DE1952877B2

DE1952877B2 - Verfahren zur herstellung von gussteilen aus einer nickelgusslegierung

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Publication number: DE1952877B2
Application number: DE19691952877
Authority: DE
Inventors: Earl Warren Cincinnati Ohio Ross (V.St.A.)
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1968-11-01
Filing date: 1969-10-21
Publication date: 1976-12-16
Also published as: FR2022386A1; IL33198A0; SE357983B; FR2022356A1; ES372869A1; DE1952877C3; US3615376A; GB1256017A; CH533683A; DK124893B; BE740895A; IL33198A; DE1952877A1

Description

hend aus 0,1 bis 0,3 % C, mehr als 13 bis weniger io Werkstücken aus Blech weit komplexere Eigenschafals 15,6% Cr, mehr als 5 bis 15% Co, 2,5 bis 5% ten erfordert, und die Entwicklung von
Mo, 3 bis 6% W, 4 bis 6% Ti, 2 bis 4% Al, 0,005 zusammensetzungen erforderlich macht,
bis 0,02% B, bis 0,1 % Zr, Rest Nickel und zufällige
Verunreinigungen, dadurch gekenn-

-egierungsdie speziell

für den Zweck entworfen sind. Die in diesem Artikel angegebenen Untersuchungsergebnisse beziehen sich

zeichnest, "daß bei diesen Legierungen bei der 15 im wesentlichen auf drei Grundzusammensetzungen, Hochtemperaturbeanspruchung sowohl die spröde nämlich Nickel mit 20% Chrom, m-¹-¹ ™;, ™_0/ η- als auch die spröde σ-Phase dadurch im wesentlich..! vermieden und die Karbidausscheidung dadurch gesteuert wird, daß das Verhältnis der Gehalte an Ti zu Al auf Werte von mehr als 1 bis
weniger als 3 eingestellt und die Summe der Ge

halte an Ti und Al zu 7,5 bis 9% bzw. des Gehaltes an Mo und des halben W-Gehaltes zu 5 bis 7% bemessen wird.

mit 20% Chrom, Nickel mit 20% Chrom und 10 bis 20% Cobalt sowie Eisen mit 37% Nickel und 18% Chrom, die in den meisten FäHen Zusätze von Molybdän enthalten. Auf Seite 16, linke Spalte, letzter Absatz, ist hinsichtlich der Legierungen, die auf der Grundzusammensetzung Eisen mit 37% Nickel und 18% Chrom beruhen, ausgeführt, aaß diese im Temperaturbereich von 600 bis 850⁰C einem Brüchigwerden durch Sigmaphasenbildung unterliegen.

2. Verfahren zur Herstellung von Gußteilen nach 25 Es ist weiter darauf hingewiesen, daß die Sigmaphasen-

Anspruch 1, wobei die Nickelgußiegierung aus 0,15 bis 0,2% C, 13,5 bis 14,5% Cr, 7,5 bis 12,5% Co, 3,5 bis 4,5% Mo, 3,5 bis 4,5% W, 4,5 bis 5,5% Ti, 2,5 bis 3,5% Al, 0,01 bis 0,02% B, 0,005 bis bildung in solchen Legierungen durch Steigerung des Nickelgehaltes und Verringerung des Chrom- und Molybdängehaltes unterdrückt werden kann. In diesem Zusammenhang ist erkannt worden, daß das Aus-

0,1% Zr, Rest Nickel und zufällige Verunreini- 30 maß der erforderlichen Zusammensetzungsänderung gungen besteht, dadurch gekennzeichnet, daß das von dem Titan-und Aluminiumgehalt der Legierungen Verhältnis der Gehalte an Ti zu Al auf Werte von
mehr als 1 bis 2 eingestellt wird.

3. Verfahren zur Herstellung von Gußteilen nach

4,3% W, 4,8 bis 5,2% Ti, 2,8 bis 3,2% 0,02 bis 0,04% Zr enthält.

abhängig zu sein scheint, da diese Elemente die Nickelkonzentration in der festen Lösung durch Bildung der Ni₃(TiAl)-Phase verringern. Nach diesen Erkennt-

Anspruch 2, wobei die Nickelgußlegierung 13,7 bis 35 nissen begrenzt das Erfordernis, die Sigmaphasenbil-14,3% Cr, 9 bis 10% Co, 3,7 bis 4,3% Mo, 3,7 bis dung zu vermeiden, die möglichen Einsatzmengen von bis 5,2% Ti, 2,8 bis 3,2% Al und Titan und Aluminium und führt nach den Erkenntnissen des genannten Artikels zu einer hinsichtlich aller interessierenden Punkte ausbalancierten, stabilen 40 Legierung mit der gegenüber der vorgenannten, veränderten Grundzusammensetzung von 42% Nickel, 16% Chrom, 3% Molybdän und einem Gesamtgehalt von 2,5% Titan und Aluminium.

