DE3926289C2

DE3926289C2 - Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einer ausscheidungsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung

Info

Publication number: DE3926289C2
Application number: DE3926289A
Authority: DE
Inventors: Daniel Donald Krueger; Robert Donald Kissinger; Richard Gordon Menzies; Carl Stephen Mukusick
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1988-12-13
Filing date: 1989-08-09
Publication date: 2002-03-28
Anticipated expiration: 2009-08-10
Also published as: GB2225790B; JP3010050B2; FR2640285B1; GB8915663D0; FR2640285A1; US4957567A; IT8921503A0; DE3926289A1; GB2225790A; CA1334345C; IT1232780B; JPH02166260A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einer γ'-ausscheidungsgehärteten Nickelba sis-Superlegierung gemäß Oberbegriff des Patentanspruches 1.

Die DE 11 33 566 B beschreibt ein Verfahren zum Herstellen von kriechfesten Gegenständen aus Ni-Cr-Co-Al-Legierungen, deren Zusammensetzungen gemäß Spalte 4, Zeilen 12 bis 15 der vorgenannten Auslegeschrift in einem Bereich von etwa 20% Chrom, 17% Kobalt, 3% Titan, 2% Aluminium, 0,06% Kohlenstoff und 58% Nickel liegen. Das Verfahren umfaßt neben der Formge bung drei Wärmebehandlungsstufen: ein Lösungsglühen, ein Zwischenerhitzen und ein Ausscheidungshärten.

Gegenstand der DE 23 20 455 A ist ein Verfahren zur Wärme behandlung von Superlegierungen, bei dem niedrig schmelzen de Ausscheidungen unter Bildung einer homogenen Masse im We sentlichen ohne Schmelzen aufgelöst werden.

Die DE 12 33 609 B beschreibt ein Verfahren zum Wärmebe handeln einer aushärtbaren Nickel-Chrom-Legierung, mit dem eine nicht nur hochwarmfeste, sondern auch duktile Legie rung höherer Schlagbiegezähigkeit geschaffen werden soll. Dazu wird bei diesem aus Lösungsglühen und Abkühlen beste henden bekannten Verfahren zuerst mit einer Geschwindigkeit von 0,5 bis 5°C/min auf eine Temperatur von 800 bis 1.000°C abgekühlt, damit nur geringfügige oder gar keine Abwande rung der überschüssigen Ausscheidungen oder der intermetalli schen Legierungsanteile in die Korngrenzen stattfindet.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einer γ'-ausscheidungsge härteten Nickelbasis-Superlegierung der eingangs genannten Art zu schaffen, der reproduzierbar eine Ausgewogenheit der Ei genschaften Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit, Spannungs bruchfestigkeit und Beständigkeit gegen das Wachstum von Ermüdungsrissen aufweist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch den kennzeichnen den Teil des Patentanspruches 1 gelöst.

Vorteilhafte Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Ver fahrens sind Gegenstand der Patentansprüche 2 bis 9.

In der Zeichnung zeigen:

Fig. 1 eine graphische Darstellung der Fließspannung gegen über der Dehnungsrate der Legierung A bei verschiede nen Temperaturen und einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10,

Fig. 2 einen graphischen Vergleich der Dehnungsraten-Empfind lichkeit m mit der Dehnungsrate für die Legierung A mit einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10,

Fig. 3 einen graphischen Vergleich der Fließspannung gegen über der Dehnungsrate der Legierung A bei verschiede nen Temperaturen und einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 9, ebenso wie ASTM 7 und

Fig. 4 einen graphischen Vergleich der Dehnungsraten-Empfind lichkeit m mit der Dehnungsrate für die Legierung A mit einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 9, ebenso wie ASTM 7.

In der vorliegenden Erfindung wurde eine einzigartige Kombination der Zusammensetzung und Verarbeitung einer Nickelbasis-Superlegie rung erkannt. Diese Kombination ergibt reproduzierbar eine be merkenswerte Ausgewogenheit der Eigenschaften der Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit, Spannungsbruchfestigkeit und Beständigkeit gegenüber Ermüdungsrißwachstum, insbesondere zum Einsatz bei der Herstellung von Gegenständen, die hohe Festigkeit und ausgezeich nete Ermüdungsbeständigkeit von Umgebungstemperatur bis zu etwa 760°C (entsprechend 1400°F) erfordern. Eine besonders wichtige Ausführungsform der vorliegenden Erfindung liegt in der Herstel lung eines Gegenstandes durch pulvermetallurgische Techniken ein schließlich dem heißen Strangpressen zur Verdichtung, dem isother men Schmieden zur Bearbeitung nahe der Endgestalt und dann dem oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur ausgeführten Lösungsglühen, raschen Abschrecken und Hitzealtern, wie oben erwähnt.

