DE3731598C1 - Verfahren zur Waermebehandlung von Nickel-Gusslegierungen - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Bauteilen aus Nickel-Gußlegierungen.

Bei der Herstellung von Bauteilen aus Nickel-Gußlegierungen nach dem Feingußverfahren ergeben sich gegenläufige Forderungen hinsichtlich Werkstoffvergießbarkeit und -eigenschaften:

Damit die Formschale der oft geometrischen komplizierten dünnwandigen Bauteile vollständig mit Schmelze ausläuft, darf die Schmelze beim Vergießen nicht vorschnell erstarren, d. h. sie darf nur langsam im schmelzflüssigen Bereich abkühlen. Dieses langsame Erstarren führt zur übermäßigen Entmischung bzw. dendritischen Seigerung von Elementen (z. B. Al, Ti, Nb) und Phasenbestandteilen (z. B. γ′-Phase, karbidisches Eutektikum, allgemein niedrigschmelzende Phasen) in der Legierung. Eine derartige dendritische Ungleichverteilung verschlechtert die Bauteileigenschaften erheblich, insbesondere das Kriech- und Zeitstandsverhalten des Werkstoffes. Günstig hinsichtlich der Werkstoffeigenschaften wäre eine gleichmäßige Mikrostruktur, insbesondere ein gleichmäßiger, möglichst hoher Anteil an härtender q′-Phase in definierter Teilchenform. Diese gleichmäßige Mikrostruktur ist nur mit möglichst rascher Erstarrung beim Feinguß zu erreichen und damit steigt die Gefahr von Auslauffehlern und auch hohen Anteilen von Gußporosität.

Üblicherweise wird zunächst die Priorität auf eine gute Vergießbarkeit des Werkstoffes gelegt, und in einer anschließenden Wärmebehandlung versucht, die Werkstoffeigenschaften zu verbessern.

Aus der US-PS 37 53 790 ist ein derartiges Wärmebehandlungsverfahren für Superlegierungen bekannt, bei dem mittels schrittweiser Erhöhung der Behandlungstemperatur bis unter die Anschmelztemperatur segregierte, niedrigschmelzende Phasen homogenisiert werden. Nachteilig bei diesem Verfahren ist, daß die Anschmelztemperatur aufgrund seigerungsbedingter Streuungen nicht exakt angebbar ist, und entweder die Haltetemperatur zu weit unterhalb dieser gehalten wird, wodurch ein vollständiges Lösungsglühen und Homogenisieren der γ′-Phase verhindert wird oder die Anschmelztemperatur überschritten wird und damit ungünstige Anschmelzporositäten entstehen.

Die DE-OS 34 15 282 offenbart ein Wärmebehandlungsverfahren für Einkristall-Gegenstände, bei dem dicht über die Anschmelztemperatur erwärmt wird, um Anschmelzporositäten, insbesondere von vorhergehenden Wärmebehandlungen abzubauen.

Das dort offenbarte Verfahren ist jedoch ausschließlich für einkristalline Gegenstände anwendbar, da diese wenig Eutektikum und wenig niedrig schmelzende Phase aufweisen sowie von der Erstarrung her sehr homogen sind. Dieses Verfahren ist daher nicht für konventionellen polykristallinen Guß geeignet.

Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe besteht darin, ein Wärmebehandlungsverfahren für polykristalline Werkstoffe zu schaffen, das ein vollständiges und ausgleichendes Lösungsglühen der γ′-Ausscheidungshärtungsphase ermöglicht, wobei jegliche Anschmelzporositäten beseitigt werden.

Erfindungsgemäß wird die Aufgabe mit den im Kennzeichen des Hauptanspruchs angegebenen Verfahrensschritten gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung ergeben sich aus den Unteransprüchen.

Das erfindungsgemäße Verfahren weist die folgenden besonderen Vorteile auf.

Dadurch, daß die Wärmebehandlungstemperatur über die Anschmelztemperatur T _m erhöht wird, läßt sich eine vollständige Lösung der γ′-Phase erzielen, insbesondere auch in dem geseigerten Bereich. Weiterhin ist eine Gleichverteilung der geseigerten Elemente, insbesondere eine Gleichverteilung der γ′-bildenden Elemente Al, Ti und damit der γ′-Phase, erzielbar. Ein gießbedingter übergroßer Anteil von karbidischem γ/γ′-Eutektika wird hierdurch in Lösung gebracht und homogenisiert. Dadurch werden zusätzliche bildende Elemente in der Matrix in Lösung gebracht und können für die γ′-Ausscheidungshärtung genutzt werden.