In dem Artikel »Legierungsaufbau, Eigenschaften und zeitliche Veränderungen von warmfesten Nickel-Chrom- und Kobalt-Nickel-Chrom-Legierungen in »Archiv für das Eisenhüttenwesen« vom August 1964, Seiten 781 bis 801, ist über Untersuchungen des Einflusses von Zusätzen der carbidbildenden Elemente Molybdän, Wolfram und Vanadin sowie der intermetallische Verbindungen bildenden Elemente Aluminium, Titan und Niob auf den Legierungsaufbau, die mechanischen Eigenschaften und ihre zeitliche Veränderung berichtet, die an Nickel-Chrom- und

zufällige Verunreini- 55 Cobalt-Nickel-Chrom-Legierungen mit rund 75% Nickel und 20% Chrom oder 40% Cobalt, 30% Nicke! und 20% Chrom ausgeführt wurden. Bei besonders langzeitig bei 700⁰C angelassenen Zeitstandproben der Legierungen 15 mit den Hauptbestandteilen 40°,, Cobalt, 20,4% Chrom, 30,1.,; Nickel und 6,73% Wolfram (2541 Stunden unter 15 kg/mm² angelassen) und 26 mit den Hauptbeslandteilen 40,1 % Cobalt, 20,6% Chrom, 8,8% Eisen, 27,4% Nickel, 1,2°,; AIu-

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Gußteilen mit verbesserter Strukturstabilität und Zunderbeständigkeit bei langzeitiger Hochtemperaturbelastung sowie einer Zeitstandfestigkeit bei 982⁰C und einer Belastung von 19,35 kp/mm² von mindestens 25 Stunden aus einer Nickelgußlegierung, bestehend aus 0,1 bis 0,3 % C, mehr als 13 bis weniger als 15,6% Cr, mehr als 5 bis 15% Co, 2,5 bis 5% Mo, 3 bis 6% W, 4 bis 6% Ti, 2 bis 4% Al, 0,005 bis 0,02% B, 0,1% Zr, Rest Nickel und
gungen.

Aus der GB-PS 8 14 029 ist u.a. eine Nickelgußlegierung bekannt, die aus 7,5 bis 15% Cr, 5 bis 40% Co, 7 bis 9% Ti und Al, wobei das Verhältnis von Ti zu Al 0,6 bis 1,4 ist, 0,05 bis 0,5% C, 0,005 bis 0,1 % B, 0 bis 15% Mo, 0 bis 0,8% Si, 0 bis 1 % Mn, 0 bis 10% Fe, 0 bis 0,2% Zr, 0 bis 5% W, Rest Nickel und zufällige Verunreinigungen besteht. Diese Legierungen haben eine Zeitstandfestigkeit bei 980 C und einer Belastung von etwa 11 kp/mm² von 20 Stunden oder mehr.

In den »Transactions of the ASME«, Januar 1967, sind in einem auf den Seiten 14 bis 22 abgedruckten minium und 1,9% Titan (25 869 Stunden unter 15 kg/ mm² angelassen), führte diese Behandlung nicht zui Bildung der Sigmaphase, wie auf Seite 797, Absatz 3, des genannten Artikels ausgeführt.
Da die fortschreiterde Technologie und die Ent-

U4i υ ι ι

cklung verbesserte Antriebe, wie ζ. Β. Gasturbinentriebe, jedoch haltbarere Legierungen erforderlich «ächten, hat sich die Erfindung die Aufgabe gestellt, ? y_erfahren zur Herstellung von Gußteilen der ein- ⁱⁱⁿ _ms genannten Art zu schaffen. Es wurde bei der rfisung dieser Aufgabe in der vorliegenden Erfindung rkännt, daß bei den eingangs genannten Legierungen h ; der Hochtemperaturbeanspruchung sowohl die ""öde IJ- als auch die spröde σ-Phase dadurch im ί sentlichen vermieden und die Karbidausscheidung /Tdurch gesteuert wird, daß das Verhältnis der Getollte an Ti zu Al auf Werte von mehr als 1 bis weniger 1 3 eingestellt und die Summe der Gehalte an Ti und Al zu 7,5 b'^s 9% ^bzw· des Gehaltes an Mo und des halben W-Gehaltes zu 5 bis 7% bemessen wird. In der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung oret der Kohlenstoff, der vorzugsweise in einer Menge zwischen 0,15 und 0,2% vorliegt, für eine Karbidbildung, die insbesondere bei hohen Temperaturen zu einer verbesserten Festigkeit führt. Zu wenig Kohlenstoff ist unzureichend für die Hochwarmfestigkeit, wogegen ein Zuviel an Kohlenstoff eine geringere Lebensdauer und eine Versprödung bei geringen Temoeraturen infolge einer übermäßigen Karbidbildung in den Korngrenzen zur Folge hat.

