[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

EP0196447A1 - Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosionswiderstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung durch eine Oberflächenbehandlung - Google Patents

Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosionswiderstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung durch eine Oberflächenbehandlung Download PDF

Info

Publication number
EP0196447A1
EP0196447A1 EP86102345A EP86102345A EP0196447A1 EP 0196447 A1 EP0196447 A1 EP 0196447A1 EP 86102345 A EP86102345 A EP 86102345A EP 86102345 A EP86102345 A EP 86102345A EP 0196447 A1 EP0196447 A1 EP 0196447A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
zone
component
recrystallization
grained
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP86102345A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP0196447B1 (de
Inventor
Mohamed Yousef Dr. Nazmy
Hans Dr. Rydstad
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
BBC Brown Boveri AG Switzerland
Original Assignee
BBC Brown Boveri AG Switzerland
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by BBC Brown Boveri AG Switzerland filed Critical BBC Brown Boveri AG Switzerland
Publication of EP0196447A1 publication Critical patent/EP0196447A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0196447B1 publication Critical patent/EP0196447B1/de
Expired legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F3/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by special physical methods, e.g. treatment with neutrons
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics
    • Y10S148/903—Directly treated with high energy electromagnetic waves or particles, e.g. laser, electron beam

Definitions

  • the invention is based on a method for increasing the oxidation and corrosion resistance of a component made of a dispersion-hardened superalloy according to the preamble of claim 1.
  • High-temperature alloys especially superalloys, especially those with hardening dispersoids, are used under strict conditions regarding temperature, mechanical stress and corrosive or oxidizing atmosphere.
  • attempts are being made to increase their resistance to oxidation and corrosion by alloying with suitable elements or by applying protective layers.
  • these materials are used almost exclusively in the coarse-grained, preferably in the elongated, coarse-grained state (E. Auto and RF Singer, The effect of grain shape on stress rupture of the oxide dispersion strengthened superalloy INCONEL MA 6000, Seven Spring Conference on 5uperalloys, Confe rence Proceedings, The Metallurgical Society of AIME, 1984, pp. 367-376).
  • the invention has for its object to provide a method for increasing the oxidation and corrosion resistance of components made of a dispersion-hardened superalloy by means of a surface treatment, which does not affect the monolithic connection, is characterized by optimal properties of the surface layer and is simple on the finished component can be carried out economically.
  • FIG. 1 schematically shows a micrograph of a component in the delivery state when the surface zone is treated by a shot peening.
  • 1 is the medium to fine-grained structure of pieces in the delivery state (eg extruded, rolled or forged product). The grain size is generally not very critical. However, the structure is tied to the condition that there is sufficient driving force to form coarse grains after the final recrystallization annealing sits.
  • 2 is a shot peening which serves to cold-deform the surface
  • FIG. 3 represents the surface zone of the workpiece which has already been deformed by shot peening. The direction of advance of the ball jet 2 is indicated by an arrow.
  • Fig. 2 contains a schematic micrograph of a component treated according to Fig. 1, i.e. after treatment of the surface zone by shot peening and after an additional recrystallization annealing.
  • 4 represents the coarse-grained recrystallized core zone
  • 5 the fine-grained recrystallized, previously deformed surface zone.
  • FIG. 3 schematically shows a micrograph of a component in the delivery state and during the thermal treatment of the surface zone.
  • the workpiece has a fine-grained structure.
  • the core zone 6 is kept at a lower temperature during the treatment, while the surface zone 7 is heated to a higher temperature.
  • a laser beam 9 (indicated as h ⁇ in the left half of the figure) or an electric arc 10 (indicated as current I in the right half of the figure) is used.
  • the direction of advance of 9 or 10 is indicated by an arrow. 8 shows the workpiece surface.
  • FIG. 4 shows a diagram of the temperature distribution over the workpiece cross section (abscissa x) in the heat treatment according to FIG. 3 and in the recrystallization annealing.
  • Curve a represents the course of the heat treatment temperature over the workpiece cross section. In the actual core zone 6, the temperature should be comparatively low, in the present case below 900 ° C. being held.
  • the surface zone 7 is to be heated to a temperature which is still below the recrystallization temperature, for example to 1140 ° C.
  • the lateral limitation of the component is indicated by the vertical workpiece surface 8.
  • Curve b represents the course of the recrystallization temperature over the workpiece cross section, which is generally given by a horizontal.
  • Fig. 5 shows a schematic micrograph of a component after the treatment of the surface zone according to Fig. 3, i.e. after laser beam or arc heating and after recrystallization annealing.
  • the fine-grain recrystallized surface zone 5 stands out from the coarse-grain recrystallized core zone 4.
  • 6 schematically shows a micrograph of a component in the delivery state with an electrolytically applied nickel layer.
  • 12 is the fine-grained material structure in the delivery state.
  • 11 is the electrolytically applied nickel layer, which is markedly exaggerated in thickness.
  • FIG. 7 shows a schematic micrograph through a component with a nickel layer after diffusion annealing. 12 is the unchanged fine-grained material structure, 13 the surface zone of the workpiece enriched in nickel by diffusion.
  • FIG. 8 schematically shows a micrograph through a component with a nickel layer after diffusion and recrystallization annealing.
  • the coarse-grained recrystallized core zone 4 is first followed by the fine-grained one recrystallized surface zone 5 and finally the actual, nickel-rich surface layer 14, which may still consist of pure nickel on the workpiece surface.
  • FIG. 9 shows a schematic micrograph of a component after diffusion and recrystallization annealing according to FIG. 8, after additional removal of the nickel-rich surface layer 14.
  • the remaining reference numerals correspond to those in FIG. 8.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Electroplating Methods And Accessories (AREA)
  • Chemical Treatment Of Metals (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosions-widerstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung durch eine Oberflächenbehandlung, welche in jedem Fall die Erzeugung bzw. Erhaltung einer feinkörnigen Oberflächenzone (5) zum Gegenstand hat, wogegen die Kernzone (4) des Bauteils unter allen Umständen bei der abschliessenden Rekristallisationsglühung im Temperaturebereich zwischen Rekristallisations- und Solidustemperatur zur Grobkornbildung gezwungen wird. Die Erzeugung der feinkörnigen Oberflächenzone (5) erfolgt durch Kaltverformung der Oberflächenzone (3, 5) mittels Kugelstrahlen, Oberflächenwalzen, Drücken oder durch Erhitzen der Oberflächenzone (7) auf eine ca. 100 bis 140°C unterhalb der Rekristallisationstemperatur liegende Temperatur mittels Laser (9) oder Lichtbogen (10), während die Kernzone auf weniger als 900°C gehalten wird, oder durch Aufbringen einer 10 bis 50 µm dicken Nickelschicht auf die Oberfläche und nachfolgende Diffusion des Nickels in die Oberflächenzone (Nickelreiche Oberflächenschicht 14) des Bauteils bei einer unterhalb der Rekristallisationstemperatur liegenden Temperatur. In jedem Fall findet abschliessend eine der Einstellung des Grobkorns in der Kernzone (4) dienende Rekristallisationsglühung statt.

