DE3016028C2 - - Google Patents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
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- C30B21/02—Unidirectional solidification of eutectic materials by normal casting or gradient freezing
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Description
Gegenstand der Erfindung ist die Verwendung einer Nickelle
gierung gemäß Patentanspruch 1.
In der US-PS 39 04 402 sind eutektische Nickelbasislegierungen
mit Rhenium und einer verstärkenden faserförmigen Karbidphase
beschrieben, die verbesserte Spannungsbrucheigenschaften bei
hoher Temperatur aufweisen. In diesen Legierungen werden vor
zugsweise 4-7 Gew.-% Vanadium eingesetzt, um sowohl die
Festigkeit der Karbidfasern als auch der Matrix zu verbessern.
Molybdän wird bei diesen Legierungen nur in begrenztem Maße
eingesetzt, d. h. bis zu etwa 3 Gew.-%, vorzugsweise ist es
jedoch nicht vorhanden. In den Legierungen nach der US-PS
39 04 402 werden vorzugsweise 2-4 Gew.-% Wolfram eingesetzt.
Zusammenfassend lehrt diese US-PS die zusätzliche Verwendung
von Vanadium und den beschränkten Einsatz von Molybdän und
Wolfram.
Kürzlich durchgeführte Untersuchungen der Legierungen nach der
US-PS 39 04 402 zeigten, daß diese Legierungen eine relativ
geringe Festigkeit in Querrichtung aufwiesen, d. h. sie erwie
sen sich als brüchig bzw. nicht duktil beim Biegeversuch, und
ihre Beständigkeit gegenüber zyklischer Oxidation und Wärme
korrosion war beschränkt.
Die US-PS 39 85 582 beschreibt ein Verfahren zum Herstellen
eines verbesserten temperaturbeständigen metallischen Ver
bundmaterials, das durch gerichtetes Erstarrenlassen einer
Legierungsschmelze erhalten wird, die, soweit es sich um eine
Nickellegierung handelt, 10 bis 20% Chrom, 0 bis 30% Kobalt,
0 bis 6% Aluminium, 0 bis 18% Tantal, 0 bis 9% Niob, 0,4
bis 0,9% Kohlenstoff, Rest Nickel enthält. Die Erfindung
nach der US-PS 39 85 582 besteht nun darin, daß man zusätz
lich eine wirksame Menge mindestens eines Härtungselementes
hinzugibt, das ausgewählt ist aus Wolfram,
Molybdän und Rhenium, wobei Wolfram in einer Menge bis zu
10%, Molybdän in einer Menge bis zu 5% und Rhenium in
einer Menge bis zu 5%, jeweils bezogen auf das Gewicht
des Verbundmaterials, hinzugegeben wird und daß man an
schließend das gerichtet erstarrte Material auf eine
Temperatur erhitzt, die etwa 50°C unterhalb des Schmelz
punktes des Matrixmaterials liegt, um eine oberflächliche
Auflösung der Fasern in der Matrixphase zu erhalten, und
man das Material dann 4 bis 20 Stunden bei einer Temperatur
von 700 bis 1100°C altert, um das zuvor aufgelöste Karbid
in fein zerteilter Form in der Matrixphase auszufällen, was
zu einer größeren Härte des Verbundmaterials führt.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Verwendung
einer Nickellegierung mit der im Anspruch 1 angegebenen Zu
sammensetzung zu schaffen.
Der erfindungsgemäß verwendete Gegenstand hat eine Matrix, in
der eine ausgerichtete verstärkende faserförmige Karbidphase
eingebettet ist, die vorzugsweise hauptsächlich aus Tantalkarbid
TaC besteht.
In der vorliegenden Erfindung wurde die wechselseitig ab
hängige Beziehung verschiedener Elemente, z. B. Vanadium,
Molybdän und Wolfram, für eutektische Nickellegierungen
mit Rheniumgehalt und Karbidfaserverstärkung erkannt.
Im folgenden wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die
Zeichnung näher erläutert. Im einzelnen zeigt
Fig. 1 eine grafische Darstellung der Zugfestigkeit in Quer
richtung einer gerichtet erstarrten, eutektischen
Superlegierung auf Nickelbasis mit Rhenium, die karbid
faserverstärkt ist und die Zusammensetzung der für die
erfindungsgemäße Verwendung nicht geeigneten Legierung
"A" aufweist. Diese Legierung "A" hat in dem darge
stellten Temperaturbereich nur eine geringe Dehnung in
Querrichtung bzw. keine.