Das Element Chrom sorgt für die Zunder- und Hitzekorrosionsbeständigkeit. Wenn jedoch weniger Is 13% vorhanden sind, ist die Hitzekorrosionsbeständtgkeit in dem Temperaturbereich von etwa 815 bis 980^: C nicht ausreichend. Chrommengen von _m»hr als 16% führen zur Bildung von Sigma- und anderer nachteiliger Phasen ohne richtige Steuerung der Phase. Demgemäß liegt der bevorzugte Chrombereich zwischen 13,5 und 14,5%, um eine derartige

DClcn." -■ · .

Phaoensteuerung sicherzustellen.

Wie im Falle des Chroms kann Kobalt in zu großen Mengen zu einer Sigma-Phasenbildung führen. In den hier beschriebenen richtigen Mengen unterstützt das Co jedoch die Gamma-Strich-Löslichkeit und beeinflußt die Duktilität der Legierung.

Sehr kritisch für die erfindungsgemäß eingesetzte Legierung sind die Elemente W und Mo, die im allgemeinen mit dem die Lösung verstärkenden Mechaniseiner Legierung auf Nickelbasis gleichgesetzt

Molybdän aufrechterhalten wird, um eine optimale Legierungsfestigkeit und Legierungsstabilität zu erhalten.

Die Elemente Ti und Al sind in Verbindung mit ihrer Funktion als Primärabscheidungs-Verstärkungselemente im Zusammenhang mit Nickel bei der Bildung von Ni₃(AlTi) beschrieben worden. Jetzt ist unerwarteterweise gefunden worden, daß sie in richtiger Kombination auch die Wirkung haben, die Hitzekorrosionsbeständigkeit (Beständigkeit gegen Sulfidbildune) insbesondere in dem Temperaturbereich zwischen 815 und 980⁰C zu verbessern. Diese spezielle Kombination von Al und Ti zusammen mit dem, was gerade für Mo und W in ihrer doppelten Steuerfunktion beschrieben worden ist, ist ein wichtiges Merkmal der Erfindung, das bei bekannten Legierungen auf Nickelbasis noch nicht erkannt worden ist.

Gemäß der Erfindung muß das Ti/Al-Verhältnis größer als 1 sein, um diese verbesserte Hitzekorrosionsbeständigkeit zu erzielen. Dagegen muß dieses Verhältnis kleiner als 3 sein, damit die Bildung der sprödemachenden Eta(Ni₃Ti)-Phase verhindert wird. Al ist vorteilhafterweise in dem Bert ich von 2,5 bis 3,5% vorhanden, da es einerseits die Bildung der Sigma-Phase etwas schneller bzw. leichter herbeiführen kann als Ti; Al bindet auch aus der Matrix mehr Nickel zur Bildung des Ni₃(Al, Ti), das manchmal als Gamma-Strich bezeichnet wird. Dies tritt aufgrund de-, geringeren Atomgewichtes von Aluminium im Vergleich zu Titan auf. Wenn der Gehalt an Gamma-Strich ansteigt, steht in der Gamma-Matnx weniger Nickel zur Verfügung. Deshalb besteht infolge der relativ großen Mengen an Cr, Co, Mo und W in der Matrix eine größere Tendenz zur Bildung der Sigma-Phase. Demgemäß ist es eine Aufgabe, in der Gamma-Matrix soviel Nickel wie möglich zu halten.

Folglich wird durch die genaue Steuerung und die Verringerung des Al-Gehaltes relativ zum Ti-Genalt die Tendenz zur Bildung der sprödemachenden Sigma-Phase verkleinert, und das größere Ti/Al-Verhaltn.s verbessert die Hitzekorrosionsbeständigkeit.

Die Erfindung beachtet dieses kritische Gleichgewicht von Aluminium und Titan nicht nur vom Standpunkt des oben beschriebenen Verhältnisses von

Γ . τ·. ι - η..~Vi in Apr Hinsicht.

kann. Wie „och im Zusammenhang mit verarmt Die richtig= Alumintummenge

st :s= CÄ

„„,de totgestellt, daß Mo »uf der Basis höherer Ccaften liinlliisses

bereich zwiscnen δυ unu ?ou v_. u™tuii.._ul ^..,^.

deshalb notwendig, daß sowohl Mo als auch W vorhanden sind und daß die obengenannte Beziehung in den Bereichen 3 bis 6% Wolfram und 2,5 bis 5ⁿ„

JlUtIUlIl 1^1 ..ν.*..., .. ^₀. £._..

gehalt die Bildung überschüssiger Boride zur Folge hai, was dazu führt, daß die Legierung bei Übertcmperatur zu schmelzen beginnt.