In einer bevorzugten Ausführungsform der Zusammensetzung der zur vorliegenden Erfindung gehörenden Nickelbasis-Superlegierung sind Al und Ti die Hauptelemente, die sich mit Nickel kombinieren, um die erwünschte Menge an Gamma'-Ausscheidung, hauptsächlich Ni₃ (Al, Ti), zu bilden. Die Elemente Ni, Cr, W, Mo und Co sind die Hauptelemente, die sich unter Bildung der Gamma-Matrix kombinie ren. Das hauptsächlich gebildete Hochtemperatur-Karbid ist vom MC-Typ, bei dem M vorwiegend Nb, Zr und Ti ist. Mit dieser Legie rungsart werden nach dem erfindungsgemäßen Verfahren kritische Bearbeitungs- und Verformungsstufen ausgeführt, um eine bearbei tete Struktur mit einer Korngröße nicht größer als etwa ASTM 10 zu schaffen. Dann wird diese Legierungsstruktur-Kombination einem (mit Ausnahme für die Hochtemperatur-Karbide) vollständigen Lö sungsglühen bei einer die Gamma'-Lösungstemperatur übersteigenden Temperatur unterworfen, wobei die bearbeitete Kornstruktur gleich zeitig rekristallisiert und sich gleichmäßig zu einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 7 mit einem Bereich von etwa ASTM 2-9 vergröbert. Der in der vorliegenden Anmeldung im Zusammenhang mit der Korngröße benutzte Begriff "gleichförmig" bedeutet, daß ein kritisches Kornwachstum im wesentlichen nicht aufgetreten ist. Eine bevorzugte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung schafft eine sorgfältige Kontrolle der Abkühlrate von der Lösungsglühtem peratur oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur bei einem raschen Abschrecken.

Zur Verbesserung des Verständnisses der vorliegenden Erfindung werden im folgenden die benutzten Begriffe näher erläutert. So bedeutet im Rahmen der vorliegenden Anmeldung eine Bezugnahme auf Korngrößen nach ASTM die Bezugnahme auf Standardkorngrößen, die von der American Society for Testing and Materials begründet und veröffentlicht worden ist. Weiter wurde im Rahmen der vorliegen den Erfindung erkannt, daß die Dehnungsrate während der Verfor mung kritisch ist. Die benutzte Größe "E_c" bedeutet daher in der vorliegenden Anmeldung eine kritische Dehnungsrate, die, wenn sie bei den Verformungs-/Bearbeitungs-Stufen überschritten wird und von einer ausreichenden Gesamtdehnung begleitet ist, zu einem kritischen Kornwachstum nach der Wärmebehandlung oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur an solchen Stellen führt, bei denen E_c überschritten wurde.

E_c kann für eine ausgewählte Legierung anhand von Verformungs- Testproben unter verschiedenen Verformungsraten-Bedingungen be stimmt werden. Die verformten Proben werden dann bei einer Tempe ratur oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur (z. B. etwa 28°C ober halb dieser Lösungstemperatur) und unterhalb der Solidustemperatur der Legierung wärmebehandelt. Der genaue Wert von E_c kann auch vom Grad der Verformung abhängen, die bei der Probe bei einer gegebenen Verformungsrate vorgenommen wurde, wobei ein kritisches Kornwachstum nach der Wärmebehandlung ober halb der Gamma'-Lösungstemperatur beobachtet werden kann. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Superlegierungs-Struktur oder ein Superlegierungsteil, z. B. in Form eines Knüppels oder eines pulvermetallurgisch erhaltenen Preßlings, mit einer Korn größe von nicht mehr als etwa ASTM 10 vor der Wärmebehandlung mit einer Dehnungsrate bearbeitet oder verformt, die geringer ist als eine vorbestimmte kritische Dehnungsrate E_c, die zu einem kritischen Kornwachstum führen würde. Danach wird die verformte Struktur oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur wärmebehandelt.

Der Wert von E_c ist gemäß der vorliegenden Erfindung abhängig von der Zusammensetzung und dem Gefüge der Legierung:
Der Gamma'-Gehalt wird in Übereinstimmung mit experimentellen Da ten als im Bereich von etwa 30 bis 46 Vol.-% liegend errechnet, und die Korngröße nach dem Verformen ist nicht größer als etwa ASTM 10.

Gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung, die be sonders verbunden ist mit einer weiter unten beschriebenen Legie rung A, gibt es eine kritische Beziehung zwischen Dehnungsrate, abnormem Kornwachstum und Fließverhalten bei hoher Temperatur. So wird z. B. unter Benutzung der Ergebnisse der Fließspannung gegenüber der Dehnungsrate für eine ausgewählte Legierung, ein Dehnungsraten-Empfindlichkeitsparameter "m" nach der Gleichung bestimmt:

m = d[ln (Fließspannung)]/d[ln (Dehnungsrate)]

und dann als Funktion der Dehnungsrate aufgetragen. Gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ergeben bestimmte Le gierungen mit einem Dehnungsraten-Empfindlichkeitswert m bei vor ausgewählten Bearbeitungsbedingungen von mindestens 0,3 für eine gegebene Dehnungsrate kein kritisches, abnormes Kornwachstum bei der ausgewählten Dehnungsrate. Die Legierung wird sich im Gegen satz zu Legierungen, die einen m-Wert von weniger als etwa 0,3 aufweisen, in einer superplastischen Weise verformen, während die Legierungen mit m kleiner als 0,3 dieses superplastische Verfor mungsverhalten nicht zeigen.