Fig. 2 eine grafische Darstellung des Zugverhaltens in Quer
richtung einer gerichtet erstarrten, eutektischen
Superlegierung auf Nickelbais mit Rheniumgehalt, die
karbidfaserverstärkt ist und die Zusammensetzung der
Legierung "B" aufweist. Diese Legierung "B" liegt
innerhalb des Bereiches der Legierung nach der US-PS
39 04 402 und sie ist im wesentlichen nicht duktil
und weist bei erhöhten Temperaturen, d. h. bei Tempe
raturen von etwa 900 bis etwa 1040°C eine geringe
Duktilität in Querrichtung von maximal 0,2% auf.
Fig. 3 eine grafische Darstellung des Zugverhaltens in Quer
richtung einschließlich der Duktilität (Dehnung) in
Querrichtung einer gerichtet erstarrten, eutektischen
Superlegierung auf Nickelbasis, die Rhenium enthält
und mit Karbidfasern verstärkt ist. Die Legierung hat
die erfindungsgemäß verwendbare Zusammensetzung "C" sowie eine verbesserte Dukti
lität in Querrichtung von mehr als 1% unterhalb von
etwa 790°C sowie eine Dehnung in Querrichtung im Be
reich von 0,2-1% bei allen oberhalb von etwa 790°C
untersuchten Temperaturen.
Fig. 4 eine grafische Darstellung der zyklischen Oxidation
einer Reihe gerichtet erstarrter, eutektischer Super
legierungen auf Nickelbasis mit Rheniumgehalt und
Karbidfaserverstärkung der Zusammensetzung "AA",
"BB" sowie "C", wobei die beiden letzteren erfin
dungsgemäß verwendbar sind, und
Fig. 5 eine grafische Darstellung der Larsen-Miller-Parameter
der Legierungen "AA", "BB" und "C" in Abhängigkeit von
der angewendeten Spannung in "6,9 N/mm2", wobei der Larsen-Miller-Parameter
P durch die folgende Gleichung gegeben ist:
P = T(C + log t f ) × 10-3, [°R,h],
worin "T" die Temperatur in Grad Rankine angegeben ist, d. h. es ist die absolute Temperatur in Grad F,
"C" gleich 20 ist und
"t" die zum Bruch erforderliche Zeit in (h) ist, wie sie mehr im einzelnen in den American Society of Engineers Transactions (1952), 74, Seiten 765-771, beschrieben ist.
P = T(C + log t f ) × 10-3, [°R,h],
worin "T" die Temperatur in Grad Rankine angegeben ist, d. h. es ist die absolute Temperatur in Grad F,
"C" gleich 20 ist und
"t" die zum Bruch erforderliche Zeit in (h) ist, wie sie mehr im einzelnen in den American Society of Engineers Transactions (1952), 74, Seiten 765-771, beschrieben ist.
Die Zusammensetzungen der vorgenannten Legierungen "A" usw.
sind der besseren Übersichtlichkeit halber nur auf den Figuren
angegeben und sie werden ausdrücklich als Bestandteil der vor
liegenden Beschreibung angesehen.
Die Daten der Fig. 1-3 beruhen auf der Auswertung einer
Reihe von Legierungen der in den Figuren angegebenen Zusammen
setzungen, die in einer inerten Argonatmosphäre in Tiegeln aus
Al2O3 oder MgO geschmolzen und unter Kühlen in Kupferstabformen
gegossen wurden. Die Gießproben ließ man mit einer planaren
Front erstarren, um die gerichtet erstarrten Gegenstände zu
erhalten, die für das nachfolgende Untersuchungsprogramm ein
gesetzt wurden. Die für die Ermittlung der Eigenschaften in
Längsrichtung benutzten Probekörper wurden maschinell parallel
zur Wachstumsrichtung aus den Barren herausgearbeitet. Die
Proben zur Ermittlung der Eigenschaften in Querrichtung wurden
mittels elektrischer Entladung senkrecht zur Wachstumsrichtung
aus den Barren herausgearbeitet und zu der erwünschten Konfi
guration geschliffen.
In der folgenden Tabelle I sind die Ergebnisse der Spannungs
tests in Querrichtung zusammengefaßt, die die Grundlage der
Darstellungen der Fig. 1-3 bilden.
In der folgenden Tabelle II sind die bei den Spannungstests
ermittelten Eigenschaften in Längsrichtung zusammengefaßt.
Bei den in Fig. 4 gezeigten Ergebnissen der cyclischen Oxida
tion hat die Legierung "AA" eine Zusammensetzung wie die Le
gierung nach der US-PS 39 04 402 sowie eine hohe Empfindlich
keit gegenüber der nachteiligen Wirkung der zyklischen Oxida
tion.