Die Auswertung der Erfindung hat gezeigt, daß die bei der Herstellung von Legierungen auf Nickelbasis

Elemente Nb und Ta kein Ersatz für W und Mo sind. weit verbreitet angewendet werden. Es wurden Chargen

Es wird angenommen, daß etwa die Hälfte des Nb in der Größe von etwa 5,45 kg bis zu etwa 450 kg her-

oder des Ta in die Bildung von Gamma-Strich, wie gestellt, wobei die letzteren aus Legierungen in dem er-

z. B. Ni₃(Al, Ti. Cb, Ta), und in die Karbide geht. 5 findungsgemäß einzuhaltenden Zusammensetzungs-

Beide lassen die Matrix verarmen und sind in der erfin- bereich bestanden. Die Versuchsproben wurden in der

dungsgemäß angegebenen, ausgewogenen Legierung Weise hergestellt, daß sie entweder direkt aus dem

unerwünscht. Sie führen beide zur Bildung der Sigma- Schmelzofen in die genauen Formen der Gußproben

Phase. gegossen wurden oder daß sit aus vorher hergestellten

Die Merkmale der Erfindung werden aus den folgen- io Legierungsbarren erneut geschmolzen und dann ge-

den_. detaillierten Beispielen verständlicher. Es handelt gössen wurden.

sich um typische Legierungen, die bei der Auswertung In der folgenden Tabelle I sind Zusammensetzungen

der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung geschmol- von Gußproben zusammengestellt, die für die im

zen worden sind. Die Legierungen wurden nach korn- Rahmen der Erfindung geschmolzenen repräsentativ

merziellen Vakuumschmelzverfahren geschmolzen, die 15 sind.

Tabelle I

Zusammensetzung in Gewichtsprozent

Die Legierung enthält 0,014 — 0,016% B; 0,03% Zr, Rest Ni und zufällige Verunreinigungen.

Ti + Al = 8 — 8,1 %, Ti/Al = 1,6 — 1,7; Mo + W/2 = 5,4 — 6%

Legierung	C	Cr	Co	Mo	W	Ti	Al
1	0,17	14,0	9,9	4,0	3,9	5,0	3,0
2	0,16	14,0	9,6	4,0	4,0	5,0	3,0
3	0,19	14,2	14,9	4,0	4,0	5,0	3,1
4	0,18	14,1	7,5	4,0	4,0	5,0	3,0
5	0,18	14,0	12,3	4,0	4,0	5,0	3,0
6	0,19	13,9	10,0	3,0	6,0	5,0	3,0
7	0,18	13,5	10,0	4,0	4,0	5,0	3,0
8	0,26	14,0	9,8	4,0	4,0	5,0	3,1
9	0,19	14,0	10,0	2,9	5,0	4,9	3,1
10	0,15	14,1	9,4	4,1	4,0	5,0	3,1

Zu den anderen Legierungen, die während der Aus- folgenden Tabelle II aufgeführten Legierungen, die wertung der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung außerhalb des Bereiches der bei dem erfindungshergestellt und geprüft wurden, gehören die in der 45 gemäßen Verfahren eingesetzten Legierungen lagen.

Tabelle II

Zusammensetzung in Gewichtsprozent

Die Legierung enthält 0,014 — 0,017% B; 0,03 — 0,04 % Zr, Rest Ni und zufällige Verunreinigungen

Legierung	C	Cr	Co	Mo	W	Ti	Al	Ti/Al	Ti+ Al	Mo+W/2
11	0,14	16,1	10,7	3,2	2,9	3,8	4,0	1,0	7,8	4,7
12	0,14	15,5	10,7	3,1	2,7	2,9	5,0	0,6	7,9	4,5
13	0,16	15,4	10,3	4,0	3,8	4,5	2,6	1,7	7,1	5,9
14	0,16	15,6	10,2	4,0	3,9	4,9	2,9	1,7	7,8	6,0
15	0,20	13,0	10,0	4,0	■:,o	4,9	3,0	1,6	7,9	6,0
16	0,08	14,1	9,9	4,0	4,0	5,0	3,1	1,6	9,1	6,0
17	0,19	14,1	5,0	4,0	4,0	4,9	3,1	1,6	8,0	6,0
18	0,18	14,0	0,0	3.9	4,0	4,9	3,1	1,6	8,0	5,9
19	0,18	13,9	10,0	6,1	3.0	5,0	3,0	1,7	8,0	7,6
20	0,19	14,1	9,8	4,9	4,9	5,0	3,0	1,7	8,0	7,4