Description

  • Die Erfindung geht aus von einem Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosionswiderstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung nach der Gattung des Oberbegriffs des Anspruchs 1.
  • Hochwarmfeste Legierungen, insbesondere Superlegierungen, darunter vor allem solche mit härtenden Dispersoiden werden unter stets strengen Bedingungen betreffend Temperatur, mechanische Beanspruchung und korrosive oder oxydierende Atmosphäre eingesetzt. Man versucht allgemein ihren Oxydations- und Korrosionswiderstand durch Zulegieren von geeigneten Elementen oder durch Aufbringen von Schutzschichten zu erhöhen. Diesen Massnahmen sind jedoch Grenzen gesetzt. Um beste Warmfestigkeit bei höchsten Temperaturen zu erreichen, werden diese Werkstoffe fast ausschliesslich im grobkörnigen, bevorzugt im längsgestreckten grobkörnigen Zustand eingesetzt (E. Arzt und R.F. Singer, The effect of grain shape on stress rupture of the oxide dispersion strengthened superalloy INCONEL MA 6000, Seven Spring Conference on 5uperalloys, Conference Proceedings, The Metallurgical Society of AIME, 1984, pp. 367 - 376).
  • Es hat sich andererseits gezeigt, dass feinkörniges Material ein günstigeres Verhalten gegen Korrosion und Oxydation aufweist (C.S. Giggins, F.S. Pettit, "The effect of alloy grain size and surface deformation on the selective oxidation of chromium in nickelchromium alloys at temperatures of 900 and 1100"C", Trans. TMS-AIME, 245, Seite 2509, 1969).
  • In dispersionsgehärteten Legierungen wurde nach einer gewissen Zeit der Einwirkung einer oxydierenden Atmosphäre die Bildung von Poren unter der Werkstückoberfläche festgestellt. Diese unerwünschte Porenentwicklung ist unter anderem von der Gefügeausbildung, insbesondere von der Korngrösse abhängig. Grobes Korn begünstigt die Porenbildung, feines Korn hemmt sie (J.H. Weber and P.S. Gilman, environmentally induced porosity in Ni-Cr and Ni-Cr oxide dispersion strengthened alloys, Scripta Metallurgica Vol. 18, p. 479 - 482, 1984; I.K. Glasgow, G.J. Santoro, and M.A. Gedwill, "Oxidation & Hot Corrosion of Coated and Bare Oxide Dispersion Strengthened Superalloys", in Frontiers of High Temperature Materials, J. Benjamin ed. Inco. 1981).
  • In diesem Zusammenhang ist schon vorgeschlagen worden, ein Bauteil mit grobkörnigem Kern und feinkörniger Randzone zu erzeugen (Vergl. EP-A-0 115 092). Diese Möglichkeit wird jedoch nur sehr beschränkt und unvollkommen ausgenützt.
  • Es besteht daher ein grosses Bedürfnis, nach weiteren Möglichkeiten zur Verbesserung der Hochtemperaturbeständigkeit von Bauteilen aus Superlegierungen unter oxydierenden und korrodierenden Einflüssen.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosionswiderstandes von Bauteilen aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung mittels einer Oberflächenbehandlung anzugeben, welches den monolithischen Zusammenhang nicht beeinträchtigt, sich durch optimale Eigenschaften der Oberflächenschicht auszeichnet und sich in einfacher Weise am fertig geformten Bauteil wirtschaftlich durchführen lässt.
  • Diese Aufgabe wird durch die im kennzeichnenden Teil des Anspruchs 1 angegebenen Merkmale gelöst.
  • Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben.
  • Dabei zeigt:
    • Fig. 1 ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil im Anlieferungszustand mit Behandlung der Oberflächenzone durch einen Kugelstrahl,
    • Fig. 2 ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil nach der Behandlung der Oberflächenzone durch Kugelstrahlen und nach der Rekristallisationsglühung,
    • Fig. 3 ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil im Anlieferungszustand und während der Behandlung der Oberflächenzone durch einen Laserstrahl oder einen Lichtbogen,
    • Fig. 4 ein Diagramm der Temperaturverteilung über den Werkstückquerschnitt bei der Wärmebehandlung und bei der Rekristallisationsglühung,
    • Fig. 5 ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil nach der Behandlung der Oberflächenzone durch Laserstrahl- oder Lichtbogenaufheizung und nach der Rekristallisationsglühung,
