens 4,36. Diese
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Legierung besitzt bei grobkörnigem GlUhgefüge im allgemeinen eine Dehngrenze von mindestens 827 N/mm , eine Dehnung von 10% bei Raumtemperatur sowie bei 6490C und einer Belastung von mindestens 586 N/mm eine Standzeit von 48 Stunden.
Eine andere Legierung mit höchstens 0,4% Aluminium, einem Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt von höchstens 4% und einem Gleichungswert für C von mindestens 4,36 besitzt im allgemeinen bei feinkörnigem Gefüge und einer Temperatur von 649°C eine Zeitbruchdehnung von mindestens 5% sowie eine Raumtemperatur-Dehngrenze von mindestens 827 N/mm .
Eine besonders bevorzugte Legierung mit höchstens 0,4% Aluminium und einem Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt von höchstens 4% besitzt bei einem Gleichungswert für C von mindestens 4,36 und einem Produkt von Niob- und Chromgehalt von mindestens 7,0 eine Bruchdehnung von 5% und eine Raumtemperatur-Zugdehnung von 10% sowie eine Streckgrenze von mindestens 827 N/mm bei grobkörnigem GefUge.
Eine besonders gute Standzeit von mindestens 48 Stunden bei 649 C und einer Belastung von mindestens 655 N/mm und eine Streckgrenze von mindestens 896 N/mm bei Raumtemperatur besitzt eine grobkörnige Legierung mit bis 0,8% Aluminium, bis 1,6% Titan, 2,9 bis 5,0% Niob, einem Gleichungswert für C von mindestens 4,92 und einem Produkt von Niob- und Chromgehalt (E) von mindestens 7,0. Die Zeitbruchdehnung dieser Legierung beträgt mindestens 2%, während für eine 5%ige Bruchdehnung der Aluminium-
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gehalt 0,4% nicht übersteigen und der Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt 4% nicht übersteigeryfeollte.
Eine Zeitbruchdehnung von mindestens 5% bei 6490C und einer Belastung von 586 N/mm besitzt eine feinkörnige Legierung mit 2,2 bis 4,0% Niob oder auch Niob plus dem halben Tantalgehalt, bis 0,4% Aluminium und einem Gleichung swert für C von mindestens 4,92.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen des näheren erläutert:
Eine Legierung 1 mit aus den Tabellen I und II ersichtlicher Zusammensetzung mit Rest Eisen einschließlich Verunreinigungen wie 0,005% oder 0,01% Schwefel und 0,02% Kupfer, deren angegebener Niobgehalt auch Tantal einschließt wurde im Induktionsofen an Luft aus elementaren Metallen sowie einer Ferrochrom- und einer Ferro-Niob-Legierung hoher Reinheit erschmolzen. Kurz vor dem Abstechen wurden der Schmelze Aluminium, Titan und eine geringe Menge Ferrobor sowie 0,06% Kalzium als Desoxydationsmittel zugesetzt. Die Legierung wurde an Luft zu einem Blöckchen vergossen. Das Blöckchen wurde 12 bis 16 Stunden bei 11770C ausgleichsgeglüht und bei 11210C zu einem quadratischen Stab mit einer Kantenlänge von 17,5 mm, d. h. auf etwa 50% mehr als die angestrebten Endabmessungen, ausgeschmiedet. Der geschmiedete Stab wurde dann an Luft auf 8710C abgekühlt und bis zu einer Kantenlänge von 14,3 mm weiter ausgeschmiedet sowie an Luft abgekühlt. Das Schmieden war bei etwa 8160C beendet. Aus dem Stab wurden Proben für einen Kurzzugversuch, einen Zeitstandversuch und zum Bestimmen des Wärmeausdehnungskoeffizienten herausgearbeitet sowie geglüht und ausgehärtet.