Die verbesserten Eigenschaften der mit der Erfindung erhaltenen Gußteile werden insbesondere nach der Kombination von Strukturstabilität und Zunderbeständigkeit bei langzeitiger Hochtemperaturbelastung sowie Zeitstandfestigkeit bemessen. Diese Verbesserung, soweit sie die Langzeitstabilität betrifft, bezieht sich auf die Unterdrückung der Bildung der spröden Sigma- und der spröden Eta-Phase. Diese daher versprödend wirkenden Phasen werden in der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung im wesentlichen unterdrückt oder sogar vollständig eliminiert. Wenn gewisse bekannte Gußlegierungen erhöhten Temperaturen ausgesetzt sind, agglomerieren die Gamma-Phase und die Karbide, die in der primären Gamma-Strich-Phase gefunden werden. Bei Temperaturen in dem Bereich von etwa 700 bis 980⁰C bilden sich in den Matrixbereichen, die den Gamma-Strich umgeben, Sigma-Plättchen. Diese Bildung, die durch Belastung beschleunigt wird, scheint auf dem überschüssigen Chrom in dem primären Gamma-Strich und den umgebenden Matrixbereichen zu beruhen, das zuerst mit dem Kohlenstoff reagiert und an den Korngrenzen M_2nC_e-Karbide bildet. Wenn dann der gesamte zur Verfügung stehende Kohlenstoff in Reaktion getreten ist, scheint sich das überschüssige Chrom in der Matrix mit Elementen wie z. B. Co, Mo usw. zu vereinigen, um eine Cr-Co-Mo-artige Sigma-Phase zu bilden. Eine Prüfung der Langzeitstabilität bei beispielsweise 816°C und einer Belastung von 3,870 kp, mm² zeigt, daß die Sigma-Phase von Natur aus dk Festigkeit verringert.

Die Sigma-Phase kann zwar durch Wärmebehandlung beseitigt werden, sie tritt aber wieder auf, wenr die Legierung den gleichen Zeit- und Temperatur bedingungen ausgesetzt ist, unter denen die Sigma Phase ursprünglich gebildet worden ist. Die Legierung

ίο die gemäß der Erfindung eingesetzt wird, stellt ein« andere Art von Legierung dar, die die Sigma-Phasen bildung von Anfang an verhindert und die aufgrüne eines unterschiedlichen Oberflächcnreaktionsproduk tes zu einer verbesserten Kombination von Hochwarm festigkeit und Stabilität zusammen mit Hitzckorro sionsbeständigkeit führt.

Um die Erfindung und ihre einzelnen Elemente, wi< sie die Festigkeit und die Stabilität der erfindungs gemäß eingesetzten Legierung beeinflussen, besser zi verstehen, sind die folgenden Tabellen zusammenge stellt. In diesen werden sowohl die Legierungsformen die innerhalb des Rahmens der Erfindung liegen, al auch diejenigen, die außerhalb des erfindungsgemäßei Rahmens liegen, miteinander verglichen. Die voll ständigen Zusammensetzungen dieser Legierungei sind aus den Tabellen I und II ersichtlich.

Tabelle III

Legierung Elemcnländcrung Zeitstandfestigkeit Anteil an

Gußstück-Standzeit (Std.) Sigma-

Gew.-% 816°C/38,70 κρ/mm² 982°C/19,35 kp/mm' Phase

18	0,0 Co	230*)	zu weich	kein
17	5,0 Co	481*)	nicht geprüft	kein
6	10,0 Co	744	49	kein
5	12,3 Co	896	50	kein
14	15,6 Cr	586	38	groß
6	13,9 Cr	744	49	kein
15	13,0 Cr	588	30	kein
16	0,08 C	512	45	klein
5	0,18 C	896	50	kein
8	0,26 C	670	43	kein

·) Wärmebehandelt: 1204⁰C — 2 Std.; 1093⁰C — 4 Std.;
843° C — 16 Std.; 760° C — 16 Std.

Wie in Tabelle III gezeigt ist, führt in der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung Kobalt in einer Menge von weniger als 15% nicht zur Bildung der Sigma-Phase. Bei mehr als 15% bildet sich jedoch übermäßig viel von der Sigma-Phase, was zu einer anderen Legierungsart mit schlechteren Eigenschaften führt. Da die mit 5% Co gebildete Legierung wesentlich weicher als angestrebt war, wurden die Versuche bei höherer Temperatur nicht durchgeführt.

Was die in Tabelle III gezeigte Änderung des Chromgehaltes anbelangt, so ist der nachteilige Einfluß der Bildung größerer Mengen von Sigma-Phase auf die Langzeitstabilität bzw. Zeitstandfestigkeit durch Legierung 14 mit 15,6% Cr gezeigt. Die Fei Stellung der großen Sigma-Mengen zeigt, daß Legi rung 14 eine andere Legierungsart ist als Legierung die in dem Rahmen der Erfindung liegt. Legierung

mit 13% Cr und nur 0,9% Cr weniger als Legierung zeigt ebenfalls eine Verminderung der Zeitstandfesti keit, obwohl alle anderen Elemente der Legierung innerhalb des erfindungsgemäßen Rahmens liege Deshalb enthält die erfindungsgemäß eingeset;