    • Fig. 6 ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil im Anlieferungszustand mit elektrolytisch aufgebrachter Nickelschicht,
    • Fig. 7 ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil mit Nickelschicht nach einer Diffusionsglühung,
    • Fig. 8 ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil mit Nickelschicht nach einer Diffusions- und einer Rekristallisationsglühung,
    • Fig. 9 ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil nach einer Diffusions- und Rekristallisationsglühung, nach der Entfernung der nickelreichen Oberflächenschicht.
  • In Fig. 1 ist schematisch ein Schliffbild durch ein Bauteil im Anlieferungszustand bei der Behandlung der Oberflächenzone durch einen Kugelstrahl dargestellt. 1 ist das mittel- bis feinkörnige Merkstückgefüge im Anlieferungszustand (z.B. Strangpress- Walz- oder Schmiedeerzeugnis). Die Korngrösse ist hierbei im allgemeinen nicht sehr kritisch. Das Gefüge ist jedoch an die Bedingung gebunden, dass es genügend Triebkraft zur Grobkornbildung nach der abschliessenden Rekristallieationsglühung besitzt. 2 ist ein Kugelstrahl, welcher zur Kaltverformung der Oberfläche dient, wogegen 3 die bereits durch Kugelstrahlen verformte Oberflächenzone des Werkstücks darstellt. Die Vorschubrichtung des Kugelstrahls 2 ist durch einen Pfeil angedeutet.
  • Fig. 2 beinhaltet ein schematisches Schliffbild durch ein gemäss Fig. 1 behandeltes Bauteil, d.h. nach der Behandlung der Oberflächenzone durch Kugelstrahlen und nach einer zusätzlichen Rekristallisationsglühung. 4 stellt die grobkörnig rekristallisierte Kernzone, 5 die feinkörnig rekristallisierte, zuvor verformte Oberflächenzone dar.
  • Fig. 3 zeigt schematisch ein Schliffbild durch ein Bauteil im Anlieferungszustand und während der thermischen Behandlung der Oberflächenzone. Im allgemeinen besitzt das Werkstück ein feinkörniges Gefüge. Die Kernzone 6 wird bei der Behandlung auf einer niedrigeren Temperatur gehalten, während die Oberflächenzone 7 auf eine höhere Temperatur aufgeheizt wird. Dazu wird entweder ein Laserstrahl 9 (als hν in der linken Bildhälfte angedeutet) oder ein elektrischer Lichtbogen 10 (als Strom I in der rechten Bildhälfte angedeutet) verwendet. Die Vorschubrichtung von 9 bzw. 10 ist durch je einen Pfeil angedeutet. 8 stellt die Werkstückoberfläche dar.
  • In Fig. 4 wird ein Diagramm der Temperaturverteilung über den Werkstückquerschnitt (Abszisse x) bei der Wärmebehandlung gemäss Fig. 3 und bei der Rekristallisationsglühung gezeigt. Kurve a stellt den Verlauf der Wärmebehandlungstemperatur über den Werkstückquerschnitt dar. In der eigentlichen Kernzone 6 soll die Temperatur vergleichsweise niedrig, im vorliegenden Fall unter 900°C gehalten werden. Die Oberflächenzone 7 soll auf eine noch unterhalb der Rekristallisationstemperatur liegende Temperatur, beispielsweise auf 1140°C aufgeheizt werden. Die seitliche Begrenzung des Bauteils ist durch die vertikale Werkstückoberfläche 8 angedeutet. Kurve b stellt den Verlauf der Rekristallisationstemperatur über den Werkstückquerschnitt dar, der im allgemeinen durch eine Horizontale gegeben ist.
  • Fig. 5 stellt ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil nach der Behandlung der Oberflächenzone gemäss Fig. 3, d.h. nach einer Laserstrahl- oder Lichtbogenaufheizung und nach der Rekristallisationsglühung dar. Die feinkörnig rekristallisierte Oberflächenzone 5 hebt sich von der grobkörnig rekristallisierten Kernzone 4 ab.
  • In Fig. 6 ist schematisch ein Schliffbild durch ein Bauteil im Anlieferungszustand mit elektrolytisch aufgebrachter Nickelschicht dargestellt. 12 ist das feinkörnige Werkstoffgefüge im Anlieferungszustand. 11 ist die - in der Dicke stark übetrieben gezeichnete - elektrolytisch aufgebrachte Nickelschicht.
  • Fig. 7 zeigt ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil mit Nickelschicht nach einer Diffusionsglühung. 12 ist das unveränderte feinkörnige Werkstoffgefüge, 13 die an Nickel durch Diffusion angereicherte Oberflächenzone des Werkstücks.