Die erfindungsgemäß verwendbaren Legierungen "BB" und "C"
zeigen dagegen eine geringe Empfindlichkeit gegenüber der
nachteiligen Wirkung der zyklischen Oxidation.
In der folgenden Tabelle III sind die Ergebnisse der Unter
suchung der Beständigkeit gegenüber zyklischer Oxidation der
handelsüblichen Nickelsuperlegierungen Ren´ 77 und Ren 80,
und der Legierung "AA" nach der US-PS 39 04 402 mit der er
findungsgemäß verwendbaren Legierung "BB" unter analogen Bedingungen
verglichen. Wie sich der Tabelle III entnehmen läßt, ist die
Beständigkeit der erfindungsgemäß verwendbaren Legierung "BB" gegenüber
der zyklischen Oxidation sehr viel besser als die der Legie
rungen Ren 77, 80 und "AA".
In der folgenden Tabelle IV ist eine Reihe von Legierungen zu
sammengefaßt, die Korrosionstests in der Wärme unter Verwendung
eines Dieselbrennstoffes mit 1 Gew.-% Schwefel und 460 ppm
Seesalz bei einer Temperatur von etwa 870°C während 109 Stun
den unterworfen wurden. Die Korrosionstiefe, die während des
109stündigen Tests auftrat, ist in Tabelle V zusammengefaßt.
LegierungKorrosionstiefe (in 0,025 mm)
Ren 80 (Vergleichsbeispiel) 1,0
Ren 100 (Vergleichsbeispiel)23
Legierung des Beispiels 13
der US-PS 39 04 402 (Vergleichsbeispiel) 8
Legierung "A" (Vergleichsbeispiel)18
Legierung "C" (Vergleichsbeispiel) 2,5
Die erfindungsgemäß verwendbaren Legierungszusammensetzungen
mit Fasern aus Tantalkarbid als verstärkender Phase haben die
folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
Claims (5)
1. Verwendung einer Legierung bestehend aus
2-9 Gew.-% Rhenium, weniger als 0,8% Titan, 0-10% Chrom,
0-10% Aluminium, 3-15% Tantal, 0,1-1% Kohlenstoff,
0-10% Kobalt, 0-10% Wolfram, 0-1,0% Vanadium,
3,1-10% Molybdän, 0-3% Niob, Rest Nickel und üblichen
Verunreinigungen, zur Herstellung von Gegenständen mit ge
richtet erstarrtem und ausscheidungsgehärtetem Gefüge,
die neben guter Beständigkeit gegenüber cyclischer Oxida
tion und Wärmekorrosion und guter Festigkeit bei hoher
Temperatur, eine gute Querduktilität besitzen.
2. Verwendung nach Anspruch 1 für eine Legierung bestehend aus
2-9% Rhenium, weniger als 0,8% Titan, 2-10% Chrom,
2-9% Aluminium, 3-15% Tantal, 0,2-0,8% Kohlenstoff,
0-10% Kobalt, 0-10% Wolfram, 0-0,5% Vanadium,
3,01-8% Molybdän, 0-2% Niob, Rest Nickel und üblichen
Verunreinigungen.
3. Verwendung nach Anspruch 1 für eine Legierung bestehend aus
5-8% Rhenium, weniger als 0,8% Titan, 3-8% Chrom,
4-7% Aluminium, 5-13% Tantal, 0,3-0,7% Kohlen
stoff, 2-6% Kobalt, 3,5-6% Wolfram, weniger als
0,2% Vanadium, 3,01-5,5% Molybdän, 0-1% Niob, Rest
Nickel und üblichen Verunreinigungen.
4. Verwendung nach Anspruch 1 für eine Legierung bestehend aus
6,44% Rhenium, 3,84% Chrom, 5,34% Aluminium, 11,37%
Tantal, 0,43% Kohlenstoff, 3,8% Kobalt, 4,33% Wolfram,
3,01% Molybdän, 61,43% Nickel, Rest übliche Verunreini
gungen.
5. Verwendung nach Anspruch 1 für eine Legierung bestehend aus
6,63% Rhenium, 3,87% Chrom, 5,37% Aluminium, 5,85% Tan
tal, 0,39% Kohlenstoff, 3,81% Kobalt, 4,46% Wolfram,
4,66% Molybdän, 64,96% Nickel, Rest übliche Verunreini
gungen.
Applications Claiming Priority (1)
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---|---|---|---|
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- 1979-04-27 US US06/034,154 patent/US4284430A/en not_active Expired - Lifetime
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- 1980-04-25 DE DE19803016028 patent/DE3016028A1/de active Granted
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- 1982-10-06 GB GB08228566A patent/GB2118970B/en not_active Expired
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GB2048305A (en) | 1980-12-10 |
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