DE60108212T2

DE60108212T2 - Monokristalline Nickel-Basis-Legierungen und Verfahren zur Herstellung und daraus hergestellte Hochtemperaturbauteile einer Gasturbine

Info

Publication number: DE60108212T2
Application number: DE60108212T
Authority: DE
Inventors: Takehisa Sagamihara-shi Hino; Yutaka Ryugasaki-shi Koizumi; Toshiharu Ryugasaki-shi Kobayashi; Shizuo Nakazawa; Hiroshi Tsukuba-shi Harada; Yutaka Ishiwata; Yomei Yokohama-shi Yoshioka
Original assignee: INDP ADMINISTRATIVE INST NIMS; Toshiba Corp; National Institute for Materials Science
Current assignee: INDP ADMINISTRATIVE INST NIMS; Toshiba Corp; National Institute for Materials Science
Priority date: 2000-08-30
Filing date: 2001-08-30
Publication date: 2005-12-08
Anticipated expiration: 2021-08-31
Also published as: EP1184473A3; DE60108212D1; EP1184473B1; EP1184473A2; US6673308B2; US20020062886A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, die auf Hochtemperaturteile (wärmebeständige Teile) einer Industriegasturbine, wie z. B. Turbinenschaufeln und -leitschaufeln angewandt wird, ein Verfahren zur Herstellung einer solchen Superlegierung und Gasturbinen-Hochtemperaturteile, die aus einer solchen Superlegierung hergestellt sind oder gemäß einem solchen Verfahren hergestellt worden sind, sowie die Verwendung einer Superlegierung, die durch das Verfahren erhältlich ist, zur Herstellung von Hochtemperaturteilen von Industriegasturbinen.
Bei einem Trend in Richtung auf eine hohe Effizienz einer Gasturbine steigt die Verbrennungstemperatur in der Gasturbine, so dass sich ein Material für Turbinenrotor- und -statorschaufeln von einem herkömmlichen Gusslegierungstyp zu einem direktional verfestigten Legierungstyp, bei dem eine Kristallkorngrenze entlang einer axialen Belastungsrichtung beseitigt wird, um die Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen zu verbessern, und ferner zu einem Einkristall-Legierungstyp gewandelt hat, bei dem Korngrenzenverstärkungselemente, deren Gegenwart eine Ursache für die Verminderung des Wärmebehandlungsfensters ist, dadurch ausgeschlossen werden, dass die Kristallkorngrenze selbst beseitigt wird, so dass eine optimale Wärmebehandlung zur Erhöhung des Volumenanteils einer gamma-Primärphase angewandt wird, wodurch die Kriechfestigkeit bei den hohen Temperaturen weiter verbessert wird.
Die Entwicklung von Einkristall-Legierungen ist von den Einkristall-Superlegierungen der ersten Generation zu den Einkristall-Legierungen der zweiten und dritten Generation übergegangen und zielt auf eine weitere Verbesserung der Kriechfestigkeit.
Die erste Generation der Einkristall-Superlegierungen enthält kein Rhenium. Beispiele für eine solche Legierung umfassen "CMSX-2", die in dem japanischen offengelegten Patent mit der Veröffentlichungsnummer SHO 59-19032 beschrieben ist, "Rene 'N4", die in dem US-Patent 5,399,313 beschrieben ist, "PWA-1480", die in dem japanischen offengelegten Patent mit der Veröffentlichungsnummer SHO 53-146223 beschrieben ist, und dergleichen.
Die Belastungsrisstemperatur der Einkristall-Superlegierungen der zweiten Generation, die etwa 3% Rhenium enthalten, ist verglichen mit der Belastungsrisstemperatur der Einkristall-Superlegierungen der ersten Generation um etwa 30°C erhöht. Beispiele für eine solche Legierung umfassen "CMSX-4", die in dem US-Patent 4,643,782 beschrieben ist, "PWA-1484", die in dem US-Patent 4,719,080 beschrieben ist, "Rene 'N5", die in dem japanischen offengelegten Patent mit der Veröffentlichungsnummer HEI 5-59474 beschrieben ist, und dergleichen.
Die dritte Generation von Einkristall-Superlegierungen enthält etwa 5% bis 6% Rhenium. Beispiele für eine solche Legierung umfassen "CMSX-10", die in dem japanischen offengelegten Patent mit der Veröffentlichungsnummer HEI 7-138683 beschrieben ist, und dergleichen.
Diese Einkristall-Legierungen wurden hauptsächlich in den Bereichen von Flugzeugstrahltriebwerken und kleinen Gasturbinen beträchtlich weiterentwickelt. Es war beabsichtigt, diese Technologie in den Bereich von großen Gasturbinen für eine industrielle Anwendung zu konvertieren, um hohe Temperaturen zu erreichen, die auf Verbesserungen der Verbrennungseffizienz abzielen.
Große Gasturbinen für industrielle Anwendungen sind verglichen mit Flugzeugstrahltriebwerken oder kleinen Gasturbinen für eine längere Lebensdauer ausgelegt. Demgemäß erfordern Schaufelmaterialien die charakteristische Eigenschaft, dass sie die Bildung einer TCP (topologisch dicht gepackte Phase) hemmen, die im Gebrauch als Abbauphase wirkt, d. h. dass sie eine gute strukturelle Stabilität aufweisen.
In den Einkristall-Superlegierungen der dritten Generation ermöglicht die Zugabe von Rhenium in einer Menge von 5% bis 6% die Erhöhung der Kriechfestigkeit im Vergleich zu den Einkristall-Superlegierungen der zweiten Generation. Bei der TCP-Phase, die als Startstelle für ein Kriechen und ein Ermüdungsversagen bei einer geringen Zykluszahl wirken kann, besteht eine Tendenz dahingehend, dass sie nach einem langen Gebrauchszeitraum auftreten kann. Im Hinblick auf die vorstehend genannten Probleme können die Einkristall-Superlegierungen der dritten Generation nur schwer auf ein Material für große Gasturbinen angewandt werden. Bezüglich der Erhöhung der Verbrennungstemperatur besteht jedoch ein Bedarf für ein Material mit einer noch höheren Kriechfestigkeit.
Die FR 2 780 983 A1 beschreibt eine einkristalline Superlegierung, die, in Gew.-%, aus 4,5% bis 6% Cr, 0 bis 10% Co, 1 bis 3% Mo, 4,5 bis 7,5% W, 3,5 bis 7% Ta, 0,5 bis 2% Ti, 0 bis 0,2% Nb, 5 bis 5,6% Al, 0 bis 3% Ru, 0 bis 0,7% Hf, 0 bis 0,2% Si, 2 bis 3,5% Re, 0 bis 0,05% Y, 0 bis 10 ppm S besteht, wobei der Rest Ni ist, wobei (Al + Ti + Ta + Nb) im Bereich von 15 bis 16% und (Mo + W + Re + Ru) im Bereich von 4,2 bis 4,8% liegt.
Die US 4,719,080 beschreibt eine Superlegierungszusammensetzung, die, in Gew.-%, aus 3 bis 12% Cr, 0 bis 3% Mo, 3 bis 10% W, 0 bis 5% Re, 6 bis 12% Ta, 4 bis 7% Al, 0 bis 15% Co, 0 bis 0,045% C, 0 bis 0,02% B, 0 bis 0,1% Zr, 0 bis 0,8% Hf, 0 bis 2% Nb, 0 bis 1% V, 0 bis 0,7% Ti, 0 bis 10% (Ru + Rh + Pd + Os + Ir + Pt) besteht, wobei der Rest im Wesentlichen Ni ist.
Die EP 0 913 506 A1 beschreibt eine Einkristall-Legierung auf Nickelbasis, die, in Gew.-%, aus 7 bis 15% Co, 0,1 bis 4% Cr, 1 bis 4% Mo, 4 bis 7% W, 5,5 bis 6,5% Al, 5 bis 7% Ta, 4 bis 5,5% Re, jeweils 0 bis 0,5% Hf und V und jeweils 0 bis 2% Ti und Nb besteht, wobei der Rest im Wesentlichen aus Ni und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, die Mängel oder Nachteile des vorstehend genannten Standes der Technik im Wesentlichen zu beseitigen und eine Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, die eine verbesserte Kriechfestigkeit und mikrostrukturelle Stabilität unter Hochtemperaturbedingungen aufweist, ein Verfahren zur Herstellung einer solchen Superlegierung und daraus hergestellte Gasturbinen-Hochtemperaturteile (wärmebeständige Gasturbinenteile) bereitzustellen.
Nach Untersuchungen von Komponenten von Elementen, die in einer Superlegierung enthalten sind, und deren Mengen, haben die Erfinder der vorliegenden Anmeldung gefunden, dass eine Einkristall-Legierung, die zusätzlich zu einer hervorragenden strukturellen Stabilität mindestens die gleiche Kriechfestigkeit wie eine Einkristall-Superlegierung der zweiten Generation bei einer Temperatur bis zu 900°C bei einer Belastung von mindestens 200 MPa aufweist, und die eine Kriechfestigkeit aufweist, die größer ist als die vorstehend beschriebene Einkristall-Superlegierung der zweiten Generation bei einer Temperatur von mindestens 900°C bei einer Belastung von bis zu 200 MPa, ein Verfahren zur Herstellung einer solchen spezifischen Superlegierung und ein daraus hergestelltes Gasturbinen-Hochtemperaturteil (wärmebeständiges Gasturbinenteil) erhalten werden können.