  • Fig. 8 stellt schematisch ein Schliffbild durch ein Bauteil mit Nickelschicht nach einer Diffusions- und einer Rekristallisationsglühung dar. Auf die grobkörnig rekristallisierte Kernzone 4 folgt zunächst die feinkörnig rekristallisierte Oberflächenzone 5 und zuletzt die eigentliche, nickelreiche Oberflächenschicht 14, die an der Werkstückoberfläche unter Umständen noch aus reinem Nickel bestehen kann.
  • In Fig. 9 ist ein schematisches Schliffbild durch ein Bauteil nach einer Diffusions- und Rekristallisationsglühung gemäss Fig. 8, nach zusätzlicher Entfernung der nickelreichen Oberflächenschicht 14 dargestellt. Die übrigen Bezugszeichen entsprechen denjenigen der Fig. 8.
    • Ausführungsbeispiel I:
      • Siehe Fig. 1 und 2!
        • Aus einem mit mittlerer Korngrösse vorliegenden Schmiedebarren aus einer dispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung wurde ein prismatischer Probekörper von 100 mm Länge, 40 mm Breite und 40 mm Dicke abgeschnitten. Die unter dem Handelsnamen MA 6000 (INCO) bekannte Legierung hatte die nachfolgende Zusammensetzung:
          Figure imgb0001
          Figure imgb0002
          Figure imgb0003
          Figure imgb0004
          Figure imgb0005
          Figure imgb0006
          Figure imgb0007
          Figure imgb0008
          Figure imgb0009
          Figure imgb0010
          Figure imgb0011
        • Die Oberflächenzone 3 einer Längsseite des prismatischen Körpers wurde auf ihrer ganzen Breite und über eine Länge von 60 mm mit einem Kugelstrahl 2 verformt. Der Druck beim Kugelstrahlen betrug 0,8 MPa, der Durchmesser der Stahlkugeln 0,3 bis 0,6 mm, die Strahlzeit insgesamt für die ganze Fläche 5 min. Nach dem Kugelstrahlen wurde der Körper während 1 h bei einer Temperatur von 1280°C geglüht. Die grobkörnig rekristallisierte Kernzone 4 wies stengelartig gestreckte Kristallite von 12 bis 15 mm Länge und 4 bis 6 mm Breite auf, während die feinkörnig rekristallisierte Oberflächenzone 5 von 200 µm Tiefe eine durchschnittliche Korngrösse von weniger als 2 µm zeigte.
        • In der beschriebenen Weise können feinkörnige Oberflächenzonen 5 von ca. 100 bis 200 µm Dicke hergestellt werden. Die Betriebsparameter für das Kugelstrahlen variieren je nach zu behandelnder Legierung, Gefügezustand des Ausgangsmaterials und Dicke der herzustellenden feinkörnigen Oberflächenzone.
    • Ausführungsbeispiel II:
      • Aus einem feinkörnigen Blech aus einer dispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung wurde ein rechteckiges Stück mit den Dimensionen 4 x 100 x 30 mm herausgeschnitten. Der unter dem Handelsnamen MA 754 (INCO) laufende Werkstoff hatte folgende Zusammensetzung:
        Figure imgb0012
        Figure imgb0013
        Figure imgb0014
        Figure imgb0015
        Figure imgb0016
        Figure imgb0017
        Figure imgb0018
      • Der Blechabschnitt wurde einem einmaligen Kaltwalzprozess unterworfen, wobei eine totale Dickenabnahme von ursprünglich 4 mm auf 3,9 mm (2,5 %) eingestellt wurde. Diese Kaltverformung fand überwiegend in den Oberflächenzonen des Bleches statt. Nach dem Kaltwalzen wurde der Blechabschnitt während 1/2 h einer Rekristallisationsglühung bei einer Temperatur von 1330°C ausgesetzt. Die grobkörnig rekristallisierte Kernzone zeigte längsgestreckte Kristallite von durchschnittlich 6 bis 8 mm Länge, 2 mm Breite und 1 mm Dicke, während die feinkörnig rekristallisierten Oberflächenzonen von 150 µm Tiefe Korngrössen von 2 bis 5 µm aufwiesen.
      • Der Kaltverformungsgrad beim Walzen, Rollen, Drücken etc. kann in vorteilhafter Weise derart eingestellt werden, dass er für derartige blech-, band- und tafelförmige Werkstücke ca. 2 bis 5 % Dickenabnahme entspricht.
    • Ausführungsbeispiel III:
      • Vergleiche Fig. 3, linke Seite und Fig. 4 und 5!