Ein Beispiel dieser Bestimmungen, das während der Auswertung der vorliegenden Erfindung ausgeführt wurde, benutzte eine Gamma'- ausscheidungsgehärtete Nickelbasis-Superlegierung, die im folgen den als Legierung A bezeichnet wird und die nominelle Zusammen setzung in Gewichtsprozent von 12 bis 14 Co, 15 bis 17 Cr, 3,5 bis 4,5 Mo, 3,5 bis 4,5 W, 1,5 bis 2,5 Al, 3,2 bis 4,2 Ti, 0,5 bis 2 Nb, 0,01 bis 0,04 B, 0,01 bis 0,06 C, 0,01 bis 0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, Rest im wesent lichen Nickel und übliche Verunreinigungen, aufwies. Deren Gamma'- Lösungstemperatur wurde als im Bereich von 1065 bis 1175°C (ent sprechend 1950 bis 2150°F) liegend abgeschätzt, für einen Gehalt von 40 Vol-% an Gamma' üblicherweise im Bereich von etwa 1107 bis 1120°C (entsprechend 2025 bis 2050°F). Der Gamma'-Gehalt lag im Bereich von etwa 33 bis 46 Vol.-%. Eine Form der Legierung, die in der folgenden Tabelle I als Legierung A bezeichnet ist und eine mittlere Korngröße von etwa ASTM 12 ebenso wie ASTM 10 auf wies, wurde hergestellt und maschinell zu einem abgeschrägten Zugversuch-Probekörper verarbeitet und mit auf dem Umfang ange brachten Vergleichslinien versehen. Der Probekörper wurde bei Raumtemperatur zu einer nominellen plastischen Dehnung von 10% gedehnt. Schrittweise plastische Dehnungen wurden zwischen den Vergleichslinien gemessen und als Funktion der Meßlinge aufgetragen. Es wurde beobachtet, daß die plastische Dehnung mit abneh mendem Durchmesser des Zugversuch-Probekörpers zunahm. Dieser ab geschrägte Probekörper, der bei Raumtemperatur gedehnt worden war, wurde dann für etwa 1 Stunde oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur bei etwa 1150°C (entsprechend 2100°F) wärmebehandelt und auf Zim mertemperatur luftgekühlt. Nach dem Schneiden und Polieren des Probekörpers zeigte die Makro-Struktur deutlich einen Gradienten zunehmenden Kornwachstums mit zunehmender Dehnung. Es wurde beob achtet, daß ein kritisches Kornwachstum in einem Bereich von 6 bis 8% plastischer Dehnung beginnt, wo die Korngröße etwa ASTM 3 (Korndurchmesser etwa 1 mm) betrug. Auf der Grundlage dieser Ver fahren wurde bestimmt, daß die Legierung A ein abnormales Korn wachstum zeigen wird, wenn sie einer kritischen Dehnung im Be reich von 6 bis 8% bei Zimmertemperatur unterworfen wird. Bei einem anderen Verfahren wurde jedoch festgestellt, daß beim Deh nen des abgeschrägten Probekörpers aus der Legierung A mit der gleichen nominellen Dehnung von 10% bei einer erhöhten Temperatur von etwa 1060°C (entsprechend 1940°F) statt bei Raumtemperatur, der Zugversuch-Probekörper eine mittlere Korngröße von etwa ASTM 7 beibehielt und nach der gleichen Wärmebehandlung bei einer Temperatur oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur kein abnormales Kornwachstum aufwies. Selbst eine Zunahme der nominellen Dehnung von 10 auf 25% ergab kein kritisches Kornwachstum, wenn der abge schrägte Zugversuch-Probekörper aus der Legierung A bei etwa 1060°C (entsprechend 1940°F) gedehnt wurde.

Diese Ergebnisse zeigen, daß die Dehnung allein nicht die haupt sächliche Variable zur Vorhersage abnormalen Kornwachstums hauptsächlich während der Verformung bei erhöhter Temperatur ist. In der vorliegenden Erfindung wurde unerwarteterweise erkannt, daß das kritische Kornwachstum hauptsächlich eine Funktion der lokalen Dehnungsrate innerhalb einer Struktur oder eines Gegen standes ist, nicht aber der Gesamtdehnung während eines bei hoher Temperatur durchgeführten Bearbeitens/Verformens. In der vorlie genden Erfindung wurde daher erkannt, daß es eine kritische Deh nungsrate E_c gibt, die, wenn man sie während des Bearbeitungsprozesses übersteigt, an den Stellen zu einem kritischen Kornwachs tum führt, bei denen dieses E_c überschritten wurde.

Es wurde beobachtet, daß in einem Diagramm, bei dem der Logarith mus der Fließspannung gegen den Logarithmus der Dehnungsrate auf getragen wurde, E_c entweder in einem Bereich (Bereich III) liegt, der kein superplastisches Verformungsverhalten zeigt oder in einem Übergangsbereich zwischen dem Bereich III und einem Bereich (Bereich II), der ein superplastisches Verformungsverhalten zeigt. Solche Bereiche, wie die Bereiche II und III, sind in der metal lurgischen Literatur im Zusammenhang mit Superplastizität bekannt. Der genaue Wert von E_c kann auch von der Dehnungsmenge abhängen, der ein Gegenstand oder eine Struktur bei der Dehnungsrate unter worfen wurde.