Die vorstehend genannte Aufgabe kann durch die Superlegierung gemäß Anspruch 1, das Verfahren gemäß Anspruch 5, die Hochtemperaturgasturbinenteile gemäß den Ansprüchen 9 und 10 und die Verwendung gemäß Anspruch 11 gelöst werden. Weiterentwicklungen der vorliegenden Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
Es sollte beachtet werden, dass ein Ausdruck wie z. B. "4,0% bis 11,0% Cobalt" in der vorliegenden Beschreibung die äquivalente Bedeutung "nicht weniger als 4,0% und nicht mehr als 11,0% Cobalt" hat, was für die gesamte Beschreibung gilt.
Nachstehend werden die vorteilhaften Effekte jedes Elements in den Legierungszusammensetzungen sowie die Gründe für die Beschränkung der Zusammensetzungen angegeben.
Cobalt (Co) ist ein Element, das Nickel (Ni) in der gamma-Phase ersetzt, so dass die Matrix in der festen Lösung verstärkt wird. Der Grund für die Beschränkung des Cobaltgehalts im Bereich von 4,0% bis 11,0%, bezogen auf Gewichtsprozent, in der vorliegenden Erfindung liegt darin, dass bei einem Cobaltgehalt von weniger als 4% kein ausreichender Effekt der Verstärkung der Matrix in der festen Lösung erhalten werden kann, und dass bei einem Cobaltgehalt von mehr als 11,0% die Menge der gamma-Primärphase abnimmt, was wiederum die Kriechfestigkeit verschlechtert. Ein mehr bevorzugter Cobaltbereich liegt im Bereich von 5,0% bis 10,0%.
Chrom (Cr) ist ein Element zur Verbesserung der Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit. Der Grund für die Beschränkung des Chromgehalts in der vorliegenden Erfindung auf mindestens (d. h. nicht weniger als) 3,5% liegt darin, dass bei einem Chromgehalt von unter 3,5% eine gewünschte Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit nicht sichergestellt werden kann. In der vorliegenden Erfindung sind mindestens 0,5% Molybdän, mindestens 7,0% Wolfram und mindestens 1,0% Rhenium enthalten, wie es später beschrieben wird, um die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern. Chrom, Molybdän, Wolfram und Rhenium treten in einer festen Lösung vorwiegend in die gamma-Phase ein. Wenn deren Mengen in der festen Lösung die festgelegten Grenzen überschreiten, scheidet sich eine TCP wie z. B. Rhenium-Chrom-Wolfram, Rhenium-Wolfram und dergleichen in der Nickelmatrix ab. Die TCP-Phase verschlechtert die Kriecheigenschaften und die Ermüdungseigenschaften bei einer geringen Zykluszahl. Die Obergrenze des Chromgehalts, bei dem die TCP-Phase nicht ausgeschieden wird, hängt von der Menge an ausgeschiedener gamma-Primärphase ab, bei der es sich um eine Verbindung aus Aluminium, Titan, Tantal und Nickel handelt, sowie von den Mengen von Elementen, die in die Nickelmatrix als Verstärkungsmittel für die in fester Lösung befindlichen Elemente eintreten. Gemäß der Legierungszusammensetzung der vorliegenden Erfindung liegt die vorstehend genannte Obergrenze des Chromgehalts unter 5%, so dass der Volumenanteil (d. h. das Flächenverhältnis) der TCP-Ausscheidungen keinen Einfluss auf die Kriecheigenschaften und die Ermüdungseigenschaften bei einer geringen Zykluszahl hat, so lange die Gesamtmenge an Rhenium, Molybdän, Wolfram und Chrom bis zu (d. h. nicht mehr als) 18,0% beträgt.
Um eine festgelegte Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit aufrechtzuerhalten, wurde herkömmlich und allgemein ein Material für die Statorschaufeln einer Industriegasturbine ver wendet, das einen Chromgehalt von mindestens 10,0% aufweist, wie z. B. „IN738LC", das einen Chromgehalt von 16,0% aufweist, und „IN792", das einen Chromgehalt von 12,4% aufweist. In der vorliegenden Erfindung kann jedoch trotz eines Chromgehalts innerhalb eines niedrigen Bereichs von 3,5% bis weniger als 5% durch Beschränken der Gesamtmenge von Chrom und Rhenium auf mindestens 4% die gleiche Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit wie bei einem herkömmlichen Material erhalten werden.
Molybdän (Mo) ist nicht nur ein Element zur Verstärkung der festen Lösung der gamma-Phase, sondern es dient auch dazu, einen gamma-gamma-Primärgitterdefekt (γ/γ') negativ zu machen, um die Bildung einer Raft-Struktur (platten- bzw. stabförmige Gestalt) zu beschleunigen, wobei es sich um einen Verstärkungsmechanismus bei hohen Temperaturen handelt. In der vorliegenden Erfindung ist der Molybdängehalt auf mindestens 0,5% beschränkt. Es ist erforderlich, dass mindestens 2% Molybdän enthalten sind, um die erforderliche Kriechfestigkeit zu erhalten. Bei einem Molybdängehalt von mehr als 3,0% übersteigt die Menge an Molybdän, die in die Nickelmatrix in einer festen Lösung eintritt, die festgelegte Beschränkung, so dass die TCP wie z. B. α-Molybdän, Rhenium-Molybdän und dergleichen ausgeschieden wird. Die Obergrenze des Molybdängehalts ist daher auf 3,0% (nicht mehr als 3,0%) beschränkt. Es ist mehr bevorzugt, den Molybdängehalt auf den Bereich von 1,0% bis 2,5% zu beschränken.
Wolfram (W) ist ein Element zur Verstärkung von Elementen, die sich in fester Lösung in der gamma-Phase befinden. In der vorliegenden Erfindung ist der Wolframgehalt auf mindestens 8,0% beschränkt. Der Grund für diese Beschränkung liegt darin, dass mindestens 8,0% Wolfram erforderlich sind, um die erforderliche Kriechfestigkeit zu erhalten. Bei einem Wolframgehalt von mehr als 10,0% werden die TCP-Ausscheidungen wie z. B. α-Wolfram und Chrom-Rhenium-Wolfram ausgeschieden, wodurch die Kriechfestigkeit verschlechtert wird. Die Obergrenze des Wolframgehalts ist daher auf 10,0% beschränkt. Ein mehr bevorzugter Wolframgehalt liegt im Bereich von 8,0% bis 9,0%.
Aluminium (Al) ist ein Element zur Bildung der gamma-Primärphase, bei der es sich um einen Hauptverstärkungsfaktor einer ausscheidungshärtenden Superlegierung auf Nickelbasis handelt, und es ist auch ein Element, das auf der Oberfläche der Legierung ein Aluminiumoxid bildet, so dass es zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit beiträgt. In der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumgehalt von mindestens 4,5% erforderlich, um die erforderlichen charakteristischen Kriecheigenschaften und die erforderliche Oxidationsbeständigkeit zu erhalten. Bei einem Aluminiumgehalt von mehr als 6% ist der Bereich der Wärmebehandlungstemperatur für die Behandlung der festen Lösung schmaler, was die Wärmebe handlungseigenschaften verschlechtert. Der Aluminiumgehalt ist daher auf den Bereich von 4,5% bis 6,0% beschränkt. Ein mehr bevorzugter Aluminiumgehalt liegt im Bereich von 5,0% bis 5,5%.
Titan (Ti) ist ein Element, das durch Aluminium in der gamma-Phase zur Bildung von Ni₃(Al, Ti) ersetzt wird, wodurch es zur Verstärkung von Elementen dient, die sich in fester Lösung in der gamma-Primärphase befinden. In der vorliegenden Erfindung liegt der Grund zur Festlegung des Titangehalts im Bereich von 0,1% bis 2,0% darin, dass eine übermäßige Zugabe von Titan die Erzeugung einer eutektischen gamma-Primärphase oder die Abscheidung einer Ni₃Ti-Phase (η-Phase) und Titannitrid erleichtert, wodurch die Kriechfestigkeit verschlechtert wird. Ein mehr bevorzugter Titangehalt liegt im Bereich von 0,1% bis 1%.
