Verfahren zur Herstellung von Werkstücken mit hoher Dämpfungsfähigkeit, nach diesem Verfahren hergestelltes Werkstück und dessen Verwendung Diese Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von Werkstücken, mit hoher Dämp- fungsfähigkeit, die für den Gebrauch bei hohen Tem peraturen geeignet sind und insbesondere als Tur binenschaufeln verwendet werden können-.
Bis jetzt bestand eine der grössten Schwierigkeiten beim Bau von Turbinen, die bei Dampftemperaturen von 538-64911 <B>C</B> befriedigend arbeiten sollten, im Fehlen von Legierungen, die bei diesen Dampftem- peratu-ren sowohl hohe Dämpfungsfähigkeit als auch hohe Festigkeit aufweisen. Diese Probleme sind sogar noch schwieriger, wenn Betriebs-Temperaturen bis zu 7040<B>C</B> in Betracht gezogen werden-. Insbesondere die ersten Schaufelkränze, die von dem Dampf hoher Temperatur beaufschlagt werden, sind starken Schwingungen ausgesetzt, welche vorzeitigen Bruch der Schaufeln verursachen können.
Eine der besten jetzt verwendeten Legierungen für Dampfturbinenschaufeln, ist -eine 1211/o-Chrom- Eisen-Legieru,ng. Diese Legierung kann jedoch nicht mit Sicherheit bei Temperaturen über 5660C ver wendet werden und gewöhnlich ist ihre praktische Arbeitstemperatur mit ungefähr<B>53 80 C</B> begrenzt. Die Kriechfestigkeit dieser Legierung ist über 5380C relativ schlecht.
Wir haben die relativen Dämpfungsfähigkeits- Charakteristiken der nachstehend beschriebenen Le gierungen bestimmt, indem wir die in Öen folgenden Publikationen beschriebenen Schwingungsprüfungen anwendeten:
<B>1.</B> eThe Origin for Damping in High Strenght Ferromagnetic Alloys auf Seiten 196-200, Aus gabe Juni<B>1953</B> des eJournal of Applied Mechanics .
2.<B> A</B> Method of Dertermin.ing the Inte-rnal Dam- ping of Machine Members , Abhandlung Nr. <B>53-</B> A-44-ASME,
in Applied Mechanics Division vom<B>17.</B> Februar<B>1953</B> und <B>3.</B> Effect of Static Stress on the Damping of Some Engineering Alloys , Band 47, Seiten- 440 bis 450 in Transactions American Society for Metals , <B>1955.</B>
Der in dem Artikel Some New Magneto-Mecha- nical Torsion Experiments auf Seiten<B>670-673</B> der Mai-1954-Ausgabe, des Journal of Applied Physics, Band<B>25,</B> Nr. <B>5</B> beschriebene Verdrehungs- versuchsapparat wurde verwendet.
Das dort definierte logarithmische Dekrernent der Dämpfung wur & ' für die Legierungen bei verschieden-en Oberflächenscher- spannungen bestimmt.
Die vorliegende Erfindung betrifft ein, Verfahren zur Herstellung von Werkstücken mit hoher Dämpf fungsfähigkeit bei Temperaturen, zwischen<B>593</B> und 70411 <B>C.</B> Das erfindungsgemässe Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass die Werkstücke aus einer Legie rung geformt werden, die<B>65-88</B> Gewichtsprozent Kobalt,<B>1-3</B> 1/9 Titan,<B>0,1-1,8</B> II/e Aluminium, höch stens<B>0,05</B> 1/o Kohlenstoff und mindestens<B>8</B> % Nickel enthält,
und nach der Formgebung bei einer Tem peratur über<B>87 10 C</B> und über der Rekristallisations- temperatur homogenisiert und bei einer Temperatur von 649-7601) <B>C</B> mindestens 4 Stunden lang auf eine Vickers-Härte von<B>250-330</B> ausgehärtet werden.
Die Erfindung betrifft auch ein Werkstück, das nach diesem Verfahren hergestellt ist und eine Ver wendung desWerkstückes alsDampfturbinenschaufel.
Zum besseren Verständnis der Erfindung dient die folgende detaillierte Beschreibung, die in mehre ren Beispielen das Wesentliche der Erfindung erläu tert, wobei auf die beifolgenden Zeichnungen Bezug genommen wird. In den Zeichnungen bedeutet: Fig. <B>1</B> den Grundriss einer Turbinenschaufel, Fig. 2 den Längsschnitt durch die Turbinenschau- fe, nach Fig. <B>1.</B>
Fig. <B>3</B> ist die graphische Darstellung der Dämp- fun,gsfähigkeit, ausgedrückt durch das logarithmische Dekrement, in Abhängigkeit von der Verschiebung (Scherungswinkel) von 2 Legierungen bei 6490<B>C.</B>
Fig. 4 ist eine graphische Darstellung, worin die Vickers-Härte von drei Legierungen in Abhängigkeit von der Erhärtungsdauer in Stunden bei 6490C auf- getragen 01 ist.
Fig. <B>5</B> ist eine graphische Darstellung, worin die Härte einer gegebenen Legierung in Abhängigkeit vom Aluminiumgehalt für drei verschiedene Ver gütungsbedingungen aufgetragen ist, und Fig. <B>6</B> ist eine graphische Darstellung, in welcher das logarithn-iische D--krement gegen die maximale Torsionsspannung <B>,</B> für eine Legierung von verschie- denen Härtegraden aufgetragen ist.