Bei dieser Temperatur T₁ werden in der karbidischen γ/γ′-Eutektikum-Phase in kleinen Bereichen Anschmelzungen entstehen. Diese kleinen isolierten Anschmelzungen können zu Porosität, sogenannter Anschmelzporosität mit einem maximalen Volumenanteil von etwa 0,5% führen. Um diese geringe Anschmelzporosität zu beseitigen, schließt sich an die erste Wärmebehandlung mindestens eine zweite Haltezeit unter hydrostatischem Druck (HIP) auf einer Temperatur unter T _{m γ/γ} ′, jedoch über T _q ′ _Solvus an. Bei dieser zweiten Haltezeit wird der Werkstoff mit für Nickel-Basis-Superlegierungen gebräuchlicher HIP- Bedingungen, d. h. bei Drücken zwischen 900 und 2000 bar heißisostatisch nachverdichtet und damit die geringe Anschmelzporosität verfahrensgemäß beseitigt.

Im Anschluß an diese zweite Haltezeit erfolgt eine Abkühlung des Werkstoffes mit einer Abkühlrate, die angemessen hoch für die gewünschte Ausscheidungsteilchenhärtung der γ′-Phase ist. Diese liegt vorzugsweise im Bereich größer 6°/min.

Nachfolgend wird ein Beispiel für die erfindungsgemäße Wärmebehandlung eines Bauteiles mit einer Nickel-Basislegierung der folgenden Zusammensetzung

Massenanteile in %

C0,15 bis 0,20 Si0 bis 0,2 Mn0 bis 0,2 S0 bis 0,015 Al5,0 bis 6,0 Ag0 bis 0,0005 Bi0 bis 0,00003 B0,010 bis 0,020 Co13,0 bis 17,0 Cr8,0 bis 11,0 Cu0 bis 0,2 Fe0 bis 1,0 Pb0 bis 0,0005 Se0 bis 0,0003 Mo2,0 bis 4,0 Ti4,5 bis 5,0 V0,7 bis 1,2 Zr0,03 bis 0,09 NiRest Sn0 bis 0,0025 Te0 bis 0,0001 Tl0 bis 0,0005

angewendet. Dieser Werkstoff ist unter der Bezeichnung IN 100 bekannt. Das derart behandelte Bauteil wurde anschließend im Vergleich mit einem herkömmlich behandelten IN 100-Bauteil einer Bauteilprüfung unterzogen.

Beispiel:

Ein serienmäßig gegossenes IN 100-Bauteil wurde zunächst stufenweise oder kontinuierlich mit einer gut regelbaren Aufheizrate von ca. 10°C pro Minute auf eine Temperatur zwischen 1231°C und 1245°C aufgeheizt, wobei bei Erreichung der Solltemperatur ein Temperaturüberschwingen vermieden wurde. Fig. 1 zeigt schematisch das Temperatur- Zeitdiagramm des erfindungsgemäßen Wärmebehandlungsverfahrens. Dabei sind auf der Ordinate für die Anschmelztemperatur T _{m γ/γ} ′ die Lösungstemperatur T _γ ′ _soluns -Bereiche angegeben, da aufgrund gießbedingter dendritischer Steigerungen und der üblichen Streuung in der Legierungszusammensetzung ein exakter Zahlenwert nicht allgemein angegeben werden kann. Der Bereich 1 des Diagramms zeigt dabei den Erwärmungsvorgang. Das Bauteil wurde für ein bis zwei Stunden auf diese Temperatur T₁ gehalten, wie im Bereich 2 zu sehen ist. Aufgrund der Temperatur T₁ findet eine Auflösung der γ′-Ausscheidungsphase statt, und der Werkstoff wird homogenisiert. Dabei lösen sich teilweise auch die Bereiche der γ/γ′-Eutektika auf. Diese Homogenisierung des Werkstoffes bewirkt, daß die relativ breiten Bereiche der Temperaturen T _{m γ/γ} ′ und T _γ ′ _solvus sich einengen und schließlich innerhalb der durch die Streuung der Legierungszusammensetzung gegebenen Bandbreiten liegen, wie durch die Bezugsziffern 6 und 7 angedeutet. Von Nachteil ist dabei zunächst, daß aufgrund der sprunghaften Dichteänderung des Werkstoffes beim Anschmelzen Poren nach dem Abkühlen entstehen.