Legierung weniger als 15,6 % aber mehr als 13 % ( Bezüglich der Veränderung des Kohlenstoffgchali in der Tabelle III sei erwähnt, daß bei 0,08",', C wenig Kohlenstoff vorhanden ist, um mit dem Cr

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erfindungsgemäßen Rahmen zu reagieren, damit das Cr an der Bildung von Sigma-Plättchen gehindert ist. Diesbezüglich sei die Verringerung der Zeitstandfestigkeit beachtet, die sich aus den Versuchen bei 816°C ergeben hat. Obwohl Kohlenstoffmengen bis zu 0,3% enthalten sein können, so ist es vorteilhaft, einen Kohlenstoffgehalt von 0,15 bis 0,2% aufrechtzuerhalten, um die ungewöhnlichen Eigenschaften der bevorzugten Zusammensetzung der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung sicherzustellen.
Obwohl die Elemente W und Mo in bekannten Le-

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gierungen auf Nickelbasis einzeln oder austauschba: als die Lösung verstärkende Elemente vorhandei waren, so wird erfindungsgemäß festgestellt, daß dies» zwei Elemente eine zusätzliche kritische Rolle spielen Beide sind an der komplexen Steuerung der Aus scheidung von Karbiden und der Bildung der Sigma Phase beteiligt, wobei Mo ein stärkerer Sigma-Phasen bildner ist. Die folgende Tabelle IV zeigt den Einflui und die Wechselbeziehung dieser Elemente auf dif ίο beiden entscheidenden Eigenschaften der erfindungs gemäß eingesetzten Legierung.

Tabelle IV

Legierung

Elementänderung
Gew.-%

Mo W

Mo+W/2

Zeitstandfestigkeit Anteil an

Gußstück-Standzeit (Std.) Sigma-Phase

816°C/38,7 kp/mm² 982°C/19,35 kp/mm'

19	6,1	3,0	7,6	*)	744	21*)	mittel
6	3,0	6,0	6,0	439	49	kein
20	4,9	4,9	7,4	746	47	mittel
9	2,9	5,0	5,4	37	kein

·) Auf der Basis eines 200stündigen zum Bruch führenden Zeitstandzugversuchs bei 816°C und 47,8 kp/n

Legierung 19 weist trotz eines Anteils von 6,1 % Mo eine unzureichende Zeitstandfestigkeit auf, um für eine adäquate Hochtemperatur-Zeitstandfestigkeit zu einen Beitrag zu der erfindungsgemäß eingesetzter Legierung. Erfindungsgemäß wird festgestellt, daß dit richtige Menge und die Wechselbeziehung zwischer

Elementen erreicht die Summe Mo + W/2 mit 7,6

kann und daß sie, was sehr wichtig ist, für die Hitze korrosionsbeständigkeit sorgt.

Das Problem der Hitzekorrosions- bzw. Zunder beständigkeit umfaßt die Beständigkeit gegen Sulfid bildung in dem Bereich von etwa 815 bis 98O⁰C. Ober halb und unterhalb dieses Bereiches ist die Hitze korrosionsbeständigkeit bei den Legierungsarten, au:

einen hohen Wert. Erfindungsgemäß wird vorge- 40

schlagen, daß diese Beziehung in dem Bereich von 5 bis 7% liegende Werte aufweisen muß, um die Sigma-

Phasenbildung zu hemmen und die richtigen Karbide

auszuscheiden wie es oben beschrieben worden ist. ^..«.„.._{Βϋο1ί1παΐ8ΚβΙι Dei üe}n Legierungsanen. au.

Legierung 20 die einer anderen Legierungsart ange- 45 die sich die Erfindung bezieht, kein so entscheidende:

hör und außerhalb des erhndungsgemaßen Rahmens Problem, da derartige Legierungen das Elemen

hegt, enthalt zwar Mo undIW ,m erfindungsgemäßen Aluminium enthalten ^gAlum?niumfxvd. das sich au:

Mo ?w? ο 7 /v ^e-"l ) i H !Τ' J⁰" ^{der Oberfläch}e als ein Reaktionsprodukt bildet, üefer

Oii^l^ittleri%fZ^T %^T ^g- ^ ^aDS^emessen schützende, oxidationsbeständig.

Die Bildung m ttlerer Sigma-Mengen fuhrt zu einer 50 Grenzschicht. Das Problem der Zunderbeständigkei

ISÄJSSS? St df T ^Skh Γ ^{der kt daher ZU} unterscheiden von to H^SSrion.