Diese Beobachtungen wurden aus Auswertungen abgeleitet, die mit der oben identifizierten Legierung A ausgeführt wurden, wobei man übliche Zugversuch-Probekörper und isothermisch geschmiedete Kom ponenten voller Größe aus Flugzeug-Gasturbinen benutzte. Anfäng lich wurde das Verhalten der Fließspannung in Abhängigkeit von der Dehnungsrate der Legierung bei verschiedenen isothermen Schmiedetemperaturen charakterisiert, wie in der graphischen Dar stellung der Fig. 1 gezeigt für einen Knüppel von etwa 7,5 cm Durchmesser, der durch Strangpressen unterhalb der Gamma'-Lösungs temperatur verformt wurde und eine mittlere Korngröße von etwa ASTM 12 hatte, ebenso wie ASTM 10. Nach diesen Daten wurde der wie oben identifizierte Dehnungsraten-Empfindlichkeitsparameter m, definiert als d[ln (Fließspannung)]/d[ln (Dehnungsrate)], gegen die Dehnungsrate aufgetragen. Die entsprechende Kurve findet sich in der graphischen Darstellung der Fig. 2. Eine horizontale Linie bei m = 0,3 wurde in die Fig. 2 eingezeichnet. Nach der vorlie genden Erfindung führen gewisse Legierungen, wie die Legierung A, mit einem Dehnungsraten-Empfindlichkeitswert m von mindestens etwa 0,3 bei den Verformungsbedingungen für eine gegebene Dehnungsrate nicht zu einem kritischen, abnormalen Kornwachstum bei der ausge wählten Dehnungsrate.

Als weiteres Beispiel der Erkenntnisse der vorliegenden Erfindung wurden übliche Zugversuch-Probekörper aus Legierung A bei etwa 1170°C (entsprechend 1960°F) bei Dehnungsraten von 0,6 mm/mm/min (m = 0,42) im superplastischen Bereich II bis zu einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie etwa ASTM 10, und bei 6 mm/mm/min (m = 0,25) im nicht-superplastischen Bereich III bis zu einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10, verformt. Nach einem Lösungsglühen bei einer oberhalb der Gamma'- Lösungstemperatur liegenden Temperatur von etwa 1150°C (entspre chend 2100°F) für etwa 1 Stunde und nachfolgendem Kühlen in Luft auf Raumtemperatur zeigte der Probekörper, der im Bereich III ver formt worden war, ein abnormales Kornwachstum bis zu einer Korn größe von ASTM -3, während der im Bereich II verformte Probekör per ein solches abnormales Kornwachstum nicht aufwies.

Bei einem anderen Beispiel der Auswertung der vorliegenden Erfin dung wurden Ergebnisse für die Fließspannung und die Abhängigkeit des Wertes m von der Dehnungsrate für die Legierung A anhand eines Knüppels mit einem Durchmesser von etwa 22,5 cm bestimmt. Es wurden Gasturbinenscheiben voller Größe mit verschiedenen Dehnungsraten und bei verschiedenen Temperaturen unterhalb der Gamma'-Lösungstemperatur im Bereich von 1107 bis 1120°C (entspre chend 2025 bis 2050°F) bis zu einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10, geschmiedet. Scheiben, die bei Deh nungsraten im Bereich II geschmiedet wurden, zeigten kein abnor males Kornwachstum. Scheiben, die bei Dehnungsraten im Übergangs bereich zwischen den Regionen II und III oberhalb der kritischen Dehnungsrate E_c geschmiedet wurden, zeigten ein deutlich abnorma les Kornwachstum bis zu ASTM -3.

Diesen Feststellungen überlagert ist die Tatsache, daß die kriti sche Dehnungsrate, die zur Erzeugung abnormalen Kornwachstums er forderlich ist, sehr vom Gefüge, insbesondere der Korngröße abhän gig ist. Bei gewissen Legierungen steht diese Empfindlichkeit in einer starken Abhängigkeit von der Fließspannung, und daher ist der Wert für m von der Korngröße abhängig. In dem oben erläuterten Beispiel im Zusammenhang mit dem Knüppel von etwa 22,5 cm Durchmes ser betrug die mittlere Korngröße des Probekörpers etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10. Es wurde beobachtet, daß beim Vergröbern der Korngröße auf im Mittel etwa ASTM 9, ebenso wie ASTM 7, sich das Verformungsverhalten für die Legierung A zu dem in der graphi schen Darstellung der Fig. 3 und 4 änderte. Man beachte die Lage der Linie m = 0,3 in Fig. 4. Für eine gegebene Dehnungsrate weist eine gröbere Korngröße eine höhere Fließspannung auf, ins besondere bei den geringeren Dehnungsraten, wie sie in Fig. 3 ge zeigt sind. Auch verschiebt sich die Spitze der Kurve, in der m gegen die Dehnungsrate aufgetragen ist, in der graphischen Dar stellung nach links (geringere Dehnungsraten) mit zunehmender Korngröße. Ein Merkmal der vorliegenden Erfindung ist es daher, der verformten Struktur eine feinere Korngröße zu geben, die in der vorliegenden Anmeldung als nicht größer als etwa ASTM 10 de finiert ist.