Tantal (Ta) ist ein Element, das hauptsächlich in die gamma-Primärphase in der festen Lösung eintritt, so dass die gamma-Primärphase verstärkt wird und Tantal zur Oxidationsbeständigkeit beiträgt. Eine Menge von mindestens 5,0% Tantal ist erforderlich, um in der vorliegenden Erfindung die festgelegte Kriechfestigkeit zu erreichen. Die Zugabe von Tantal in einer Menge von mehr als 8,0% erleichtert die Erzeugung einer eutektischen gamma-Primärphase, was zu einem schmaleren Temperaturbereich führt, bei dem bei der Lösungswärmebehandlung ein Wärmebehandlungsverfahren durchgeführt werden kann. Der Tantalgehalt ist daher auf den Bereich von 5,0% bis 8,0% beschränkt. Ferner erleichtert in der vorliegenden Erfindung die Einstellung des Gehalts von Elementen, die eine gamma-Primärphase erzeugen, wie z. B. Titan, Tantal und dergleichen, und des Gehalts von Elementen, welche die gamma-Primärphase in der festen Lösung verstärken, wie z. B. Chrom, Molybdän, Wolfram, Rhenium und dergleichen das Wachstum einer Raft-Struktur mit einer Belastungsachse, auf der sich die gamma-Primärphase von Ausscheidungsteilchen senkrecht verbindet, wenn eine Belastung wie z. B. ein Kriechen ausgeübt wird, wodurch die Kriecheigenschaften verglichen mit einer herkömmlichen Legierung verbessert werden. Die Bildung einer Raft-Struktur steht unter dem Einfluss eines gamma-gamma-Primärphasengitterdefekts, bei dem es sich um eine Differenz der Gittergröße zwischen der gamma-Primärphase und der gamma-Phase handelt. In der vorliegenden Erfindung steuert die Einstellung des Gehalts an Aluminium, Tantal und Titan, bei denen es sich um die Elemente handelt, die eine gamma-Phase erzeugen, den Gitterdefekt. In einem Fall, bei dem der Titangehalt im Bereich von 0,1% bis 1,0% liegt, liegt der Tantalgehalt vorzugsweise im Bereich von 6,0% bis 7,0%. In einem Fall, bei dem der Titangehalt im Bereich von 0,8% bis 1,5% liegt, liegt der Tantalgehalt vorzugsweise im Bereich von 5,0% bis weniger als 6,0%.
Rhenium (Re) ist ein Element zur Verstärkung der gamma-Phase in der festen Lösung und zur Verbesserung der Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit. Der Grund für die Beschränkung des Rheniumgehalts auf 1,0% bis 3,0% wird nachstehend beschrieben. Eine Menge von mindestens 1,0% Rhenium ist erforderlich, um die in der vorliegenden Erfindung festgelegte Kriechfestigkeit zu erhalten. Bei einem Zusatz von mehr als 3,0% Rhenium wird eine TCP-Phase wie z. B. Rhenium-Molybdän, Rhenium-Wolfram, Rhenium-Chrom-Wolfram und dergleichen ausgeschieden. Ein mehr bevorzugter Bereich des Rheniumgehalts liegt im Bereich von 2,0% bis 3,0%.
Hafnium (Hf) ist ein Element zur Verbesserung der Korngrenzenfestigkeit. Wenn beim Gießen und bei der anschließenden Wärmebehandlung der Einkristall-Turbinenschaufel und -leitschaufel Defekte wie z. B. äquiaxiales Korn, Doppelkörner, Korngrenzen mit großem/kleinem Winkel und Legierungsflecke gebildet werden, verstärkt Hafnium die Korngrenze zwischen den Defekten und der Matrix. In der vorliegenden Erfindung ist der Hafniumgehalt auf den Bereich von 0,01% bis 0,5% beschränkt. Eine Zugabe von Hafnium in einer Menge von mehr als 0,5% vermindert den Schmelzpunkt einer resultierenden Legierung, was zu einer Verschlechterung der Wärmebehandlungseigenschaften der Legierung führt. Eine Zugabe von Hafnium in einer Menge von weniger als 0,01% kann die vorstehend beschriebenen Effekte nicht bereitstellen. In der vorliegenden Erfindung ist die Zugabe von Hafnium in einer Menge von nicht mehr als 0,2% am meisten bevorzugt.
Silizium (Si) ist ein Element zur Bildung eines SiO₂-Oxids auf der Oberfläche der resultierenden Legierung, die als Schutzoxidschicht dient, wodurch die Oxidationsbeständigkeit verbessert wird. Bei einer herkömmlichen Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis wird Silizium als eine der unvermeidbaren Verunreinigungen betrachtet. Silizium wird in der vorliegenden Erfindung jedoch absichtlich zugegeben, wobei Silizium bei der Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit effektiv genutzt wird, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Es ist denkbar, dass die Oxidschicht von SiO₂, die im Vergleich zu einer anderen Schutzoxidschicht zur leichten Rissbildung neigt, einen Effekt der Verbesserung der Kriech- und Ermüdungseigenschaften hat. Eine Zugabe von Silizium in einer übermäßig großen Menge vermindert die Beschränkungen, unter denen die anderen Elemente in die feste Lösung eintreten. Der Siliziumgehalt ist daher auf einen Bereich von 0,01% bis 0,1% beschränkt. In der vorliegenden Erfindung ist die Zugabe von Silizium in einer Menge von nicht mehr als 0,2% am meisten bevorzugt.
Niob (Nb) löst sich vorwiegend in der gamma-Primärphase, so dass diese verstärkt wird. Obwohl in der vorliegenden Erfindung diese Verstärkung vorwiegend durch Tantal stattfindet, kann das Niob dieses ersetzen, um im Wesentlichen die gleichen Funktionen zu erreichen. Im Vergleich mit einem Fall, bei dem nur Tantal zugesetzt wird, kann in dem Fall des Zusetzens von Niob als Verbund die Lösungsmenge erhöht werden, was zu einem vorteilhaften Effekt führt.
Vanadium (V) löst sich in der gamma-Primärphase, so dass diese verstärkt wird. Wenn jedoch Vanadium übermäßig zugegeben wird, wird der Volumenanteil des gamma-gamma-Primärphaseneutektikums erhöht und somit wird der Temperaturbereich, bei dem die Wärmebehandlung bei der Lösungswärmebehandlung durchgeführt werden kann, schmaler.
Ferner werden bei der Superlegierung gemäß der bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung die Mengen der Elemente, die zur Bildung der gamma-Primärphase zugesetzt werden, wie z. B. Titan, Tantal oder dergleichen, und die Elemente, die zur Verstärkung der gamma-Phase von Chrom, Molybdän, Wolfram, Rhenium oder dergleichen zugesetzt werden, so eingestellt, dass die Bildung der Raft-Struktur beschleunigt wird. Die Raft-Struktur wird durch Verbinden der gamma- und gamma-Primärphasenausscheidungen senkrecht zu einer Belastungsachse gebildet und diese Struktur scheint die Kriecheigenschaften zu verbessern. Die Bildung einer Raft-Struktur hat einen Einfluss auf einen gamma-gamma-Primärphasengitterdefekt, wobei es sich um einen Größenunterschied zwischen der gamma-Primärphase von Ausscheidungsteilchen und der gamma-Phase handelt. In der vorliegenden Erfindung ist die Vanadiumzugabemenge unter Berücksichtigung der Gesamtzugabe von Aluminium, Tantal, Titan und Niob auf weniger als 1,0% (Gewicht) beschränkt.
Ruthenium (Ru) ist ein Element, das sich in der gamma-Phase löst, so dass diese verstärkt wird. Das Element Ruthenium weist eine hohe Dichte auf und erhöht die relative Dichte einer Legierung, und wenn mehr als 1,5% Ruthenium zugesetzt werden, nimmt die spezifische Festigkeit der Legierung ab. Aus diesem Grund ist die Zugabe von Ruthenium auf weniger als 1,5% beschränkt.
Kohlenstoff (C) ist ein Element zur Verbesserung der Korngrenzenfestigkeit. Wenn beim Gießen und der anschließenden Wärmebehandlung einer Einkristall-Turbinenschaufel und -leitschaufel ein Defekt wie z. B. äquiaxiales Korn, Doppelkörner, Korngrenzen mit großem/kleinem Winkel, Schalen und Legierungsflecke gebildet wird, verstärkt Kohlenstoff die Korngrenze zwischen den Defekten und der Matrix. Wenn Kohlenstoff in einer Menge von mehr als 0,1% zugesetzt wird, wird zusammen mit Elementen wie z. B. Wolfram, Tantal oder dergleichen ein Carbid gebildet, was zur Verstärkung der festen Lösung beiträgt, wobei die Kriechfestigkeit und der Schmelzpunkt der Legierung vermindert werden, wodurch die Wär mebehandlungseigenschaften verschlechtert werden. Aus diesem Grund ist die Zugabe von Kohlenstoff in der vorliegenden Erfindung auf weniger als 0,1% beschränkt.
Bor (B) ist wie Kohlenstoff (C), der vorstehend beschrieben worden ist, ein Element zur Verbesserung der Korngrenzenfestigkeit. Wenn beim Gießen und der anschließenden Wärmebehandlung einer Einkristall-Turbinenschaufel und -leitschaufel ein Defekt wie z. B. äquiaxiales Korn, Doppelkörner, Korngrenzen mit großem/kleinem Winkel, Schalen und Legierungsflecke gebildet wird, verstärkt Bor die Korngrenze zwischen den Defekten und der Matrix. Wenn Bor in einer Menge von mehr als 0,05% zugesetzt wird, wird zusammen mit Elementen wie z. B. Wolfram, Tantal oder dergleichen ein Borid gebildet, was zur Verstärkung der festen Lösung beiträgt, wobei die Kriechfestigkeit und der Schmelzpunkt der Legierung vermindert werden, wodurch die Wärmebehandlungseigenschaften verschlechtert werden. Aus diesem Grund ist die Zugabe von Bor in der vorliegenden Erfindung auf weniger als 0,05% beschränkt.