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Die Proben wurden teils bei 885°C und teils bei 927°C eine Stunde geglüht und in Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt. Das Glühen bei 927°C ergab ein völlig rekristallisiertes Gefüge, während das Gefüge nach dem Glühen bei 885°C nur teilweise rekristallisiert war und aus einem Gemisch von gestreckten und gleichachsigen Körner bestand. Das Glühen bei 927°C führte zu einem feinkörnigen Rekristallisationsgefüge mit einem mittleren Korndurchmesser von 0,030 bis 0,046 mm. Zum Aushärten wurde die Legierung acht Stunden bei 7180C geglüht, im Ofen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 56°C/h auf 6210C abgekühlt sowie dann acht Stunden bei dieser Temperatur geglüht und schließlich an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Das Aushärten bewirkte ein Ausscheiden der Ö '-Phase in einem Z -Grundgefüge sowie eine dadurch bedingte Verfestigung.
In der nachfolgenden Tabelle III sind die Ergebnisse von Kurzzugversuchen an der verformten Legierung 1 wiedergegeben, im einzelnen die 0,2-Dehngrenze, die Zugfestigkeit, die Zugdehnung einer 2£,4 mm langen Probe, die Einschnürung bei einem Probendurchmesser von 6,4 mm bei Raumtemperatur und 649°C sowie den dilatrometrisch bestimmten Wämreausdehnungskoeffizlenten (WAK) bis zur Unstetigkeitstemperatur und die Unstetigkeitstemperatur. Die Dehnzahlversuche wurden an bei mindestens 8430C geglühten Proben durchgeführt, da Tastversuche ergeben hatten, daß der Wärmeausdehnungskoeffizient und die Unstetigkeitstemperatur (UT) durch ein Rekristallisierungs- bzw. Feinkornglühen bei 843 bis 1038°C geringfügig beeinflußt werden. Die beiden vorerwähnten Werte werden durch ein Grobkornglühen nur wenig beeinflußt; so erhöht sich der Wärmeausdehnungskoeffizient dabei um 3%. Die Proben wurden nach dem Glühen
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unter den in Tabelle IV angegebenen Bedingungen, in Wasser abgeschreckt, acht Stunden bei 7180C ausgehärtet mit 56°C/h im Ofen auf 6210C abgekühlt, acht Stunden bei dieser Temperatur geglüht und an Luft abgekühlt.
In Tabelle III ist auch der Gefügezustand mit unvollständig rekristallisiert (UK), rekristallisiert mit gleichachsigem Feinkorn (GF) und rekristallisiert mit gleichachsigem Grobkorn (GG) angegeben.
In der nachfolgenden Tabelle IV sind die Ergebnisse von Zeitstandversuchen bei 649 C an geschmiedeten und wärmebehandelten glatten Proben mit einem Durchmesser von 1,5 mm und einer Länge von 25,4 mm sowie an Kerbproben mit einer 5,1mm-Kerbe sowie die jeweilige Wärmebehandlung und Korngröße zusammengestellt. Die Kerbprobe wurde untersucht, um die Wirkung einer Spannungskonzentration K. von 4,1 zu untersuchen. Um die Versuche zu beschleunigen, wurden die Belastungen der Zeitstandversuche erhöht, nachdem die Proben eine ausreichende Festigkeit einschließlich der Kerbfestigkeit mit einer Standzeit von 48 Stunden bei einer Belastung von 483 N/mm bewiesen hatten. Angesichts der aus Tabelle IV ersichtlichen Daten, die eine Lebensdauer über 48 Stunden bei einer überstarken Kerb-Spannungskonzentration mit einer Kerbzahl K^ von 4,1 belegen, erweist sich, daß die L gierung 1 nach einem rekristallisi erenden Feinkornglühen bei 927°C eine Kerbfestigkeit mit einer Standzeit von 48 Stunden bei 649°C und einer BeIastung von 483 N/mm besitzt.
Die Proben wurden wie im Zusammenhang mit Tabelle III angegeben wärmebehandelt. Die Zugproben mit Kerbe besaßen einen Kerbdurchmesser von 4,52 mm und wie die glatten Proben eine Länge von 18,2 mm bei Kj. = 3,6, sofern nichts anderes angegeben ist.