Messung bei der 816 C-Standzeitprufung ergeben nat. beständigkeit. Normalerweise würde es für die Zunder

Die Legierungsfonnen 6 und 9, die innerhalb des erfin- beständigkeit besser sein ein Ti/Al-Verhältnis kleine,

dungsgemaßen Rahmens liegen, weisen das richtige als 1 zu haben. Dies steht jedochin Gegensatz zu de

Bezüglich der vorstehenden Tabellen III ^. „_w

erwähnt, daß die Legierungsformen, die mit Zahlen

innerhalb des Rahmens der Zusammensetzung der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung Hegen' und daß die Ausnahmen in der aufgeführten Element-

DiI EV/mente Ti und Al leisten auf mehreren Wegen BSSSsäS

^berieht·^{ist in dcr fol}^^{nden Tabclle V}

Tabelle V

Legierung

Gew.-%
Al

Ti

Ti I Al

Ti/Al

Zeitslandfestigkeit Anteil an

Gußstück-Standzeit (Std.) Sigma-

816'C/38,7 kp/mm¹ 982'C/19,35 kp/mm^a Phase

11	3,8	4,0	7,8	1.0	309	35	mittel
12	2,9	5,0	7,9	0,6	251	25	groß
13	4,5	2,6	7,1	1,7	560	19	kein
5	5,0	3,0	8,0	1,7	896	50	kein

Obwohl die Legierungen 5, 11 und 12 etwa die gleiche Summe an Titan und Aluminium enthalten, sei erwähnt, daß Legierung 5 keine Sigma-Phase bildet, wogegen die Legierungen 11 und 12 mittlere bis große Mengen an Sigma-Phase bilden. Dies kann auf das falsche Verhältnis zwischen den zwei Elementen zurückgeführt werden. Die Tatsache, daß bei der Legierung 5 und den Legierungen 11 bzw. 12 unterschiedliche Legierungstypen gebildet werden, wird weiterhin durch die Zeitstandfestigkeit (Standzeit), insbesondere die Stabilitätsergebnisse für die Untersuchungen bei 816°C, unterstrichen. Ferner sei erwähnt, daß Legierung 13 zwar das richtige Verhältnis zwischen Ti und Al aufweist, jedoch nicht ausreichende Mengen dieser Elemente enthält, um für die erforderliche Zeitstandfestigkeit zu sorgen. Deshalb ist für die erfindungsgemäß eingesetzte Legierung die Beziehung zwischen Ti und Al notwendig, wonach die Summe dieser Elemente in dem Bereich von 7,5 bis 9% zu liegen hat und das Ti/Al-Verhältnis größer als 1, aber kleiner als 3 : 1 sein muß.

Eine wichtige Eigenschaft der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung, die sich von bekannten, derzeitig für die gleiche Verwendung vorgesehene Legierungen unterscheidet, ist die wesentlich verbesserte Zunderbeständigkeit bzw. Hitzekorrosionsbeständigkeit. Zui Bestimmung der Zunder- bzw. Hitzekorrosionsbeas ständigkeit verschiedener Legierungen wurde eine Reihe von Vergleichsprüfungen für derartige be kannte Superlegierungen auf Nickelbasis durchgeführt die in der foigenden Tabelle VI aufgeführ sind.

Tabelle VI

Zusammensetzung bekannter Legierungen in Gewichtsprozent

Die Legierungen enthalten sämtlich 0,01 — 0,02 B sowie als Rest Ni und zufällige Verunreinigungen

Bekannte Legierung	C	Cr	Co	Mo	W	Ti	Al	Zr	andere
A	0,18	9,5	15,0	3,0		4_;2	5,5	0,06 ^	IV
B	0,07	14,2	15,0	4,2	—	3,4	4,3	—
C	1,3	6,0	7,5	2,0	6,0	1,0	5,5	1,3	9 Ta, 0,5 Hf
D	0,08	15,0	22,0	4,4		2,4	4,4	—	0,5 Nb, 0,5 P
E	0,14	13,0		4,5		0,75	6,0	0,10	2,3 Nb -f Ta

Da die untersuchten Legierungen in einem Gasturbinenantrieb benutzt werden sollten, wurde ein Versuchsgerät aufgebaut, das die Bedingungen in dem Turbinenabschnitt einer Gasturbine simuliert:. Das Gerät verbrannte Flugzeugtreibstoff, beispielsweise JP-5 in einer 30-1-Lufttreibstoffmischung und eingespritztes Seewasser mit einer Zusammensetzung innerhalb des durch die ASTM-Norm D-665-60 festgesetzten Bereiches. Das Seewasser wurde mit destilliertem Wasser auf 5 Teile pro Million verdünnt. Die Versuche waren zyklische Prüfungen über einen Zeitraum von 1000 Stunden einschließlich 18 eingeschobener Kühlvorgänge auf Raumtemperatur mittels eingeblasener Luft. Die untersuchten Proben waren Gußbarren, die auf einen Durchmesser von etwa 3,3 mm und etwa 32 mm Länge abgeschliffen worden waren. Die Ergebnisse einer derartigen Vergleichsprüfung sind in der folgenden Tabelle VII gezeigt.