        • Aus einer durch Warmstrangpressen hergestellten Rundstange von 40 mm Durchmesser wurde ein Werkstück von 100 mm Länge abgesägt. Das Material war die in Beispiel I angegebene Nickelbasis-Superlegierung mit dem Handelsnamen MA 6000. Die Oberfläche 8 (Mantelfläche) des Werkstücks wurde während 10 min einem Laserstrahl 9 ausgesetzt, so dass sich schliesslich eine gemäss Kurve a, Fig. 4 verlaufende Temperaturverteilung einstellte. Die sich auf niedrigerer Temperatur befindliche Kernzone 6 (ca. 800 bis 1000°C, im Mittel etwa 900°C) hebt sich gegenüber der auf höherer Temperatur befindlichen Oberflächenzone 7 (max. ca. 1140°C) ab. Um einen schädlichen Temperaturausgleich zu vermeiden, wurde das Werkstück nach dieser Wärmebehandlung rasch auf Raumtemperatur abgekühlt. Die anschliessende Rekristallisationsglühung bei einer Temperatur von 1280°C (Kurve b in Fig. 4) ergab das in Fig. 5 gezeigte Bild.
    • Ausführungsbeispiel IV:
      • Vergleiche Fig. 3, rechte Seite und Fig. 4 und 5!
        • Ein Werkstück gleicher Dimension und Zusammensetzung wie in Beispiel III angegeben, wurde während 15 min mit einem elektrischen Lichtbogen 10 beaufschlagt'. Die Intensität des Lichtbogens und der Vorschub wurden so eingestellt, dass ungefähr das in Fig. 4 dargestellte Temperaturprofil erreicht wurde. Die Rekristallisationsglühung bei einer Temperatur von 1280°C ergab die gleichen Resultate wie unter Beispiel III.
        • Die in den Beispielen III und IV angegebenen Werte für die Wärmebehandlung der Oberflächenzone können je nach Werkstückabmessungen und Intensität der Energiequelle leicht variieren. Für die besagte Legierung sollte die Temperatur im Bereich von 1140 bis 1150°C, die Zeitdauer bei ca. 10 bis 30 min liegen.
    • Ausführungsbeispiel V:
      • Vergleiche Figuren 6, 7, 8 und 9:
        • Aus dem Werkstoff mit der Bezeichnung MA 6000 wurde eine Turbinenschaufel gefertigt (Werkstückgefüge 12 in feinkörnigem Zustand). Das als Tragflügelprofil ausgelegte Schaufelblatt hatte eine Länge von 220 mm, eine Breite von 70 mm und eine Profiltiefe von 18 mm, bei einer max. Dicke von 12 mm. Das Bauteil wurde zunächst gereinigt, entfettet und hierauf in ein elektrochemisches Nickelbad eingehängt. Auf galvanische Weise wurde auf der Oberfläche eine Nickelschicht 11 von 50 µm Dicke aufgebracht. Dann wurde das Werkstück während 6 h einer Diffusionsglühung unter Schutzgasatmosphäre bei einer Temperatur von 1020°C unterworfen. Hierbei entstand die an Nickel angereicherte Oberflächenzone 13. Die Diffusion von Nickel in den Grundwerkstoff verursachte ein gewisses Kornwachstum, welches durch die Dicke der Nickelschicht, die Diffusionstemperatur und die Diffusionszeit beeinflusst werden kann. Die Diffusionsschicht erreichte im vorliegenden Fall eine Dicke von durchschnittlich 200 pm. Das kontrollierte Kornwachstum während des Diffusionsprozesses hatte zur Folge, dass die nachträglich gemäss Beispiel I bei 1280°C/1 h durchgeführte Rekristallisationsglühung eine grobkörnig rekristallisierte Kernzone 4 ergab, während die Oberflächenzone 5 feinkörnig anfiel. Zu äusserst war noch eine dünne, unverändert vorliegende nickelreiche Oberflächenschicht 14 als Rest vorhanden. Diese Oberflächenschicht 14 wurde schliesslich auf elektrolytischem Wege entfernt (Siehe Fig. 9).
        • Nickelschichten 11 können vorteilhafterweise eine Dicke von 10 bis 50 um aufweisen. Die Diffusionsglühung für den Werkstoff MA 6000 kann bei Temperaturen zwischen ca. 1000 und 1050°C während ca. 4 bis 10 h durchgeführt werden.
        • Die Erfindung ist nicht auf die Ausführungsbeispiele beschränkt.
        • Die Kaltverformung der Oberfläche kann ausser durch Kugelstrahlen, Oberflächenwalzen und Drücken, durch Ziehen, Aufdornen (bei Hohlkörpern) oder auf irgend eine andere, an sich bekannte Art und Weise erfolgen. Die Rekristallisationsglühung ist im Bereich zwischen Rekristallisations- und Solidustemperatur durchzuführen.
        • Bei der Oberflächenbehandlung durch Erhitzen der Oberflächenzone soll deren Temperatur ca. 100 bis 140°C unterhalb der Rekristallisationstemperatur liegen, während die eigentliche, zur Grobkorn-Rekristallisation zu veranlassende Kernzone möglichst kalt, jedenfalls unter 900°C gehalten werden soll.