Zirkonium (Zr) ist wie Bor (B) oder Kohlenstoff (C) ein Element zur Verbesserung der Korngrenzenfestigkeit. Wenn beim Gießen und der anschließenden Wärmebehandlung einer Einkristall-Turbinenschaufel und -leitschaufel ein Defekt wie z. B. äquiaxiales Korn, Doppelkörner, Korngrenzen mit großem/kleinem Winkel, Schalen und Legierungsflecke gebildet wird, verstärkt Zirkonium die Korngrenze zwischen den Defekten und der Matrix. Wenn Zirkonium in einer übermäßigen Menge zugesetzt wird, nimmt die Kriechfestigkeit ab und aus diesem Grund ist die Zugabe von Zirkonium auf weniger als 0,1% beschränkt.
Yttrium (Y), Lanthan (La) und Cer (Ce) sind Elemente zur Verbesserung der Hafteigenschaften der Schutzoxidschicht, wie z. B. Al₂O₃, SiO₂, Cr₂O₃, die auf der Superlegierung auf Nickelbasis gebildet worden ist. Wenn eine Gasturbinenschaufel, die unter Verwendung der Superlegierung auf Nickelbasis hergestellt worden ist, in einem unbeschichteten Zustand verwendet wird, ist die Gasturbinenschaufel aufgrund eines Start-Stop-Vorgangs einem Wärmezyklus ausgesetzt. Dabei ist es wahrscheinlich, dass die Schutzoxidschicht gemäß der Differenz der Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen dem Basismetall und der Schutzoxidschicht abblättert. Die Zugabe von Yttrium, Lanthan und Cer verbessert jedoch die Hafteigenschaften der Schutzoxidschicht. Andererseits wird eine übermäßige Zugabe dieser Elemente die Löslichkeit anderer Elemente vermindern. Demgemäß wird die Zugabe von Yttrium, Lanthan und Cer auf weniger als 0,1% beschränkt.
Das Verfahren zur Herstellung der vorstehend beschriebenen Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis umfasst die Schritte des Herstellens eines Einkristall-Superlegierungs elementmaterials auf Nickelbasis mit einer chemischen Zusammensetzung, wie sie in einem der vorstehenden Aspekte betreffend die Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis beschrieben worden ist, aus Rohmaterialien, die Nickel, Cobalt, Chrom, Molybdän, Wolfram, Aluminium, Titan, Tantal, Rhenium, Hafnium und Silizium enthalten, des Unterwerfens des Superlegierungselementmaterials einer Lösungswärmebehandlung innerhalb eines Temperaturbereichs von 1280°C bis 1350°C unter einem verminderten Druck oder einer Inertgasatmosphäre, des Abschreckens des Superlegierungselementmaterials, das der Lösungswärmebehandlung unterworfen worden ist, des Unterwerfens des so abgeschreckten Superlegierungselementmaterials einer ersten Alterungsbehandlung in einem Temperaturbereich von 1100°C bis 1200°C, und dann des Unterwerfens des Superlegierungselementmaterials, das der ersten Alterungsbehandlung unterworfen worden ist, einer zweiten Alterungsbehandlung innerhalb eines Temperaturbereichs, der unter dem Temperaturbereich der ersten Alterungsbehandlung liegt, wodurch die Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis erhalten wird.
Vor der Lösungswärmebehandlung kann eine mehrstufige oder einstufige Wärmebehandlung bei einer Temperatur durchgeführt werden, die um 20°C bis 40°C unter der Temperatur der Lösungswärmebehandlung liegt. Bei der erfindungsgemäßen Superlegierung ist die Zugabemenge von Rhenium, das eine niedrige Diffusionsgeschwindigkeit in der Nickellegierung aufweist, auf weniger als 3% beschränkt, um dadurch selbst in der vorhergehenden Lösungswärmebehandlung der ersten Stufe eine ausreichend hohe Kriechfestigkeit zu erhalten.
Es ist bevorzugt, den Zeitraum, während dem die Lösungswärmebehandlung durchgeführt wird, auf bis zu 10 Stunden zu beschränken.
Nachstehend wird der Einfluss des Herstellungsverfahrens auf die Legierungseigenschaften der Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis beschrieben.
Erfindungsgemäß verstärkt die Ausscheidung der gamma-Primärphase vorwiegend in der Nickelmatrix die Legierung. Insbesondere kann die höchste Hochtemperaturkriechfestigkeit bereitgestellt werden, wenn die gamma-Primärphase in der Nickelmatrix in einer kubischen Form einheitlich ausgeschieden wird, wobei die Größe dieser Ausscheidung im Bereich von etwa 0,2 μm bis 0,6 μm liegt. Um die Kriechfestigkeit bei einer hohen Temperatur zu verbessern, ist es erforderlich, die Legierung der Lösungswärmebehandlung zu unterwerfen, um eine uneinheitliche Form der gamma-Primärphase zu bewirken, die während des Gießvorgangs ausgeschieden worden ist, um diese einmal in die Nickelmatrix in einer festen Lösung eintreten zu lassen, und dann die gamma-Primärphase in einer gewünschten Form und Größe erneut auszuscheiden.
Im Hinblick auf diese Tatsache wird die Legierung der Lösungswärmebehandlung unterworfen, bei der die Legierung einer Temperatur ausgesetzt wird, die höher ist als die Schmelztemperatur der gamma-Primärphase, so dass die gamma-Primärphase in die Nickelmatrix in der festen Lösung eintritt. Die Lösungswärmebehandlung, die bei einer Temperatur unmittelbar unterhalb der Schmelztemperatur der gamma-Phase durchgeführt wird, führt zu einem Eintreten der gamma-Phase in die Nickelmatrix in der festen Lösung und vermindert den Zeitraum, der erforderlich ist, um die Struktur einheitlich zu machen, wodurch industriell nützliche Effekte bereitgestellt werden.
Andererseits wird eine mechanische Belastung induziert, wenn die Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis zu Turbinenrotor- und -statorschaufeln spanabhebend bearbeitet wird, wobei eine spanabhebende Bearbeitung an Abschnitten durchgeführt wird, an denen die Schaufeln eingebettet werden sollen, und wobei eine Strahlbearbeitung durchgeführt wird, um die Oberflächen der Schaufeln nach einem Beschichtungsvorgang zu reinigen. Die mechanische Belastung, die bei der Strahlbearbeitung und der spanabhebenden Bearbeitung erzeugt wird, verursacht bei der Hochtemperaturbehandlung eine Rekristallisation, wodurch die Kriechfestigkeit vermindert wird. Im Hinblick auf diese Tatsache ist es bevorzugt, die Lösungswärmebehandlung bei der höchsten Temperatur durchzuführen, bei der keine Rekristallisation stattfindet. Der Grad der eingeführten mechanischen Belastung kann jedoch in einem festgelegten Bereich variieren und die Temperatur, bei der die Rekristallisation stattfindet, kann ebenfalls variieren. Darüber hinaus wird die erfindungsgemäße Legierung bei einer Temperatur von mindestens 1350°C lokal geschmolzen. Der Temperaturbereich für die Lösungswärmebehandlung ist daher auf den Bereich von 1280°C bis 1350°C beschränkt.
Gewöhnlich wirkt die erste Alterungsbehandlung auch als Diffusionswärmebehandlung der Beschichtung. Die Temperatur für die erste Alterungsbehandlung ist in der vorliegenden Erfindung daher auf den Bereich von 1100°C bis 1200°C beschränkt, wobei das Aufbringvermögen der Beschichtung berücksichtigt wird. Eine mehr bevorzugte Temperatur für die erste Alterungsbehandlung beträgt 1150°C.
Darüber hinaus ermöglicht die Anwendung der mehrstufigen Wärmebehandlung bei verschiedenen Temperaturen während der Lösungswärmebehandlung die Durchführung der Lösungswärmebehandlung bei einer erhöhten Temperatur, ohne dass ein partielles Schmelzen auftritt. Es ist daher möglich, die Legierungsmikrostruktur einheitlich zu machen und die gamma-Primärphase mit einer rechteckigen Form und einer einheitlichen Größe auszuschei den. Als Ergebnis kann eine Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis mit einer hervorragenden Kriechfestigkeit erhalten werden.
Der Gehalt an Rhenium, das eine geringe Diffusionsgeschwindigkeit in der Nickellegierung aufweist, ist in der vorliegenden Erfindung auf bis zu 3% beschränkt. Es ist daher möglich, selbst dann sehr gute Kriecheigenschaften bereitzustellen, wenn die einstufige Wärmebehandlung durchgeführt wird.
Es ist bevorzugt, die Lösungswärmebehandlung für einen langen Zeitraum durchzuführen, um die zugesetzten Elemente zu verteilen, so dass die Legierungsstruktur der Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis einheitlich gemacht wird. Der verlängerte Zeitraum für die Wärmebehandlung führt zu erhöhten Kosten. Es ist möglich, die Wärmebehandlung bei der Lösungswärmebehandlung innerhalb von 10 Stunden in einem Temperaturbereich von 1280°C bis 1350°C durchzuführen, um eine einheitliche Struktur zu erhalten, und zwar aufgrund der Tatsache, dass der Gehalt an Rhenium, das eine geringe Diffusionsgeschwindigkeit in der Nickellegierung aufweist, in der vorliegenden Erfindung auf bis zu 3% beschränkt ist.
Darüber hinaus ist es bevorzugt, Hochtemperatur-Gasturbinenteile (wärmebeständige Gasturbinenteile) aus der erfindungsgemäßen Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, welche die vorstehend beschriebene Zusammensetzung aufweist, herzustellen.