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♦) nach 48 Stunden wurde die Belastung alle 8 bis 12 Stunden um 34,5 N/mm erhöht;
*1) nach 1000 Stunden wurde dfe Belastung alle 8 bis 12 Stunden um 34,5 N/mm erhöht;
*2) nach 215 Stunden wurde die Belastung um 34,5 N/mm erhöht;
*3) Rf. = 4,1; 5,1 mm Kerbdurchmesser bei einem Probendurchmesser von 7,2 mm;
*4) nach 48 Stunden wurde die Belastung alle 48 Stunden um 34,5 N/mm erhöht;
*5) glatte Proben mit einem Durchmesser von 5,1 mm und einer Länge von 25,4 mm.
Soweit in Spalte 6 nichts angegeben ist, brachen die Proben in der Kerbe und wurde die Dehnung nicht gemessen.
Eine weitere L gierung 2 mit aus Tabelle I und II ersichtlicher Zusammensetzung wurde in der im Z sammenhang mit der Legierung 1 geschriebenen Weise im Vakuum-Induktionsofen aus Rohmaterialien erschmolzen, im Vakuum zu Blöckchen vergossen sowie ausgleichsgeglüht und wie die Legierung 1 bis auf einen um 50% zu großen Querschnitt geschmiedet. Die Schmelze wurde ebenfalls mit 0,06% Kalzium desoxydiert.
Der Schmiedestab wurde auf 871°C erhitzt un>d zu einem Quadratstab mit einer Kantenlänge von 14,3 nun ausgeschmie det. In den nachfolgenden Tabellen III und IV sind die einzelnen Wärmebehandlungen und Ergebnisse von Versuchen
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wiedergegeben, die ebenso wie die Versuche an der Legierung 1, jedoch mit einem praxisnäheren Kerbwert K. von 3,6 durchgeführt wurden.
Die Tabellen III und IV enthalten auch die Ergebnisse von Versuchen mit Legierungen 3 bis 8, die entsprechend den Legierungen 1 und 2 ebenfalls im Vakuum erschmolzen, ausgeschmiedet und wärmebehandelt wurden.
Das in den Tabellen als feinkörnig angegebene Rekristallisationsgefüge bestand im wesentlichen aus gleichachsigen Körnern mit einer durchschnittlichen Korngröße bis 0,063 mm Durchmesser, zum überwiegenden Teil von 0,023 bis 0,056 mm, während das als grobkörnig angegebene Gefüge aus gleichachsigen Körnern mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von über 0,076, vornehmlich von 0,089 bis 0,13 mm bestand. Die unvollständig rekristallisierten Gefüge der bei 8430C oder 885°C geglühten Proben weisen einen wesentlichen Anteil, etwa mindestens die Hälfte längsorientierten und warmverformten Korns mit einem Achsenverhältnis von etwa 2:1 bis 4:1 und einer Querabmessung auf, die der des feinkörnigen Gefüges entspricht.
Die mikroskopische und röntgenografische Untersuchung der Proben ergab ein Glüh- und Aushärtegefüge aus einer X -Matrix mit einer y-Ausscheidungsphase und diskontinuierlichen, globu-]itischen Karbiden an den Korngrenzen. Die 2T-Ausscheidungsphase besaß eine ultrafeine Korngröße und ließ sich selbst bei 1000-facher Vergrößerung nicht auflösen, vielmehr lediglich röntgenografisch nachweisen. Andere Korngrenzenphasen als Karbide konnten nicht festgestellt werden.
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In der Tabelle III sind die bei Dilatometer-Versuchen zwischen Raumtemperatur und der jeweiligen Unstetigkeitstemperatur bestimmten mittleren linearen Ausdehnungskoeffizienten zusammengestellt. Die Unstetigkeitstemperatur wurde mit Hilfe des Tangenten-Schnitt-Verfahrens bestimmt.
Des weiteren wurde die Wärmeausdehnung der Legierungen 4 und 7 bei Temperaturen oberhalb der Unstetigkeitstemperatur untersucht. Dabei ergaben sich mittlere Wärmeausdehnungskoeffizienten von Raumtemperatur bis 649°C von 10,8-10"6/°C bzw. 11,7·10~6/0C. Der mittlere Wärmeausdehnungskoeffizient der Legierung 7 erreichte 10,8-10"6/0C bei 5660C.