In der Metallurgie ist es aufgrund einer weiten Vielfalt publi zierter Daten allgemein anerkannt, daß bei Nickelbasis-Superlegie rungen der allgemeinen Art der Legierung A eine Vergrößerung des Volumenprozentgehaltes an Gamma' die Festigkeit bei hoher Tempe ratur erhöht. Deshalb haben gewisse kürzlich entwickelte Nickel basis-Superlegierungen für den Einsatz bei hoher Temperatur in Gasturbinen Gamma'-Gehalte von mindestens etwa 50 Vol.-% und all gemein mehr aufgewiesen, um die Festigkeit zu erhöhen. Der Gamma'- Gehalt einer Nickelbasis-Superlegierung und die oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur liegende Temperatur für das Lösungsglü hen stehen jedoch in Beziehung zur Rißempfindlichkeit der Legie rung während des raschen Abschreckens nach dem Lösungsglühen, um die Festigkeitseigenschaften zu fördern. Je höher der Gamma'-Ge halt und je höher somit die Gamma'-Lösungstemperatur, um so größer wird der thermische Schock und die Änderung bei der inneren Deh nung sein, wenn sich Gamma' beim Abkühlen ausscheidet. Das Ergeb nis solcher höheren Gamma'-Gehalte ist daher eine größere Empfäng lichkeit für die Rißbildung in einem Teil während des raschen Abschreckens von einem Lösungsglühen bei einer Temperatur oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur. Während der Auswertung der vorlie genden Erfindung wurde eine Vielfalt von Nickelbasis-Superlegie rungen hinsichtlich der Rißempfindlichkeit beim Abschrecken unter sucht. Die folgenden Tabellen I und II identifizieren einige die ser Legierungen, einschließlich der oben angegebenen Legierung A, und sie geben die Festigkeit und die Empfindlichkeit für Ab schreckrisse wieder.

Alle Legierungen der vorstehenden Tabellen wurden mittels übli cher Pulvermetallurgie hergestellt und durch Strangpressen bis zu einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10, verfestigt. Das Verfestigen des in einem Behälter enthaltenen Pulvers erfolgte jeweils unterhalb der Gamma'-Lösungstemperatur und bei einem Druck, der zumindest zu 98% der theoretischen Dichte führte. Das Verformen des zusammengepreßten Materials wurde mit einem Flächenverminderungsverhältnis von etwa 6 : 1 und bei einer Temperatur unterhalb der Gamma'-Lösungstemperatur aus geführt, um einen vollständig dichten, feinkörnigen Knüppel zu ergeben. Die so erhaltenen Knüppel wurden zu Längen geschnitten, die geeignet waren zum isothermen Schmieden zu Turbinenscheiben mit beinahe der Endgestalt und Durchmessern von etwa 62,5 cm (entsprechend 25 Zoll) und mit einem Gewicht von etwa 160 kg (entsprechend 350 US-Pfund).

Die Legierungen A, B, C und D wurden isotherm zu einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10, bei einer Tempe ratur und mit einer Dehnungsrate geschmiedet, die eine Dehnungs raten-Empfindlichkeit m von etwa 0,5 ergaben. Die Legierungen A, B, C und D wurden dann bei einer Temperatur oberhalb der Gam ma'-Lösungstemperatur wärmebehandelt. Die Wärmebehandlung schloß eine Vorwärmebehandlung bei der isothermen Schmiedetemperatur jeder Legierung für etwa 1 bis 2 Stunden ein, gefolgt von einem direkten Erhitzen auf die oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur liegende Lösungsglühtemperatur (etwa 28°C bzw. 50°F oberhalb der jeweiligen Gamma'-Lösungstemperatur jeder Legierung). Jede Schei be wurde für etwa 1 Stunde bei der Lösungsglühtemperatur gehal ten, gefolgt von einer kurzen Kühlung in Luft (bis zu etwa 5 Mi nuten) bevor ein Abschrecken in Öl erfolgte. Nur die Legierung A zeigte keine Rißbildung.

Die gegebene Information hat gezeigt, daß Gamma'-gehärtete Nickel basis-Superlegierungen mit einem weiten Zusammensetzungsbereich durch pulvermetallurgische Verarbeitung, Herstellung feinkörni ger Knüppel und isothermes Schmieden der Knüppel zu komplexen, nahe der Endgestalt liegenden Konfigurationen verarbeitet werden können. Diese leichte Verarbeitbarkeit erstreckt sich üblicher weise jedoch nicht auf die Wärmebehandlung, insbesondere wenn das Lösungsglühen oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur statt finden soll. Den Daten der Tabelle II kann entnommen werden, daß alle Legierungen mit Ausnahme der Legierung A als Ergebnis des raschen Abschreckens von einer Lösungsglühtemperatur oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur Risse bildeten. Das Abschrecken schloß ein rasches Abkühlen bei einer Rate ein, um Eigenschaften von etwa 1106 N/mm² (entsprechend 158 ksi) für die 0,2%-Streckgrenze und 1484 N/mm² (entsprechend 212 ksi) für die Zugfestigkeit zu erhalten. Es ist ersichtlich, daß die Rißbildungsneigung bei einem solchen Abschrecken zunimmt, wenn der Volumenanteil von Gamma' zunimmt oder, daß mindestens solche Legierungen mit einem Gamma'-Volumenanteil, der größer ist, als der der Legierung A, eine Rißbildung aufwiesen, wenn sie mit einer Geschwindigkeit abgekühlt wurden, die notwendig ist, um die ausgewählten Eigen schaften zu erhalten.