Claims (5)

1. Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosions- widerstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung durch eine Oberflächenbehandlung, dadurch gekennzeichnet, dass, unabhängig vom Gefügezustand des Ausgangsmaterials, das Bauteil einer Oberflächenbehandlung durch Kaltverformen unterworfen wird, wobei der Kaltverformungsgrad in der Oberflächenzone (3, 5) derart gewählt wird, dass bei der nachfolgenden Wärmebehandlung die verfügbare Triebkraft zu einem feinkörnigen Gefüge führt, während die Kernzone (4) zur Grobkornbildung gezwungen wird, und dass das Bauteil einer Rekristallisationsglühung im Temperaturbereich oberhalb der Rekristallisations- und unterhalb der Solidustemperatur unterworfen wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Kaltverformung der Oberflächenzone (3, 5) durch einen Kugelstrahl (2) durchgeführt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Kaltverformung der Oberflächenzone (5) durch Oberflächenwalzen oder Drücken durchgeführt wird.
4. Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosions- widerstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung, durch eine Oberflächenbehandlung, dadurch gekennzeichnet, dass, ausgehend von einem feinkörnigen Gefügezustand des zuvor warmgekneteten Ausgangsmaterials, das Bauteil einer nur in seiner Oberflächenzone (7) wirksamen Erhitzung auf eine zwischen 100 und 140°C unterhalb der Rekristallisationstemperatur des Werkstoffs liegenden Temperatur durch Einwirken eines Laserstrahls (9) oder eines elektrischen Lichtbogens (10) unterworfen wird, wobei seine Kernzone (6) auf einer Temperatur von weniger als 900°C gehalten wird, dass das Bauteil abgekühlt und anschliessend auf eine Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur erhitzt wird, wobei die Kernzone (4) zur Grobkornbildung gezwungen wird, während die Oberflächenzone (5) mangels Triebkraft an der sekundären Rekristallisation gehindert und dazu gezwungen wird, den ursprünglichen feinkörnigen Zustand beizubehalten.
5. Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosions- widerstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung durch eine Oberflächenbehandlung, dadurch gekennzeichnet, dass, ausgehend von einem feinkörnigen Gefügezustand des zuvor warmgekneteten Ausgangsmaterials, das Bauteil mit einer galvanisch aufzubringenden Nickelschicht (1) von 10 bis 50 um Dicke versehen und anschliessend auf eine unterhalb der Rekristallisationstemperatur des Werkstoffs liegende Temperatur zwecks Diffusion des Nickels ins Innere und Erzeugung einer an Nickel angereicherten Oberflächenzone (13) erhitzt wird, dass das Bauteil abgekühlt und hierauf auf eine Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur erhitzt wird, wobei die Kernzone (4) zur Grobkornbildung gezwungen wird, während die Oberflächenzone (5) mangels Triebkraft an der sekundären Rekristallisation gehindert und dazu gezwungen wird, den ursprünglichen feinkörnigen Zustand beizubehalten.
EP86102345A 1985-03-15 1986-02-24 Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosionswiderstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung durch eine Oberflächenbehandlung Expired EP0196447B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CH1166/85 1985-03-15
CH116685 1985-03-15

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP0196447A1 true EP0196447A1 (de) 1986-10-08
EP0196447B1 EP0196447B1 (de) 1989-08-09

Family

ID=4204017

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP86102345A Expired EP0196447B1 (de) 1985-03-15 1986-02-24 Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosionswiderstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung durch eine Oberflächenbehandlung

Country Status (4)

Country Link
US (1) US4909859A (de)
EP (1) EP0196447B1 (de)
JP (1) JPS61213360A (de)
DE (1) DE3664930D1 (de)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1988007587A1 (en) * 1987-03-27 1988-10-06 Mre Corporation Apparatus and methods for forming variable strength materials through rapid deformation.
WO1988007588A1 (en) * 1987-03-27 1988-10-06 Mre Corporation Variable strength materials formed through rapid deformation