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709882/1037
-W-
Glühen Gef. Tabelle III •Zugf. 972 1007 Dehng. Ein- 27 WAK 30452
°C/h Raumtemperatur N/mm2 703 869 (%) schn.($ fio~6/°c
Legie 885/1 UR Dehngr 1465 1020 1034 19 42 8.84 UT
rung 1038/25 GF N/mm2 1351 827 1020 21 41 ) °c
1 1038/1 GG 1127 1327 976 1013 20 40.5 299
927/1 GF 914 1296 824 1054 17.5 40 7.83
1038/25 GF 910 1269 20 44
2 1038/1 GG 1082 1265 17 64 416
927/1 GF 979 1379 16 39.5 7.56
1038/25 GF 972 1348 17 39
3 843/1 UR 1165 1427 15 40 7.83 404
1038/25 GF 1210 1344 17 45.5
4 1038/1 GG 1220 1379 16 42 418
927/1 UR 1024 1289 18 49
1038/25 GF 1044 1262 18 46
VJl 1038/1 GG 1041 1234 18 40
1038/25 GF 938 1331 22 44 8.39
1038/1 GG 993 1307 22 45.5
6 843/1 UR 962 1417 15 26 8.15 384
1038/25 GF 940 1345 26 44.5
7 1038/1 GG 1217 1369 21 37 371
1038/25 GF 948 1303 24 46.5 8.46
1038/1 GG 968 1303 23 50
8 903 649°C 313
885/1 UR 927 21 45
1038/1 GG 22 44
1 843/1 UR 23 53
CvJ 1038/1 GG 10 19
4 843/1 UR 23.5 61.5
1038/1 GG 16 18.5
7
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Glühen Gef. 1 1
Tabelle IV		 Standz.
(h)		 Dehng. ,5 Ein-
schn.OÖ		 2730452
Legie
rung		 885/1.0
885/1.0
927/1.0
927/1.0		 UR
UR
GF
GF		 Bei.
(N/mm2)		 151.3
279.5
149.5
142.3		 7
3		 ,5 11
4		 Bruchsp.
(N/mm2)
1 . 885/1.0
1038/25
1038/1.0		 UR
GF
GG		 483+)
483+)
483+)
483+)		 116.7
205.7
4.1		 16
12		 5
5
0		 25
17		 793*5)
896*3)
758*5)
758*3)
2 885/1.0
1038/.25
1038/1.0		 UR
GF
GG		 586
586
655		 8.8
232.6
90.4		 10.
4		 42
11		 -
3 843/1.0
1038/.25
1038/1.0		 UR
GF
GG		 586
586*2)
655		 106.0
678.3
1.6		 25
6.		 5 29
4.5		 690
4 885/1.0
1038/.25
1038/1.0		 UR
GF
GG		 483+)
586
655		 133.8
67.5
6.4		 11.
4.
3.		 17
7.5
8.5		 690
5 1038/.25
1038/1.0		 GF
GG		 586
586
655		 71.2
0.2		 -
6 843/1.0
1038/.25
1038/1.0		 UR
GF
GG		 586+)
655		 144.4
1101.6
219.0		 19.
6		 33.5
2.5		 690
7 1038/.25
1038/1.0		 GF
GG		 483+)
586*1)
655*2)		 157.0
2.2		 4 3.5 758
827
690
8 586*4)
655		 690
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- 10 -
In der nachfolgenden Tabelle V sind die Gehaltsgrenzen und - in Klammern - die vorgegebenen Analysenwerte weiterer Legierungen 9 bis 15 mit Wärmeausdehnungskoeffizienten von etwa 7,65-10" /0C sowie deren physikalische und mechanische Eigenschaften zusammengestellt. Die Gehalte an Nikel, Kobalt und Eisen können innerhalb der angegebenen Grenzen unter Berücksichtigung der erfindungsgemäßen Abstimmungsregeln im Hinblick auf bestimmte Wärmeausdehnungskoeffizienten eingestellt werden. So erhöht sich beispielsweise der Wärmeausdehnungskoeffizient mit der Abstimmungsregel A.