Es ist auch bevorzugt, Hochtemperatur-Gasturbinenteile (wärmebeständige Gasturbinenteile) aus der erfindungsgemäßen Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, welche die vorstehend beschriebene Zusammensetzung aufweist, herzustellen, die gemäß dem vorstehend beschriebenen erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung einer solchen Superlegierung hergestellt worden ist.
Es sollte beachtet werden, dass das Wesen und weitere charakteristische Merkmale der vorliegenden Erfindung aus der nachfolgenden Beschreibung unter Bezugnahme auf bevorzugte Ausführungsformen und die beigefügten Zeichnungen deutlicher werden.
In den beigefügten Zeichnungen ist
1 ein Diagramm, das eine Wärmebehandlungsabfolge bezüglich Beispielen der Erfindung und Vergleichsbeispielen in einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
2 eine Photographie, die eine Struktur einer Legierung einer erfindungsgemäßen Probe nach dem Abschluss eines Hochtemperaturalterungstests im Querschnitt zeigt;
3 eine Photographie, die eine Struktur einer Legierung eines Vergleichsbeispiels nach dem Abschluss eines Hochtemperaturalterungstests im Querschnitt zeigt;
4 ein Diagramm, das eine Wärmebehandlungsabfolge in einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
5 ein Diagramm, das die charakteristischen Kriecheigenschaften im Vergleich eines erfindungsgemäßen Beispiels mit einem herkömmlichen Beispiel bezüglich einer dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt; und
6 ein Diagramm, das eine Wärmebehandlungsabfolge bezüglich erfindungsgemäßen Beispielen und Vergleichsbeispielen in einer fünften Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt.
Nachstehend werden bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung detailliert unter Bezugnahme auf die 1 bis 4 und die Tabellen 1 bis 13 beschrieben.
Erste Ausführungsform (1 bis 3 und Tabellen 1 bis 5)
In dieser Ausführungsform, bei der die Proben Nr. 1 bis 32 erfindungsgemäße Legierungsproben, Legierungsproben für Vergleichszwecke und eine herkömmliche Legierung (Stand der Technik) umfassen, zeigt sich, dass die Proben der Ausführungsformen, die Zusammensetzungen innerhalb der Bereiche der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzungen aufweisen, eine hervorragende Kriechfestigkeit und eine hervorragende strukturelle Stabilität sowie im Wesentlichen die gleiche Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit wie eine herkömmliche Legierung aufweisen.
Tabelle 1
Erfindungsgemäße Beispiele (Proben Nr. 1 bis 4 und 10 bis 16)
In dem erfindungsgemäßen Beispiel wurden die Proben Nr. 1 bis 4 und 10 bis 16, die in der Tabelle 1 gezeigt sind, eingesetzt. Die Beispiele 5 bis 9 und 17 sind nicht erfindungsgemäß.
Die Proben Nr. 1 bis 14 der Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis bestehen im Wesentliche, in Gew.-%, aus 4,0% bis 11,0% Cobalt, 3,5% bis weniger als 5,0% Chrom, 0,5% bis 3,0% Molybdän, 7,0% bis 10,0% Wolfram, 4,5% bis 6,0% Aluminium, 0,1% bis 2,0% Titan, 5,0% bis 8,0% Tantal, 1,0% bis 3,0% Rhenium, 0,01% bis 0,5% Hafnium, 0,01% bis 0,1% Silizium, wobei der Rest aus Nickel und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Die Gesamtmenge von Rhenium und Chrom beträgt mindestens 4,0% und die Gesamtmenge von Rhenium, Molybdän, Wolfram und Chrom beträgt bis zu 18,0%.
Die Proben Nr. 15, 16 und 17 sind Proben, die durch Zugeben von nicht mehr als 1% Vanadium, nicht mehr als 2,0% Niob bzw. nicht mehr als 2% Ruthenium zu den vorstehend genannten Proben Nr. 1 bis 14 hergestellt wurden.
Vergleichsbeispiele (Proben Nr. 18 bis 32)
In den Vergleichsbeispielen wurden die Proben Nr. 18 bis 32 verwendet, die eine Zusammensetzung außerhalb des Bereichs der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung gemäß der Tabelle 1 aufweisen.
Herkömmliches Beispiel (Probe Nr. 33)
In dem herkömmlichen Beispiel wurde "CMSX-4" als Einkristall-Legierung der zweiten Generation als Probe Nr. 27 verwendet. Insbesondere besteht die Legierung im Wesentlichen aus, in Gew.-%, 9,0% Cobalt, 6,5% Chrom, 0,6% Molybdän, 6,0% Wolfram, 5,6% Aluminium, 1,0% Titan, 6,5% Tantal, 3,0% Rhenium, 0,1% Hafnium, wobei der Rest aus Nickel und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
Bezüglich jeder der Legierungen, welche die vorstehend genannten Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Beispiele und der herkömmlichen Beispiele aufweisen, wurde eine Schmelze hergestellt, in der die Anteile der Rohmaterialien in einem geeigneten Verhältnis eingestellt wurden, so dass die Zusammensetzungen gemäß der Tabelle 1 bereitgestellt wurden. Aus der so hergestellten Schmelze als Rohmaterial wurden mit einem Ziehverfahren rundstabförmige Einkristall-Legierungsproben hergestellt. Bezüglich des herkömmlichen Beispiels wurde ein Metallmuster mit der in der Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung erworben und eine rundstabförmige Einkristall-Legierungsprobe wurde mit dem gleichen Ziehverfahren wie in den erfindungsgemäßen Beispielen und den Vergleichsbeispielen hergestellt.
Jede der resultierenden Einkristall-Legierungsproben Nr. 1 bis 32 wurde unter Verwendung einer Mischlösung, die aus Chlorwasserstoffsäure und wässrigem Wasserstoffperoxid bestand, geätzt. Durch eine visuelle Untersuchung wurde bestätigt, dass die gesamte Probe einkristallin war und dass die Richtung des Kristallwachstums einen Winkel bis zu 10° bezüglich der Ziehrichtung aufwies. Nach der Untersuchung wurde eine Wärmebehandlung gemäß der in der 1 gezeigten Abfolge durchgeführt.
Die 1 ist ein Diagramm, das eine Wärmebehandlungsabfolge bezüglich der erfindungsgemäßen Beispiele und der Vergleichsbeispiele zeigt.
Gemäß der 1 wurde jede der Proben Nr. 1 bis 32 der erfindungsgemäßen Beispiele und der Vergleichsbeispiele 1 Stunde einer vorhergehenden Lösungswärmebehandlung bei einer Temperatur von 1300°C unterworfen, um zu verhindern, dass die Legierung zu schmelzen beginnt. Die Legierung wird dann 5 Stunden einer Lösungswärmebehandlung bei einer Temperatur von 1320°C unterworfen, die der Lösungstemperatur der gamma-Primärphase der jeweiligen Legierung entspricht oder höher als diese ist und gleich dem Schmelzpunkt der gamma-Phase der Legierung oder niedriger als dieser ist.
Nach dem Abschluss der Lösungswärmebehandlung wurde jede Probe auf Raumtemperatur luftgekühlt. Die so luftgekühlte Probe wurde dann 4 Stunden einer ersten Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von 1150°C unterworfen, um die gamma-Primärphase auszuscheiden. Dann wurde 20 Stunden eine zweite Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von 870°C durchgeführt, um die gamma-Primärphase zu stabilisieren.
Nach dem Abschluss der vorstehend genannten Wärmebehandlung wurden bezüglich der so hergestellten Proben ein Kriechbruchtest, ein Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeitstest und ein Alterungstest, der als Hochtemperaturoxidationstest diente, durchgeführt.
Der Kriechbruchtest wurde unter Bedingungen von 1100°C und einer Belastung von 137 MPa an der Luft durchgeführt, um die Kriechbruchlebensdauer (Stunden), die Dehnung (%) und die Flächenverminderung (%) der Legierung zu bestimmen. In dem Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeitstest wurde die Probe 20 Stunden in ein geschmolzenes Salz mit einer Zusammensetzung aus 75% Natriumsulfat und 25% Natriumchlorid eingetaucht, das auf eine Temperatur von 900°C erhitzt worden ist. Dann wurde die resultierende Probe einem Entzunderungsverfahren unterworfen. In diesem Fall wurde das Ausmaß der Masseverminderung aufgrund der Korrosion bestimmt. Das resultierende Ausmaß der Masseverminderung wurde in ein Korrosionsausmaß (mm) umgerechnet. Ferner wurde die Probe bei dem Hochtemperaturoxidationstest 800 Stunden bei einer Temperatur von 1000°C gehalten und dann wurde die Struktur der Probe im Querschnitt untersucht, wobei die Dicke der Oxidabscheidung, bei der kein Abblättern stattfand, gemessen wurde. In dem Hochtemperaturalterungstest wurde die Probe 800 Stunden bei einer Temperatur von 1000°C gehalten und dann wurde die Struktur der Probe im Querschnitt untersucht, so dass ein Volumenanteil der TCP-Phase von mindestens 5% festgestellt wurde. Die erhaltenen Ergebnisse sind in den Tabellen 2 bis 5 sowie in den 2 und 3 gezeigt.