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5286315A (en) * 1989-03-30 1994-02-15 Nippon Steel Corporation Process for preparing rollable metal sheet from quenched solidified thin cast sheet as starting material
GB2257163B (en) * 1991-07-02 1995-04-05 Res & Dev Min Def Gov In A process for improving fatigue crack growth resistance
US5236524A (en) * 1992-01-21 1993-08-17 The Babcock & Wilcox Company Method for improving the corrosion resistance of a zirconium-based material by laser beam
US5447580A (en) * 1994-02-23 1995-09-05 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Rapid heat treatment of nonferrous metals and alloys to obtain graded microstructures
JP2877013B2 (ja) * 1994-05-25 1999-03-31 株式会社神戸製鋼所 耐摩耗性に優れた表面処理金属部材およびその製法
US6098871A (en) * 1997-07-22 2000-08-08 United Technologies Corporation Process for bonding metallic members using localized rapid heating
US6022832A (en) 1997-09-23 2000-02-08 American Superconductor Corporation Low vacuum vapor process for producing superconductor articles with epitaxial layers
US6027564A (en) * 1997-09-23 2000-02-22 American Superconductor Corporation Low vacuum vapor process for producing epitaxial layers
US6458223B1 (en) 1997-10-01 2002-10-01 American Superconductor Corporation Alloy materials
US6428635B1 (en) 1997-10-01 2002-08-06 American Superconductor Corporation Substrates for superconductors
AT408088B (de) * 1997-10-14 2001-08-27 Berndorf Band Ges M B H & Co K Endloses stahlband und verfahren zur herstellung desselben
DE19756354B4 (de) * 1997-12-18 2007-03-01 Alstom Schaufel und Verfahren zur Herstellung der Schaufel
US6475311B1 (en) 1999-03-31 2002-11-05 American Superconductor Corporation Alloy materials
US6874214B1 (en) 2000-05-30 2005-04-05 Meritor Suspension Systems Company Anti-corrosion coating applied during shot peening process
WO2003046242A1 (en) * 2001-11-23 2003-06-05 Integran Technologies Inc. Surface treatment of austenitic ni-fe-cr based alloys
EP1437426A1 (de) * 2003-01-10 2004-07-14 Siemens Aktiengesellschaft Verfahren zum Herstellen von einkristallinen Strukturen
US7229253B2 (en) * 2004-11-30 2007-06-12 General Electric Company Fatigue-resistant components and method therefor
US20070122560A1 (en) * 2005-11-30 2007-05-31 Honeywell International, Inc. Solid-free-form fabrication process including in-process component deformation
EP1816316B1 (de) * 2006-01-24 2009-01-07 Siemens Aktiengesellschaft Bauteilreparaturverfahren
US8079120B2 (en) 2006-12-30 2011-12-20 General Electric Company Method for determining initial burnishing parameters
US8051565B2 (en) 2006-12-30 2011-11-08 General Electric Company Method for increasing fatigue notch capability of airfoils
JP6005518B2 (ja) * 2009-11-25 2016-10-12 コーニング インコーポレイテッド 金属構造物の製造方法
JP5998950B2 (ja) * 2013-01-24 2016-09-28 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材
JP6048169B2 (ja) * 2013-01-29 2016-12-21 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材およびオーステナイト系耐熱合金素材
US20160333434A1 (en) * 2014-01-28 2016-11-17 United Technologies Corporation Enhanced surface structure
CN108950144A (zh) * 2018-07-13 2018-12-07 重庆理工大学 激光表面改性奥氏体不锈钢的方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3366515A (en) * 1965-03-19 1968-01-30 Sherritt Gordon Mines Ltd Working cycle for dispersion strengthened materials
DE2740569A1 (de) * 1976-09-13 1978-03-16 Ford Werke Ag Oberflaechenlegierungs- und waermebehandlungsverfahren
DE2951102A1 (de) * 1978-12-22 1980-06-26 Gen Electric Verfahren zum behandeln eines koerpers aus einer zirkoniumlegierung zur verbesserung seiner korrosionsbestaendigkeit
FR2444086A1 (fr) * 1978-12-15 1980-07-11 Westinghouse Electric Corp Procede pour fabriquer des produits manufactures en superalliage a base de nickel presentant une structure mixte du grain
EP0115092A2 (de) * 1983-02-01 1984-08-08 BBC Brown Boveri AG Bauteil mit hoher Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit, bestehend aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung und Verfahren zu dessen Herstellung

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4015100A (en) * 1974-01-07 1977-03-29 Avco Everett Research Laboratory, Inc. Surface modification

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3366515A (en) * 1965-03-19 1968-01-30 Sherritt Gordon Mines Ltd Working cycle for dispersion strengthened materials
DE2740569A1 (de) * 1976-09-13 1978-03-16 Ford Werke Ag Oberflaechenlegierungs- und waermebehandlungsverfahren
FR2444086A1 (fr) * 1978-12-15 1980-07-11 Westinghouse Electric Corp Procede pour fabriquer des produits manufactures en superalliage a base de nickel presentant une structure mixte du grain
DE2951102A1 (de) * 1978-12-22 1980-06-26 Gen Electric Verfahren zum behandeln eines koerpers aus einer zirkoniumlegierung zur verbesserung seiner korrosionsbestaendigkeit
EP0115092A2 (de) * 1983-02-01 1984-08-08 BBC Brown Boveri AG Bauteil mit hoher Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit, bestehend aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung und Verfahren zu dessen Herstellung