Die Dehnung wurde an glatten Probenstäben mit feinkörnigem Gefüge bestimmt. Der Legierungsrest bestand in allen Fällen aus Eisen mit jeweils bis 0,05% Kohlenstoff, 1% Mangan, 0,35% Silizium, 0,5% Kupfer, 0,015% Schwefel, 0,015% Phosphor und 0,012% Bor bei einem vorgegebenen Borgehalt von 0,006%. Die Kerbfestigkeit wurde bei 649°C untersucht. Mit G ist in diesem Zusammenhang eine gute Kerbfestigkeit entsprechend einer Standzeit von mindestens 48 Stunden bei 649°C und einer Belastung von 483 N/mm bei einem Kerbwert K. von 3,6 gekennzeichnet, während S für eine schlechte Kerbfestigkeit steht.
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273Q452
Die Daten der einzelnen Tabellen belegen, daß sich der in Rede stehende Werkstoff als Knetlegierung, für Maschinenteile und Konstruktionen eignet, die in Betrieb unterschiedlichen Temperaturen zwischen Raumtemperaturen und höheren Temperaturen wie 316 C oder 6A9°C unterliegen. Insbesondere ist die Legierung als Werkstoff für Gasturbinenteile wie Dichtungen, Sitze, Flansche, Wellen, Bolzen und Gehäuse geeignet.
Die gute Verarbeitbarkeit gewährleistet eine Vielfalt von Möglichkeiten im Hinblick auf bestimmte mechanische Eigenschaften bei unterschiedlichen Produktionsbedingungen, beispielsweise dort, wo es auf ein Schmieden bei Warmverformungstemperaturen ankommt, wenn die Legierung verhältnismäßig weich ist und sich daher mit verhältnismäßig niedrigen Verformungskräften bei geringem Werkzeugverschleiß schmieden läßt, oder, wenn es wirtschaftlicher ist, das Verformen bis in den Bereich der Warm-Kalt-Verformung fortzusetzen.
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Claims (7)

Henry Wiggin & Company Limited, Holmer Road, Hereford. HR4 9SL, Großbritannien Patentansprüche:
1. Nickel-Chrom-Eisen-Legierung mit 30 bis 57% Nickel, 1,7 bis 8,396 Chrom, 1 bis 2% Titan,bei einem Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt von 1,5 bis 596, bis 31% Kobalt, bis 1,5% Aluminium, bis 0,2% Kohlenstoff, bis 2% Mangan, bis 1% Silizium und bis 0,03% Bor, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen mindestens 34% Eisen, die folgenden Bedingungen genügt:
(A)
0.26(%Mn+%CrK 51.8
(B)
2.51 (%Cr)+1.87(/%Cr)> 40.8
(C) 06Al)+1.3(%Ti)+1.44(%Nb+i/2%Ta)-O.12(%Nb+i/2%Ta)2-0.37(%Cr)+0.03(%Cr)2> 3.81
(D) (%Al)+1.3(%Ti)+0.25(%Nb+i/2%Ta)-0.125(%Cr) κ 3.18
2. Legierung nach Anspruch 1, die jedoch höchstens 5,5% Chrom enthält.
3. Legierung nach Anspruch 2, die jedoch 1,8 bis 4, Chrom enthält.
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OWGlNAL INSPECTED
4. Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, die jedoch mindestens 7% Kobalt enthält.
5. Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, die jedoch höchstens 55# Nickel enthält.
6. Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche
1 bis 5, die jedoch 0,1 bis 0,8i& Aluminium enthält,
7. Verwendung einer Legierung nach den Ansprüchen 1 bis 6, als Knetwerkstoff für Gegenstände, die wie Turbinenteile im rekristallisierten und ausgehärteten Zustand einen Wärmeausdehnungskoeffizienten unter 10,8·10" /0C besitzen müssen.
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