Die Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse des Kriechbruchtests für die Legierungen der erfindungsgemäßen Beispiele, der Vergleichsbeispiele und des herkömmlichen Beispiels.
Tabelle 2
Gemäß der Tabelle 2 war die Kriechbruchlebensdauer, die unter den Bedingungen von 1100°C und 137 MPa bestimmt worden ist, in den erfindungsgemäßen Proben Nr. 1 bis 17 lang, d. h. 71,8 bis 374,2 Stunden, was im Vergleich zu "CMSX-4" des herkömmlichen Beispiels hervorragende charakteristische Kriecheigenschaften zeigt. Aus diesen Testergebnissen ergibt sich, dass in den erfindungsgemäßen Beispielen die Verstärkung durch die Bildung der Raft-Struktur und die Zugabe von Silizium Risse verhindern kann, die als Rissstartstelle für das Kriechen und eine Ermüdung bei geringer Zykluszahl auf der Oxidschicht wirken.
Im Gegensatz dazu wiesen die Proben Nr. 18 und 20 der Vergleichsbeispiele eine Ausscheidung der TCP-Phase auf, die vorwiegend aus Rhenium, Molybdän und Wolfram besteht, was die Kriechbruchlebensdauer vermindert, da die Probe Nr. 18 der Vergleichsbeispiele einen übermäßig hohen Gehalt an Chrom und Rhenium aufwies und die Probe Nr. 20 der Vergleichsbeispiele eine übermäßig große Menge an Chrom, Molybdän, Wolfram und Rhenium aufwies. Die Probe Nr. 26 der Vergleichsbeispiele wies eine Ausscheidung der TCP auf, wodurch die Kriechbruchlebensdauer verschlechtert wurde, und zwar aufgrund der Tatsache, dass die Gesamtmenge an Rhenium, Molybdän, Wolfram und Chrom 18,9% überstieg, so dass diese außerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung lag und die Mengen dieser Elemente in der festen Lösung die festgelegten Beschränkungen überschritten, obwohl der jeweilige Gehalt dieser Elemente innerhalb der Bereiche der vorliegenden Erfindung lag.
Die Proben Nr. 19, 22, 23 und 25 der Vergleichsbeispiele zeigten eine geringere Festigkeit als die herkömmliche Legierung, und zwar aufgrund der Tatsache, dass in einem Fall, bei dem der Gehalt der Elemente kleiner war als die Untergrenzen der Bereiche der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung, wie z. B. in den Proben Nr. 19, 22 und 23 der Vergleichsbeispiele, eine fehlende Zugabe von Rhenium, Molybdän und Wolfram in der festen Lösung nicht zu einer effektiven Verstärkung führte, und dass andererseits in einem Fall, bei dem der Gehalt an Aluminium und Tantal unzureichend war, wie z. B. in der Probe Nr. 25 der Vergleichsbeispiele, die Ausscheidung der gamma-Primärphase nicht zu einer effektiven Verstärkung führte.
Die Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse des Hochtemperaturkorrosionstests bezüglich der Legierungen der erfindungsgemäßen Beispiele, der Vergleichsbeispiele und des herkömmlichen Beispiels.
Tabelle 3
Gemäß der Tabelle 3 wurde das Ergebnis erhalten, dass jede der erfindungsgemäßen Proben ein Korrosionsausmaß bis zu 0,4 mm aufwies und eine gute Korrosionsbeständigkeit zeigte, und dass im Gegensatz dazu die Legierungen der Proben Nr. 22 und 23, die einen Chromgehalt bis zu 3,5% aufwiesen, ein Korrosionsausmaß von mindestens 4 mm aufwiesen, was im Vergleich zu den Proben mit einem Chromgehalt von mindestens 3,5% höher war, und diese Legierungen zeigten eine schlechte Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit.
Die Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse des Hochtemperaturoxidationstests für die erfindungsgemäßen Beispiele, die Vergleichsbeispiele und das herkömmliche Beispiel.
Tabelle 4
Gemäß der Tabelle 4 wiesen die Proben der erfindungsgemäßen Beispiele, die einen Aluminiumgehalt von mindestens 5% aufwiesen und Silizium enthielten, eine Dicke des Oxidfilms von 5 bis 8 μm auf und zeigten verglichen mit den Proben Nr. 27 und 28 der Vergleichsbeispiele, die kein Silizium enthielten, eine gute Oxidationsbeständigkeit.
Die Tabelle 5 zeigt die Bewertungsergebnisse der mikrostrukturellen Stabilität nach dem Hochtemperaturalterungstest für die erfindungsgemäßen Beispiele, die Vergleichsbeispiele und das herkömmliche Beispiel. Die 2 ist eine Photographie, die eine Struktur der erfindungsgemäßen Proben im Querschnitt zeigt und die 3 ist eine Photographie, die eine Struktur der Proben der Vergleichsbeispiele im Querschnitt zeigt.
Tabelle 5
Gemäß der Tabelle 5 lag in den erfindungsgemäßen Proben selbst nach einer Haltezeit von 1000 Stunden keine Ausscheidung der TCP-Phase von mindestens 5% vor und es wurde, wie es in typischer Weise in der 3 gezeigt ist, eine Ausscheidung nur der gamma-Primärphase mit einer rechteckigen Form in der Nickelmatrix festgestellt, wodurch eine gute Struktur bereitgestellt wurde. Im Gegensatz dazu wurde bei den Vergleichsbeispielen eine Ausscheidung der TCP-Phase festgestellt und es zeigte sich, dass die ausgeschiedene TCP-Phase eine Platten- oder Nadelform aufwies, wie es in typischer Weise in der 3 gezeigt ist, wodurch die strukturelle Stabilität verschlechtert wurde.
Gemäß den Beispielen der vorliegenden Erfindung ist es daher möglich, eine Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis mit verbesserter Kriechfestigkeit und verbesserter strukturel ler Stabilität bei hohen Temperaturen durch Beschränken der Zusammensetzung innerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs bereitzustellen.
Zweite Ausführungsform (4 und Tabellen 6 bis 8)
Gemäß dieser Ausführungsform wurde bestätigt, dass die Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, die gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung zur Herstellung einer solchen Legierung hergestellt worden ist, eine hervorragende Kriechfestigkeit aufweist.
Es wurden 40 kg einer Schmelze hergestellt, die als Ausgangsmaterial zur Herstellung der Legierungszusammensetzung der Probe Nr. 1 gemäß der Tabelle 1 diente. Die Tabelle 6 zeigt die Ergebnisse einer Analyse der Legierungszusammensetzung.
Tabelle 6
Gemäß der Tabelle 6 bestand die Schmelze im Wesentlichen aus, in Gew.-%, 7,8% Cobalt, 4,9% Chrom, 1,9% Molybdän, 8,7% Wolfram, 5,3% Aluminium, 0,5% Titan, 6,4% Tantal, 2,4% Rhenium, 0,1% Hafnium, 0,01% Silizium, wobei der Rest aus Nickel und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
Eine rundstabförmige Einkristall-Legierungsprobe wurde unter Verwendung der so hergestellten Schmelze mit einem Ziehverfahren hergestellt. Jede der resultierenden Einkristall-Legierungsproben wurde unter Verwendung einer Mischlösung, die aus Chlorwasserstoffsäure und wässrigem Wasserstoffperoxid bestand, geätzt. Durch eine visuelle Untersuchung wurde bestätigt, dass die Probe vollständig einkristallin war und dass die Richtung des Kristallwachstums einen Winkel bis zu 10° bezüglich der Ziehrichtung aufwies.
Nach der Untersuchung wurde jede der Proben einer Wärmebehandlung gemäß der in der 4 gezeigten Abfolge unterworfen. Die Bedingungen für die Wärmebehandlungen, die in der Tabelle 7 gezeigt sind, wurden als Bedingungen für die jeweiligen Wärmebehandlungen für die Proben der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele eingesetzt.
Tabelle 7
Gemäß der Tabelle 7 wurden die Proben Nr. 34 bis 40 der erfindungsgemäßen Beispiele durch Beschränken der Temperatur der Lösungswärmebehandlung auf den Bereich von 1280°C bis 1350°C und Beschränken der Temperatur der ersten Alterungswärmebehandlung auf den Bereich von 1100°C bis 1200°C, so dass sie innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung liegen, hergestellt. Von den vorstehend genannten Proben wurden die Proben Nr. 28 bis 41 durch Beschränken der Temperatur der vorhergehenden Lösungswärmebehandlung vor der Lösungswärmebehandlung auf eine Temperatur, die um 20°C bis 60°C unter der Temperatur der Lösungswärmebehandlung liegt, hergestellt. Im Gegensatz dazu lagen die Bedingungen für die Wärmebehandlungen bezüglich der Proben Nr. 43 bis 46 der Vergleichsbeispiele außerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung.
Mit jeder der Proben Nr. 34 bis 46 wurde eine Wärmebehandlung durchgeführt. Nach dem Abschluss dieser Wärmebehandlung wurde jede Probe einem Kriechbruchtest unter den Bedingungen einer Temperatur von 1100°C und einer Belastung von 137 MPa in einer Ar-Gasatmosphäre durchgeführt, um die Kriechbruchlebensdauer (Stunden) zu bestimmen. Die Testbedingungen waren mit denjenigen in der ersten Ausführungsform identisch. Die Testergebnisse sind in der Tabelle 8 gezeigt.