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HIGH TEMPERATURE TECHNOLOGY, Band 3, Nr. 1, Februar 1985, Seiten 29-33, Butterworth & CO (Publishers) Ltd; M.F. CHEN et al.: "Elimination of u phase and improvement of hot corrosion resistance of a nickel-base superalloy by laserglazing" *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1988007587A1 (en) * 1987-03-27 1988-10-06 Mre Corporation Apparatus and methods for forming variable strength materials through rapid deformation.
WO1988007588A1 (en) * 1987-03-27 1988-10-06 Mre Corporation Variable strength materials formed through rapid deformation
US4830683A (en) * 1987-03-27 1989-05-16 Mre Corporation Apparatus for forming variable strength materials through rapid deformation and methods for use therein
US4874644A (en) * 1987-03-27 1989-10-17 Mre Corporation Variable strength materials formed through rapid deformation

Also Published As

Publication number Publication date
JPS61213360A (ja) 1986-09-22
EP0196447B1 (de) 1989-08-09
DE3664930D1 (en) 1989-09-14
US4909859A (en) 1990-03-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP0196447A1 (de) Verfahren zur Erhöhung des Oxydations- und Korrosionswiderstandes eines Bauteils aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung durch eine Oberflächenbehandlung
DE3445767C2 (de)
EP0155490B1 (de) Verfahren zum Verbinden von Teil-Werkstücken aus einer Superlegierung nach dem Diffusions-Fügeprocess
DE60022899T2 (de) Martensitischer rostfreier stahl und stahlherstellungsprozess
DE69813840T3 (de) Drahtelektrode für funkerosionsbearbeitung und verfahren zur herstellung derselben
EP0290898B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks beliebiger Querschnittsabmessungen aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung mit gerichteten groben Stengelkristallen
DE60009126T2 (de) Bleilegierungen mit erhöhtem kriech- und/oder interkristallinen korrosionswiderstand, besonders für bleisäure-batterien und elektroden
EP0383060B1 (de) Elektrode zum Widerstandsschweissen von oberflächenveredelten Stahlblechen und Verfahren zu deren Herstellung
EP0115092B1 (de) Bauteil mit hoher Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit, bestehend aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung und Verfahren zu dessen Herstellung
DE3411762A1 (de) Verfahren zur superplastischen verformung eines rohlings aus einer metallegierung
EP0205859A1 (de) Verfahren zum Verbinden von Bauteilen aus einer dispersionsgehärteten Superlegierung nach der Methode des Pressfügens
EP2755792B1 (de) Drahtelektrode zum funkenerosiven schneiden von gegenständen
DE2543893C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines warmverformten Produktes aus Titan bzw. einer Titanlegierung
EP0274631B1 (de) Verfahren zur Erhöhung der Duktilität eines in groben Längsgerichteten stengelförmigen Kristalliten vorliegenden Werkstücks aus einer oxyddispersiongsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung bei Raumtemperatur
DE2822153C2 (de) Verfahren zum Herstellen von Formstücken
DE1558805A1 (de) Verfahren zur Bearbeitung von durch Dispersion verstaerkten Metallen und Metallegierungen
EP0090887A1 (de) Verfahren zum Diffusionsverbinden hochwarmfester Werkstoffe
DE2054040B2 (de) Verfahren zur Herstellung einer Drehanode für eine Röntgenröhre
EP0045984B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes aus einer warmfesten Legierung
DE2949673C2 (de)
EP0447858A1 (de) Verfahren zur Erzeugung von längsgerichteten grobkörnigen Stengelkristallen in einem aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung bestehenden Werkstück
DE2418686C2 (de) Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus dispersionsgehärteten Kupferlegierungen
Cigdem The occurrence of critical abnormal grain growth in super purity aluminium and high purity copper war-head cones
DE2059569A1 (de) Verfahren zur Herstellung von Schneidgeraeten und nach diesem Verfahren hergestellte Rasierklinge
DE2340438A1 (de) Uranlegierung

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): CH DE FR GB LI

17P Request for examination filed

Effective date: 19870217

RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: BBC BROWN BOVERI AG

17Q First examination report despatched

Effective date: 19880414

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): CH DE FR GB LI

REF Corresponds to:

Ref document number: 3664930

Country of ref document: DE

Date of ref document: 19890914

GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)
ET Fr: translation filed
PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

26N No opposition filed
PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: CH

Payment date: 19910524

Year of fee payment: 6

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LI

Effective date: 19920229

Ref country code: CH

Effective date: 19920229

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 19930113

Year of fee payment: 8

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 19930120

Year of fee payment: 8

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 19930421

Year of fee payment: 8

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Effective date: 19940224

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 19940224

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Effective date: 19941031

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Effective date: 19941101

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: ST