Anschließend erfolgt eine stufenweise oder kontinuierliche Abkühlung - wie im Bereich 3 gezeigt - auf eine Temperatur zwischen 1210°C und 1220°C, wie im Bereich 4 dargestellt. Gleichzeitig wird ein heißisostatischer Preßdruck von 1000 bar aufgebracht. Auf dieser Temperatur wurde das Bauteil für mindestens eine, jedoch vorzugsweise mehrere Stunden gehalten.

Dabei werden die im Werkstoff gebildeten Anschmelzporen wieder geschlossen. Im Anschluß daran wurde mit einer Abkühlrate von mindestens 6°C pro Minute auf 1000°C abgekühlt, dargestellt im Bereich 5, anschließend wurde auf übliche Art auf Raumtemperatur abgekühlt.

Eine Anzahl derartig behandelter Bauteile wurde einer Bauteilprüfung unterzogen, bei der bei 950°C eine Zugspannung von 170 MPa aufgebracht wurde. Zu Vergleichszwecken wurde eine Anzahl gleichgeformter, unter Serienbedingungen gegossener IN 100-Bauteile bei 1220°C für 4 Stunden bei einem Druck von 1000°C heißisostatisch gepreßt und anschließend den gleichen Prüfbedingungen unterzogen. Ausgewertet nach logarithmischer Normalverteilung mit einer Stichprobenanzahl n < 10 wurden die mittlere Bruchzeit (=50% Ausfallwahrscheinlichkeit) und der -2 σ-Wert (=2,3% Ausfallwahrscheinlichkeit) ermittelt. Dabei ergaben sich folgende Bruchzeiten:

Fig. 2 zeigt ein Schliffbild in 500facher Vergrößerung eines IN 100-Bauteiles, das bei einer Temperatur von 1220°C 30 Minuten lösungsgeglüht wurde. Deutlich zu erkennen sind die Vielzahl großer dendritischer Ungleichverteilungen.

Fig. 3 zeigt ein Gefügeschliffbild in 200facher Vergrößerung eines IN 100-Bauteils, das dem erfindungsgemäßen Wärmebehandlungsverfahren unterzogen wurde. Dabei ist zu erkennen, daß im Unterschied zu Fig. 2 keine dendritischen Ungleichverteilungen mehr zu erkennen sind, vielmehr ein homogenes Gefüge mit fein verteilten γ′-bildenden Elementen. Ein Teil der - als weiße Bereiche zu erkennenden - γ/γ′-Eutetika ist ebenfalls aufgelöst. Wesentlich ist, daß keinerlei Anschmelzporen mehr im Gefüge vorhanden sind.

Fig. 4 zeigt einen 500fachen vergrößerten Ausschnitt des gleichen Gefügeschliffes.

Claims (2)

1. Verfahren zur Wärmebehandlung von Bauteilen aus polykristallinen Nickel-Gußlegierungen, gekennzeichnet durch folgende Verfahrensschritte:

• a) Erwärmen des Bauteiles auf eine Temperatur T₁, die zwischen 0 und 10° über der ersten Anschmelztemperatur T _m γ/γ′ der karbidischen γ/γ′ Eutektika- Phase liegt,
• b) halten auf dieser Temperatur T₁ für einen Zeitraum der ausreicht, um die z. T. gießbedingt ungleichmäßige γ′-Ausscheidungsphase vollständig aufzulösen und zu homogenisieren,
• c) abkühlen auf eine Temperatur T₂ unterhalb T _m γ/γ′, jedoch oberhalb der Lösungstemperatur T der γ′-Ausscheidungshärtephase,
• d) halten auf dieser Temperatur T₂ unter hydrostatischen Druck zwischen 900 und 2000 bar, bis die Anschmelzporosität beseitigt ist,
• e) abkühlen einer Abkühlrate, die zur Erzeugung der gewünschten γ′-Ausscheidungsteilchenphase erforderlich ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß für Bauteile mit folgender Zusammensetzung (in Massenprozent): 0,15-0,2% C, 0-0,2% Si, 0-0,2% Mn,
0-0,015% S, 5-6% Al, 0,01-0,02% B.
13-17% Co, 8-11% Cr, 0-0,2% Cu,
0-1% Fe, 2-4% Mo, 4,5-5% Ti,
0,7-1,2% V, 0,03-0,01% Zr
Rest Nickel, die Temperatur T₁ zwischen 1231°C und 1245°C liegt.