Es wurde erwähnt, daß ein Merkmal der vorliegenden Erfindung die Schaffung eines Gegenstandes mit einem gleichförmigen Gefüge mit einer mittleren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 2-9, z. B. ASTM 7, ebenso wie ASTM 2, ist (wobei ein kritisches Kornwachs tum im wesentlichen nicht aufgetreten ist). Dieses Gefüge ge stattet die beste Kombination der Eigenschaften wie Zugfestig keit, Kriechbeständigkeit, Spannungsbruch und Ermüdungsbeständig keit, wie oben ausgeführt.

Bei einer anderen Reihe von Auswertungen anderer Verfahren zum Behandeln der Legierung A wurden Ansätze der Legierung durch Pul vermetallurgie hergestellt, mittels heißem isostatischem Pressen oder Strangpressen verfestigt und wärmebehandelt, um ein Gefüge herzustellen, wie es gemäß der vorliegenden Erfindung offenbart wurde. Mechanische Schlüsseleigenschaften sind in der Tabelle III aufgeführt. Es ist ersichtlich, daß das Wachsen von Ermüdungs rissen, die Kriechbeständigkeit und die Zugfestigkeitseigenschaften für jede Behandlungsvariation vergleichbar sind.

In der obigen Tabelle III, in der folgenden Tabelle IV und an anderer Stelle in der vorliegenden Anmeldung steht "ksi" für 1000 US-Pfund/Zoll²; ist die angegebene Streckgrenze die "ver setzte" (Offset)-Streckgrenze, und unter "0,2% Kriechen" ist der bekannte Larson-Miller-Parameter die Lösung der Beziehung P = T(C + log t) × 10^-3, worin P der einheitslose Parameter, T die Temperatur in °R, t die Zeit in Stunden und C eine Mate rialkonstante gleich 25 ist. "K_eff" ist ein bekannter Parameter, der die Wirkungen des Belastungsverhältnisses ausgleicht, wäh rend "da/dN" für die Wachstumsrate von Ermüdungsrissen steht.

Die folgende Tabelle IV gibt Daten mechanischer Eigenschaften wieder, die an tatsächlichen Gasturbinenkomponenten bestimmt wurden, die hergestellt waren gemäß der vorliegenden Erfindung aus einer Superlegierung, die in Gewichtsprozent im wesentlichen bestand aus:
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,1-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen. Die Kompo nente wurde bei einer Temperatur im Bereich von etwa 650 bis 843°C (entsprechend 1200 bis 1550°F) gealtert.

Tabelle IV

Mechanische Eigenschaften

Die Daten der Tabelle IV, die beispielhaft für die vorliegende Erfindung sind, zeigen die hervorragende Ausgewogenheit von Bestän digkeit gegenüber dem Wachstum von Ermüdungsrissen und Zugeigen schaften für, z. B., 400°C (entsprechend 750°F), was in etwa die Temperatur an der Bohrung einer Ausführungsform einer Gasturbi nen-Scheibe ist. Gleichzeitig liegen die anderen mechanischen Eigenschaften in einem besonders erwünschten Bereich für eine solche Anwendung. Bei dieser verbesserten Ausgewogenheit und dieser verbesserten Kombination der Eigenschaften sind die Kriechfestig keit, die Spannungsbruchfestigkeit und die Beständigkeit gegen über Ermüdungsriß-Wachstum nützlich für den Rand einer Ausfüh rungsform einer Gasturbinenscheibe.

Bei einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Ver fahrens wurde erkannt, daß mit Legierungen, wie der Legierung A, die die erwünschten Festigkeitseigenschaften zum Einsatz bis zu etwa 760°C (entsprechend 1400°F) aufweisen, ein gesteuertes Ab schrecken von der oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur liegen den Lösungsglühtemperatur vorteilhaft ist. Die ausgewählte Kühl rate ist eine, die ausreichend groß ist, um die erwünschten Ei genschaften, wie Festigkeit, Kriechbeständigkeit und Ermüdungs beständigkeit zu ergeben. Trotzdem führt der thermische Schock nicht zur Rißbildung in der Struktur. Allgemein liegt die ober halb der Gamma'-Lösungstemperatur liegende Temperatur, die für dieses Verfahren geeignet ist, unterhalb etwa 1218°C (entspre chend 2225°F) und etwa 28°C bzw. 50°F oberhalb der Gamma'-Lö sungstemperatur.

Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfin dung wurde festgestellt, daß insbesondere mit einer Legierung, wie der Legierung A, eine Abschreckverzögerung vor dem vollstän digen Abschrecken den thermischen Schock in der Struktur vermin dert und dadurch weiter die Rißbildung beim vollen Abschrecken behindert. Ein Beispiel einer solchen Abschreckverzögerung be steht darin, daß man nach dem Lösungsglühen bei einer oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur liegenden Temperatur kurze Zeit, wie bis zu etwa 5 Minuten, in Luft kühlt und dann rasch in einem Medium, wie Öl, Salz usw., abschreckt. Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren sorgt man daher für ein Abkühlen der bei einer ober halb der Gamma'-Lösungstemperatur liegenden Temperatur wärmebe handelten Struktur mit einer Rate, die so ausgewählt ist, daß man das Ausbilden von Rissen beim Abschrecken vermeidet, wobei man trotzdem die erwünschten Eigenschaften erhält. Vorzugsweise schließt ein solches Abkühlen eine Abschreckverzögerung ein, um den thermischen Schock zu vermindern.