Tabelle 8
Gemäß der Tabelle 8 wiesen die Proben Nr. 34 bis 42 der erfindungsgemäßen Beispiele, die der Lösungswärmebehandlung in einem Temperaturbereich von 1280°C bis 1340°C unterworfen worden sind, eine lange Kriechbruchlebensdauer auf, was zu guten Kriechbrucheigenschaften führte. Im Gegensatz dazu zeigte die Probe Nr. 43, die der Lösungswärmebehandlung bei einer Temperatur von weniger als 1280°C unterworfen worden ist, eine verschlechterte Kriechbruchlebensdauer, und zwar aufgrund einer unzureichenden Ausscheidung der Elemente in der Legierung und einer unzureichenden Menge einer gamma-Primärphase, die in die Nickelmatrix in der festen Lösung eingetreten ist, mit dem Ergebnis, dass die gamma-Primärphase keine effektive Form zur Verbesserung der Festigkeit aufweisen konnte. Die Probe Nr. 44, die der Lösungswärmebehandlung bei einer Temperatur über 1350°C unterworfen worden ist, zeigte aufgrund der Tatsache, dass der Ausgangspunkt für einen Bruch durch Porositäten verursacht wurde, die durch ein beginnendes Schmelzen der eutektischen gamma-Primärphase mit einem niedrigeren Schmelzpunkt als die Nickelmatrix auftrat, eine verschlechterte Kriechbruchlebensdauer. Die Probe Nr. 45, die der Lösungswärmebehandlung innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung unterworfen worden ist, jedoch der ersten Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von 900°C, zeigte eine verschlechterte Kriechbruchlebensdauer (Festigkeit) aufgrund einer kleinen Menge einer ausgeschiedenen gamma-Primärphase. Die Probe Nr. 46, die der Lösungswärmebehandlung innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung unterworfen worden ist, jedoch der ersten Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von 1250°C, zeigte aufgrund der großen ausgeschiedenen gamma-Primärphase eine verschlechterte Kriechbruchlebensdauer.
Gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist es daher möglich, der Legierung durch Beschränken der Bedingungen der Wärmebehandlungen innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung eine hervorragende Kriechbruchlebensdauer zu verleihen.
Dritte Ausführungsform (5 und Tabelle 9)
Durch diese Ausführungsform wurde bestätigt, dass die Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, welche die Legierungszusammensetzung innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung aufwies und die durch das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren gemäß den Bedingungen der Wärmebehandlungen innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung hergestellt worden ist, selbst unter Bedingungen einer Temperatur von 900°C bis 1100°C und eines Belastungsbereichs von 98 MPa bis 392 MPa eine hervorragende Kriechfestigkeit aufwies.
In dieser Ausführungsform wurde eine rundstabförmige Einkristall-Legierungsprobe mit einem Durchmesser von 9 mm und einer Länge von 100 mm unter Verwendung der gleichen Schmelze wie in der zweiten Ausführungsform mit einem Ziehverfahren hergestellt. Jede der resultierenden Proben wurde unter Verwendung einer Mischlösung, die aus Chlorwasserstoffsäure und wässrigem Wasserstoffperoxid bestand, geätzt. Durch eine visuelle Untersuchung wurde bestätigt, dass die gesamte Probe einkristallin war und dass die Richtung des Kristallwachstums einen Winkel bis zu 10° bezüglich der Ziehrichtung aufwies.
Nach dieser Untersuchung wurde jede der Proben 1 Stunde einer vorhergehenden Lösungswärmebehandlung bei einer Temperatur von 1300°C und dann 5 Stunden einer Lösungswärmebehandlung bei einer Temperatur von 1320°C unterworfen. Danach wurde die resultierende Probe 4 Stunden der ersten Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von 1150°C und dann 20 Stunden der zweiten Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von 870°C unterworfen.
Nach dem Abschluss der vorstehend genannten Wärmebehandlungen wurde ein Kriechtest durchgeführt. Auf die Proben Nr. 47 bis 52 wurden die in der Tabelle 9 gezeigten Kriechtestbedingungen angewandt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 9 und der 5 gezeigt.
Tabelle 9
In dem herkömmlichen Beispiel wurden die Kriechdaten von „CMSX-4" verwendet, die in „DS and SC Superalloys for Industrial Gas Turbines", G. L. Erickson und K. Harris: Materials for Advanced Power Engineering, 1994, beschrieben sind. Die Daten sind auch in der 5 gezeigt. Die Abszisse in der 5 zeigt den Larson-Miller-Parameter (LMP), d. h. einen Parameter der Temperatur und des Bruchzeitpunkts, und die Ordinate zeigt die Belastung.
Gemäß der 5 wiesen die erfindungsgemäßen Proben bei den Kriechtestbedingungen einer Temperatur von mindestens 900°C und eines Belastungsbereichs bis zu 200 MPa eine bessere Kriechlebensdauer auf als CMSX-4 des herkömmlichen Beispiels.
Diese Ausführungsform zeigt, dass es erfindungsgemäß möglich ist, eine Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis bereitzustellen, die bei einer Temperatur bis zu 900°C und einer Belastung von mindestens 200 MPa im Wesentlichen die gleiche Kriechfestigkeit wie CMSX-4 aufweist, und die bei einer Temperatur von mindestens 900°C und einer Belastung bis zu 200 MPa bezogen auf die Einkristall-Superlegierung der zweiten Generation eine stärker verbesserte Kriechbruchlebensdauer aufweist, wodurch viel bessere Eigenschaften als bei der herkömmlichen Legierung bereitgestellt werden.
Vierte Ausführungsform (Tabellen 10 und 11)
Diese vierte Ausführungsform repräsentiert eine Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, die zusätzlich zu Cobalt, Chrom, Molybdän, Wolfram, Aluminium, Titan, Tantal, Rhenium, Hafnium und Silizium und Rest Nickel und unvermeidbare Verunreinigungen im Wesentlichen aus einem von Yttrium, Lanthan und Cer besteht. Als Material wurde ein Material verwendet, das durch Zugeben von einem von Yttrium, Lanthan und Cer zu der in der Tabelle 6 gezeigten Schmelze hergestellt worden ist.
Tabelle 10
Die Tabelle 10 zeigt Legierungszusammensetzungen der erfindungsgemäßen Beispiele und der Vergleichsbeispiele. Die Probe Nr. 53 der Beispiele ist eine Legierung, die weniger als 1% Yttrium umfasst, die Probe Nr. 54 der Beispiele ist eine Legierung, die weniger als 1% Lanthan umfasst und die Probe Nr. 55 der Beispiele ist eine Legierung, die weniger als 1% Cer umfasst. Andererseits ist die Probe Nr. 56 der Vergleichsbeispiele eine Legierung, die keines von Yttrium, Lanthan und Cer umfasst, und die Proben Nr. 57 bis 59 der Vergleichsbeispiele sind Legierungen, die übermäßige Mengen an Yttrium, Lanthan und Cer umfassen.
Rundstabförmige Einkristall-Legierungsproben (Prüfkörper) wurden unter Verwendung der so hergestellten Schmelze durch ein Ziehverfahren hergestellt. Anschließend wurde jede dieser Proben unter Verwendung einer Mischlösung, die aus Chlorwasserstoffsäure und wässrigem Wasserstoffperoxid bestand, geätzt. Durch eine visuelle Untersuchung wurde bestätigt, dass die gesamte Probe einkristallin war und dass die Richtung des Kristallwachstums einen Winkel bis zu 10° bezüglich der Ziehrichtung aufwies. Dann wurde eine Wärmebehandlung gemäß der in der 1 gezeigten Abfolge durchgeführt.
Für den Hochtemperaturoxidationstest wurden die Proben in einen Ofen eingebracht, 8 Stunden bei einer Temperatur von 950°C erhitzt und dann auf Raumtemperatur abgekühlt. Dieser Zyklus wurde 30 Mal wiederholt und danach wurde die Variation der Gesamtmasse aufgrund der Oxidation zusätzlich zu der Masse der Proben und der abblätternde Belag pro Einheitsfläche nach 30 Zyklen gemessen.
Tabelle 11
Die Tabelle 11 zeigt die Ergebnisse des Hochtemperaturoxidationstests von Legierungen erfindungsgemäßer Beispiele, von Vergleichsbeispielen und des herkömmlichen Beispiels. Aus der Tabelle 11 ist ersichtlich, dass die erhöhte Oxidmassenmenge der Proben Nr. 53, 54 und 55 der erfindungsgemäßen Beispiele, bei denen Yttrium, Lanthan oder Cer in einer Menge innerhalb der vorliegenden Erfindung zugesetzt worden ist, 0,761 bis 0,898 mg/cm² betrug, wobei es sich um eine relativ geringe Menge handelt, und dass diese Proben verglichen mit der Probe Nr. 56 der Vergleichsbeispiele, bei der Yttrium, Lanthan und Cer nicht zugesetzt worden sind, oder mit den Proben Nr. 57, 58 und 59 der Vergleichsbeispiele, bei denen Yttrium, Lanthan und Cer übermäßig zugegeben worden sind, gute Oxidationsbeständigkeitseigenschaften aufwiesen.