Tabelle VII

Zunder- bzw. Hitzekorrosionsbeständigkeit

Zyklische Prüfung über 1000 Std.

Legierung	Einwirkungstiefe (χ	25,4 μΐη)*)
	871°C	954° C
2	4/10/12	3/8/9
B	35/44/47	26/36/44
A	C)	C)
C	C)	39/42/43
D	32/44/47	10/18/20
E	C)	30/36/39

♦) Ausgedrückt als Vi (Obcrflächenverlust/mittl. dringung/max. Durchdringung).

(<■) Probe korrodierte durch und durch.

Dui

Aus Tabelle VlI wird leicht ersichtlich, daß die innerhalb des erfindungsgemäßen Rahmens liegende Legierung 2 bei allen untersuchten Temperaturen gegenüber Korrosion in der Hitze beachtlich beständiger ist als alle anderen untersuchten, bekannten Legierungen, von denen die meisten zur Zeit im Hochtcmperatur-Abschnitt von Gasturbinentriebwerken Anwendung finden.

Ein anderes Maß für die Zunder- bzw. Hitzekorrosionsbeständigkeit beinhaltet anstelle der Oberflächendurchdringung oder des Dickenverlustes eine Untersuchung des Gewichtsverlustes der Proben. Mit Legierungen, die sowohl innerhalb als auch außerhalb des erfindungsgemäßen Rahmens liegen, wurde eine weitere Versuchsreihe durchgeführt. Von den Ergebnissen sind typische Resultate in der folgenden Tabelle VIII zusammengestellt.

Tabelle VIII

Zunder- bzw. Hitzekorrosionsbeständigkeit

bei 954°Cfür 500 Std.

Legierung Gewichtsverlust (10~³ mm/mm

Durchmesser)
durchschnittlich max.

10	0,3	3
11	5	16
12	6	14
D	3	10
E	50	53

Die im Rahmen der Erfindung liegende Legierung 10 zeigt nach 500 Stunden bei 954°C im Vergleich zu bekannten oder außerhalb des erfindungsgemäßen Rahmens liegenden Legierungen einen wesentlich geringeren Gewichtsverlust und somit beachtenswerte Beständigkeit.

Die wesentlich verbesserte Zunder- bzw. Hitzekorrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung basiert auf der Tatsache, daß unter

ίο oxidierenden Bedingungen auf der Oberfläche der erfindungsgemäß eingesetzten Legierung ein Reaktionsprodukt anderer Art gebildet als auf den Oberflächen gewisser bekannter Legierungen auf Nickelbasis, die für den gleichen Zweck vorgesehen sind. Als ein Bcispiel für diesen Unterschied wurde eine Röntgenbeugungsuntersuchung auf derartigen Oberflächen durchgeführt, die vorher für 400 Stunden erhöhten Temperaturen ausgesetzt worden waren. Das Ergebnis eines derartigen Vergleichs ist in der folgenden Tabelle IX gezeigt.

Die Legierung 2, die im Rahmen der Erfindung liegt und eine beachtliche Beständigkeit gegenüber Korrosion in der Hitze aufweist, enthielt in ihrem Oberflächenreaktionsprodukt eine wesentliche Menge an

»5 TiO₂. In dem Reaktionsprodukt der Legierung B wurde nur eine kleine Menge dieses Oxides gefunden. Somit sind die zwei Legierungen in ihrem Verhalten von unterschiedlicher Art.

Tabelle IX

Legierung Röntgcnbcugungscrgebnisse nach 400 Std. glühen bei

927=C

2 TiO₂ (S) + Cr₂O₃ (M) + Matrix (SCH)

B Matrix (AS) + Al₂O₃ (SCH) + TiO₂ (SCH)

(S) Stark, (M) Mittel, (Sch) Schwach, (A) AuQerordcntlich.

TiO₂ (M) + Cr₂O₃ (M) + Spinell (M)
Matrix (S) + Al₂O₃ (M) + TiO₂ (ASCH)

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung von Gußteilen mit verbesserter Strukturstabilität und Zunderbeständigkeit bei langzeitiger Hochtemperaturbelastung sowie mit einer Zeitstandfestigkeit bei 982°C und einer Belastung von 19,35 kp/mm² von mindestens 25 Stunden aus einer Nickelgußlegierung, beste-Artikel Untersuchungen über die Wirkungen von Zusammensetzungsveränderungen und den Einfluß von Herstellungsverfahren und Wärmebehandlung auf die Eigenschaften von titan- und aluminiumgehärteten Nickellegierungen für Nickelblechprodukte beschrieben. Auf Seite 21, linke Spalte, Absatz 3, unter der Überschrift »Discussion« ist ausgeführt, daß das zusätzliche Kaltverformen, Formgeben und Schweißen bei der Herstellung von Blech und der Anfertigung von