Um während des Erhitzens auf die Lösungsglühtemperatur, die oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur liegt, die Ausbildung von Dehnungen aufgrund eines thermischen Gradienten zu verhindern, die ein kritisches Kornwachstum zur Folge haben können, wird die Struktur vorzugsweise einer Vorerhitzungsstufe unterworfen. Eine solche Stufe schließt nach dem Bearbeiten, z. B. durch iso thermes Schmieden, das Erhitzen der Struktur auf eine nahe der Bearbeitungstemperatur und unterhalb der Gamma'-Lösungstempera tur liegende Temperatur für eine Glühperiode ein, um die Tempe ratur auszugleichen. Dann erhitzt man die Struktur direkt auf die ausgewählte Lösungsglühtemperatur oberhalb der Gamma'-Lö sungstemperatur.

Als ein spezifisches Beispiel einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wurde die Legierung A der Tabelle I im Vakuum erschmolzen, um einen Barren herzustellen, der durch Gaszerstäuben zu Pulver verarbeitet wurde. Das erhaltene Pulver wurde gesiebt, gemischt und in geschlossenen Behältern der Art angeordnet, wie sie in der Pulvermetallurgie für die weitere Verarbeitung benutzt werden. Das im Behälter enthaltene Pulver wurde bei einer Temperatur unterhalb der Gamma'-Lösungstempera tur und bei einem Druck zusammengepreßt, der zu einer Dichte von mindestens 98% der theoretischen Dichte führte. Das zusammenge preßte Material wurde mit einem Einschnürungsverhältnis (Flächen verminderungsverhältnis) von etwa 6 : 1 und bei einer Temperatur unterhalb der Gamma'-Lösungstemperatur stranggepreßt, um einen vollkommen dichten, feinkörnigen Knüppel einer mittleren Korn größe von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10, zu ergeben.

Der hergestellte Knüppel wurde zu Segmenten geschnitten, die ge eignet waren zum isothermen Schmieden zu nahe der Endgestalt be findlichen Konfigurationen. Die Segmente wurden bei einer Tempera tur unterhalb der Gamma'-Lösungstemperatur im Vakuum oder inerten Atmosphären und mit Dehnungsraten im Bereich II geschmiedet, die eine Dehnungsraten-Empfindlichkeit m von etwa 0,5 ergab. Der Schmiedekörper wurde in Luft auf eine Temperatur nahe der Schmie detemperatur vorerhitzt und dann direkt auf die oberhalb der Gamma'-Lösungstemperatur liegende Temperatur erhitzt. Nach einem einstündigen Halten bei der Lösungsglühtemperatur nahm man den Schmiedekörper aus dem Wärmebehandlungsofen zur Abschreckverzö gerungs-Abkühlung in Luft. Dann schreckte man den Schmiedekörper in gerührtem Öl ab. Es wurde keine Rißbildung im Schmiedekörper beobachtet. Das Altern erfolgte in der üblichen Weise im Tempe raturbereich von 650 bis 843°C (entsprechend 1200 bis 1550°F), in diesem Beispiel 8 Stunden bei 760°C (entsprechend 1400°F), ge folgt von einem Abkühlen in Luft. Die obigen Tabellen III und IV schließen Daten ein, wie für die mechanische Festigkeit, die Riß wachstumsrate und die Ermüdungseigenschaften der Struktur, wie sie nach diesem spezifischen Beispiel erhalten wurden.

Die vorliegende Erfindung wurde in Verbindung mit spezifischen Beispielen und Ausführungsformen beschrieben. Es ist dem Metallur gie-Fachmann jedoch bekannt, daß im Rahmen der Erfindung Varia tionen und Modifikationen im Bereich der Ansprüche vorgenommen werden können. So kann das erfindungsgemäße Verfahren z. B. im Zu sammenhang mit der Herstellung von Strukturen oder Gegenständen durch Pulvermetallurgie, Gießen und Schmieden usw. benutzt werden. Das Verfahren kann auch auf andere Legierungen als die beschriebe ne Legierung A angewendet werden, die die einzigartige Kombination von Zusammensetzung und Gamma'-Gehalt einschließt, um sie für das erfindungsgemäße Verfahren besonders geeignet zu machen.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einer γ'-ausscheidungsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung aus in Gew.-%:
12 bis 14 Co, 15 bis 17 Cr, 3,5 bis 4,5 Mo, 3,5 bis 4,5 W, 1,5 bis 2,5 Al, 3,2 bis 4,2 Ti, 0,5 bis 1 Nb, 0,01 bis 0,04 B, 0,01 bis 0,06 C, 0,01 bis 0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, Rest im wesentlichen Ni und übliche Verunreinigungen und
mit einem γ'-Gehalt im Bereich von etwa 30 bis 46 Vol.-%, gekennzeichnet durch die Stufen:
Bearbeiten der Superlegierung bei einer Bearbeitungs temperatur unterhalb der γ'-Lösungstemperatur bei einer Dehnungsrate unterhalb einer vorbestimmten kritischen Deh nungsrate E_c zur Schaffung einer bearbeiteten Struktur mit einer Korngröße, die im wesentlichen nicht größer ist als etwa ASTM 10, einer Ausscheidung von γ' und einer Hochtem peratur-Karbidausscheidung, die MC-Karbid umfaßt,
Erhitzen der bearbeiteten Struktur bei der oberhalb der Lösungstemperatur liegenden Lösungsglühtemperatur für eine ausreichende Zeit, um im wesentlichen das gesamte γ', nicht aber das MC-Karbid zu lösen und die Körner gleichmä ßig bis zu einem Bereich von etwa ASTM 2 bis 9 zu vergrö bern und
Abschrecken der Struktur, um γ' ohne wesentliche Riß bildung wieder auszuscheiden.