Fünfte Ausführungsform (6, Tabellen 12 und 13)
Diese fünfte Ausführungsform repräsentiert eine Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, die zusätzlich zu Cobalt, Chrom, Molybdän, Wolfram, Aluminium, Titan, Tantal, Rhenium, Hafnium und Silizium und Rest Nickel und unvermeidbare Verunreinigungen im Wesentlichen aus einem von Kohlenstoff, Bor und Zirkonium besteht. Als Material wurde ein Material verwendet, das durch Zugeben von einem von Kohlenstoff, Bor und Zirkonium zu der in der Tabelle 6 gezeigten Schmelze hergestellt worden ist.
Tabelle 12
Die Tabelle 12 zeigt Legierungsstrukturen der erfindungsgemäßen Beispiele und der Vergleichsbeispiele. Die Probe Nr. 60 der Beispiele ist eine Legierung, die weniger als 0,1% Kohlenstoff umfasst, die Probe Nr. 61 ist eine Legierung, die weniger als 0,05% Bor umfasst und die Probe Nr. 62 ist eine Legierung, die weniger als 0,1% Zirkonium umfasst. Andererseits ist die Probe Nr. 63 der Vergleichsbeispiele eine Legierung, die keinen Kohlenstoff, kein Bor und kein Zirkonium enthält.
Rundstabförmige Einkristall-Legierungsproben (Prüfkörper) wurden für die erfindungsgemäßen Beispiele und die Vergleichsbeispiele durch ein Ziehverfahren hergestellt. Anschließend wurde jede dieser Proben unter Verwendung einer Mischlösung, die aus Chlorwasserstoffsäure und wässrigem Wasserstoffperoxid bestand, geätzt, und eine Wärmebehandlung wurde gemäß der in der 6 gezeigten Abfolge durch Auswählen eines Testmaterials, bei dem ein Doppelkorn gebildet wird, als Prüfkörper (Probe) durchgeführt. Danach wurde der Prüfkörper so bearbeitet, dass der Doppelkornabschnitt zwischen Messgeräten für die Kriechprüfkörper angeordnet ist, und dann wurde der Kriechbruchtest bei einer Temperatur von 1100°C bei einer Belastung von 137 MPa durchgeführt, so dass die Bruchlebensdauer, die Dehnung und die Kontraktion gemessen wurden.
Tabelle 13
Die Tabelle 13 zeigt die Testergebnisse und gemäß dieser Tabelle 13 zeigen die Proben Nr. 60, 61 und 62 der Beispiele, bei denen Kohlenstoff, Bor oder Zirkonium zugesetzt worden ist, im Vergleich zu der Probe Nr. 63 der Vergleichsbeispiele eine hohe Kriechfestigkeit (-beständigkeit) und verstärkte Kristallkorngrenzen.
Aus den Ergebnissen der vorstehend beschriebenen Probentests ergibt sich, dass gemäß den Ausführungsformen (Beispielen) der vorliegenden Erfindung die Zugabe von Kohlenstoff, Bor oder Zirkonium effektiv zur Bildung eines Doppelkorns als Defekt der Einkristall-Superlegierung und zu einer Verbesserung der Korngrenzenfestigkeit der Korngrenze mit großem Winkel beiträgt.
Gemäß der vorstehend beschriebenen erfindungsgemäßen Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis und dem Verfahren zur Herstellung einer solchen Superlegierung kann eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit und eine hervorragende strukturelle Stabilität bereitgestellt werden. Die Anwendung der vorstehend beschriebenen Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis auf Gasturbinenschaufeln und -leitschaufeln ermöglicht die Bereitstellung von Gasturbinenteilen, was zur Verbesserung der Effizienz von Gasturbinen beiträgt.

Claims

Eine Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis, die, in Gewichtsprozent, aus 4,0% bis 11,0% Cobalt, 3,5% bis weniger als 5,0% Chrom, 0,5% bis 3,0% Molybdän, 8,0% bis 10,0% Wolfram, 4,5% bis 6,0% Aluminium, 0,1% bis 2,0% Titan, 5,0% bis 8,0% Tantal, 1,0% bis 3,0% Rhenium, 0,01% bis 0,5% Hafnium, 0,01% bis 0,1% Silizium besteht und gegebenenfalls ferner mindestens eines der Elemente enthält, die aus der folgenden Gruppe ausgewählt sind: Weniger als 2% Niob, weniger als 1% Vanadium, weniger als 2% Ruthenium, weniger als 1% Kohlenstoff, weniger als 0,05% Bor, weniger als 0,1% Zirkonium, weniger als 0,1% Yttrium, weniger als 0,1% Lanthan und weniger als 0,1% Cer, wobei der Rest Nickel und unvermeidbare Verunreinigungen sind, wobei die Gesamtmenge an Rhenium und Chrom nicht weniger als 4,0% und die Gesamtmenge an Rhenium, Molybdän, Wolfram und Chrom nicht mehr als 18,0% beträgt.
Superlegierung nach Anspruch 1, die, in Gewichtsprozent, aus 5,0% bis 10,0% Cobalt, 4,0% bis weniger als 5,0% Chrom, 1,0% bis 2,5% Molybdän, 8,0% bis 9,0% Wolfram, 5,0% bis 5,5% Aluminium, 0,1% bis 1,0% Titan, 6,0% bis 7,0% Tantal, 2,0% bis 3,0% Rhenium, 0,01% bis 0,5% Hafnium und 0,01% bis 0,1% Silizium besteht.
Superlegierung nach Anspruch 1, die, in Gewichtsprozent, aus 5,0% bis 10,0% Cobalt, 4,0% bis weniger als 5,0% Chrom, 1,0% bis 2,5% Molybdän, 8,0% bis 9,0% Wolfram, 5,0% bis 5,5% Aluminium, 0,8% bis 1,5% Titan, 5,0% bis weniger als 6,0% Tantal, 2,0% bis 3,0% Rhenium, 0,01% bis 0,5% Hafnium und 0,01% bis 0,1% Silizium besteht.
Superlegierung nach Anspruch 1, die, in Gewichtsprozent, aus 5,0% bis 10,0% Cobalt, 4,0% bis weniger als 5,0% Chrom, 1,0% bis 2,5% Molybdän, 8,0% bis 9,0% Wolfram, 5,0% bis 5,5% Aluminium, 0,1% bis 1,0% Titan, 6,0% bis 7,0% Tantal, 2,0% bis 3,0% Rhenium, 0,01% bis 0,2% Hafnium, 0,01% bis 0,1% Silizium besteht und gegebenenfalls ferner mindestens eines der Elemente enthält, die aus der folgenden Gruppe ausgewählt sind: Weniger als 2% Niob, weniger als 1% Vanadium, weniger als 2% Ruthenium, weniger als 1% Kohlenstoff, weniger als 0,05% Bor, weniger als 0,1% Zirkonium, weniger als 0,1% Yttrium, weniger als 0,1% Lanthan und weniger als 0,1% Cer.
Ein Verfahren zur Herstellung der Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis nach einem der Ansprüche 1 bis 4, das die Schritte des Herstellens eines Einkristall-Superlegierungselementmaterials auf Nickelbasis mit einer chemischen Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 aus Rohmaterialien, die Nickel, Cobalt, Chrom, Molybdän, Wolfram, Aluminium, Titan, Tantal, Rhenium, Hafnium, Silizium und gegebenenfalls mindestens eines von Niob, Vanadium, Ruthenium, Kohlenstoff, Bor, Zirkonium, Yttrium, Lanthan und Cer enthalten, Unterwerfens des Superlegierungselementmaterials einer Lösungswärmebehandlung innerhalb eines Temperaturbereichs von 1280°C bis 1350°C unter einem verminderten Druck oder einer inerten Atmosphäre, Abschreckens des Superlegierungselementmaterials, das der Lösungswärmebehandlung unterworfen worden ist, Unterwerfens des so abgeschreckten Superlegierungselementmaterials einer ersten Alterungsbehandlung in einem Temperaturbereich von 1100°C bis 1200°C, und dann des Unterwerfens des Superlegierungselementmaterials, das der ersten Alterungsbehandlung unterworfen worden ist, einer zweiten Alterungsbehandlung innerhalb eines Temperaturbereichs, der unter dem Temperaturbereich der ersten Alterungsbehandlung liegt.
Verfahren nach Anspruch 5, bei dem vor der Lösungswärmebehandlung eine mehrstufige Wärmebehandlung bei einer Temperatur durchgeführt wird, die um 20°C bis 40°C unter der Temperatur der Lösungswärmebehandlung liegt.
Verfahren nach Anspruch 5, bei dem vor der Lösungswärmebehandlung eine einstufige Wärmebehandlung bei einer Temperatur durchgeführt wird, die um 20°C bis 40°C unter der Temperatur der Lösungswärmebehandlung liegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7, bei dem der Zeitraum, in dem die Lösungswärmebehandlung durchgeführt wird, auf 10 Stunden begrenzt ist.
Ein Hochtemperaturgasturbinenteil, das aus der Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 hergestellt ist.
Ein Hochtemperaturgasturbinenteil, das aus der Superlegierung hergestellt ist, die mit dem Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8 erhältlich ist.
Verwendung einer Superlegierung, die mit dem Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8 erhältlich ist, zur Herstellung von Hochtemperaturteilen von Industriegasturbinen.