2. Verfahren nach Anspruch 1 zum Bearbeiten eines Gegen standes durch Pulvermetallurgie, bei dem die Superlegierung in Pulverform vorliegt und zu einer Struktur mit mindestens etwa 98% theoretischer Dichte und einer Korngröße von nicht größer als etwa ASTM 10 verdichtet wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem man die Struktur nach dem Lösungsglühen oberhalb der γ'-Lösungstemperatur und vor dem raschen Abschrecken einer Abschreckverzögerung durch Kühlen in Luft bis zu etwa 5 min aussetzt und danach die Struktur rasch abschreckt.

4. Verfahren nach Anspruch 1 und 3, wobei die Legierung einen γ'-Gehalt von 33 bis 46 Vol.-% entwickeln kann und eine γ'-Lösungstemperatur im Bereich von etwa 1.065 bis 1.077°C aufweist,
Bearbeiten der Superlegierung bei einer Temperatur unterhalb der γ'-Lösungstemperatur der Superlegierung und bei einer Dehnungsrate, bei der lokale Dehnungsraten E_c nicht übersteigen, um eine bearbeitete Struktur mit einer mittleren Korngröße zu schaffen, die gleichmäßig im Bereich von etwa ASTM 10-14 liegt,
Erhitzen der bearbeiteten Struktur bei einer oberhalb der γ'-Lösungstemperatur liegenden Lösungsglühtemperatur, um die Körner zu einer mittleren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 2-9 zu vergröbern.

5. Verfahren nach Anspruch 1 oder 4, bei dem die Super legierung eine Dehnungsraten-Empfindlichkeit m von mindestens 0,3 bei den vorausgewählten Bearbeitungsbedingungen hat, wobei m definiert ist als
d[ln (Fließspannung)]/d[ln (Dehnungsrate)].

6. Verfahren nach Anspruch 1 oder 4, bei dem die Struk tur nach dem Bearbeiten der Superlegierung und vor dem Er hitzen der bearbeiteten Struktur auf die oberhalb der Lö sungstemperatur liegende Lösungsglühtemperatur auf eine Temperatur unterhalb der γ'-Lösungstemperatur erhitzt und dann direkt auf die oberhalb der Lösungstemperatur liegende Lösungsglühtemperatur erhitzt wird.

7. Verfahren nach Anspruch 4 zum Herstellen eines Gegen standes durch Pulvermetallurgie, bei dem die Superlegierung in Pulverform vorliegt und in einem für Pulvermetallurgie geeigneten geschlossenen Verarbeitungsbehälter angeordnet wird,
das im Behälter befindliche Pulver bei einer Temperatur un terhalb der γ'-Lösungstemperatur liegenden Temperatur und bei einem Druck zusammengepresst wird, der zu einem Press ling mit einer Dichte von mindestens 98% der theoretischen Dichte führt,
der Pressling bei einem Flächenverminderungsverhältnis von etwa 6 : 1 und bei einer Temperatur unterhalb der γ'-Lösungstempe ratur stranggepresst wird, um eine Struktur mit einer mitt leren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 12-14 zu schaffen, und
mindestens ein Segment der Struktur durch isothermes Schmieden bei einer Temperatur unterhalb der γ'-Lösungstem peratur und einer Dehnungsrate von weniger als E_c bearbei tet wird.

8. Verfahren nach Anspruch 1, 4 oder 7, das nach dem Abschrecken ein Erhitzen auf eine Alterungstemperatur im Bereich von etwa 649 bis etwa 843°C einschließt, um γ' zu altern und die Struktur mit einer verbesserten Ausgewogenheit und einer verbesserten Kombination von Eigenschaften von Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur von etwa 760°C aus mittlerer Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit, Span nungsbruchbeständigkeit und Beständigkeit gegenüber Wachs tum von Ermüdungsrissen zu versehen, wobei die Wachstums rate von Ermüdungsrissen bei 400°C im Bereich von etwa 2,7 × 10^-6 bis 6 × 10^-6 da/dN (etwa 25 mm/Zyklus) bei 20 Zyk len/min und K_eff von 175 N/mm² × √25 mm liegt.

9. Verfahren nach Anspruch 8, bei dem die Struktur in Kombination mit der Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 400°C die folgenden ausgewogenen Eigenschaften aufweist:
Zugfestigkeit bei 400°C von 1449-1575 N/mm²;
0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm²;
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C von 1,3 × 10^-5 bis 2,2 × 10^-5 da/dN (25 mm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K_eff von 175 N/mm² × √25 mm;
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² Spannung, 740-755°C;
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² Spannung, 767-783°C.