Die hohe Festigkeit und die Eigenschaft der Dämpfungsfähigkeit der Werkstücke werden durch Ausscheidungshärtung erreicht, indem man in geeig neter Weise eine Alterungswärinebehandlung vor nimmt. Das Aluminium und das Titan wirken zusam men und geben die gewünschte Härte. Die besten Resultate, insbesondere, für den Gebrauch bei Tem peraturen von 64911 <B>C,</B> werden erreicht, wenn das Titan und das Aluminium in den Werkstücken in einer Totalsumme von<B>1,5-2,5</B> % vorhanden sind, wobei der Anteil von Aluminium zweckmässig minde- stcns 0,2 1/9 beträgt.
Das Aluminium ist in der Legierung sehr nütz lich, weil es bei den, Temperaturen, bei denen die Turbine arbeitet, der Schaufel Stabilität verleiht.
Insbesondere schiebt das Aluminium den, Zeit punkt für das Auftreten von Alterserscheinungen der Legierung bei den hohen Betriebstemperaturen hin aus und die Alterungsgeschwindigkeit wird infolge der Anwesenheit dieser Menge an Aluminium wesent lich verringert. Zweckmässig setzt man das Alu minium in Form von Granalien odler kleinen Stücken in den letzten Stadien des Schinelzprozesses kurz vor dem Giessen der Schmelze zu, um übermässige Oxy dation zu verhindern.
Zulässige g Zusätze zur Legierung sind kleine Men- gen von Chrom, bis zu<B>1</B> Gewichtsprozent gewöhn lich 0,2-1 11/9. Es wurde gefunden, dass Silicium. in Mengen bis zu 2<B>%</B> zulegiert werden kann, um die Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit der Werk stücke bei erhöhten Temperaturen wesentlich zu stei gern.
Die Legierung kann bis zu 2 1/o mindestens eines der Metalle Molybdän und Wolfram enthalten. Es kann bis zu 4 % Eisen anstelle einer gleichen Menge von Kobalt anwesend sein. Phosphor und Schwefel sollen wünschenswert in Mengen -unter<B>0,01</B> "/ & vorhan den sein. Mangan kann in Mengen bis zu<B>0,5 0/9</B> vor- handen sein, um die Schmiedbarkeit zu verbessern, Vanadium kann in Mengen bis zu<B>0,5</B> "/o vorhanden sein.
Zusätzliche Aushärtungsmittel wie Bor in Men- gen bis zu 0,1 %, und Beryllium, Zirkonium, und Niobium können in der Legierung insgesamt in Men gen bis zu 2 0/a vorhanden sein.
Im Falle, dass Niob, Wolfram und Molybdän als Härtungsbeschleuniger vorhanden sind, ist die Bildung von Carbiden mit der bis zu<B>0,05</B> 1/o betragenden Menge Kohlenstoff der Legierung und mindestens einem Teil dieser Metalle möglich.
Die Eigenschaften der für die Werkstücke ver wendeten Legierung sind wesentlich verschieden von denen bekannter austenitischer Legierungen. Die hier verwendeten Legierungen können noch bei Tem peraturen weit über<B>6771 C</B> ferromagnetisch sein und der Curiepunkt z. B. bei etwa<B>8161 C</B> liegen.
Infolge dieser Charakteristika haben diese Legierungen bei niederen und mittleren Spannungsbereichen infolge ihrer magnetomechanischen Hysteresiseffekte eine ausgezeichnete Dämpfungsfähigkeit. Für den Ge brauch in Turbinen, welche bei hohen Temperaturen betrieben werden, und in ähnlichen Apparaten ist es wünschenswert, dass die Werkstücke einen möglichst hohen Curlepunkt haben. Da schon kleine Mengen von nichtferromagnetischen Metallen, wie Chrom, den Curiepunkt wesentlich herabsetzen, sollte, wie oben angegeben, der Zusatz von Chrom auf höchstens <B>1</B> 1/o beschränkt werden.
Der praktisch brauchbare Grad der Dämpfungs- fähigkeit wird bei den Werkstücken erreicht, wenn sie bis auf eine Härte von<B>250-330</B> VH (Vickers-Härte) gehärtet werden. Die Härte wird durch einen Vicker- apparat oder einen anderen Härtungsbestimmungs- apparat bestimmt. Die Dämpfungsfähigkeitschurak- teristiken nehmen rasch ab in dem Masse, wie die Härte der Legierung auf Werte unter<B>250</B> fällt oder <B>330</B> VH überschreitet.
Die optimalen Dämpfungs- fähigkeiten werden erreicht, wenn die Härte zwischen <B>280</B> und<B>320</B> VH liegt.
Bei der Herstellung der Werkstücke ist es wün schenswert, die Schmelze im Vakuum durchzuführen, um die besten, Produkte zu erhalten, da diese Ar beitsweise Gase eliminiert, flüchtige Verunreinigun gen, daraus entfernt und<B>die</B> Oxydation der Le-gie,- rungskomponenten verhindert. Die geschmolzene Le gierung kann direkt in Gussform von wünschensweTter Abmessung durch Präzisionsguss oder durch tech nischen Schalenguss gegossen werden.
Für die meisten Anwendungen ist es jedoch wünschenswert, einen Gussblock zu giessen, welcher dann in geeigneter Weise geschmiedet und einer Behandlungsweise un terzogen wird, um die Kornstruktur zu verfeinern und honiogene Schmiedestücke zu erhalten. Der Gussblock kann auf Temperaturen von 982-1204, <B>C</B> erhitzt und heiss gewalzt oder zu Stücken geschmiedet wer den, die, wenn notwendig, einer Zwischenerwännung unterzogen werden.
Zur Lösungswäxmebehandlung werden die<B>ge-</B> gossenen oder bearbeiteten Werkstücke Über der Re- kristaHisationstemperatur, also über 8711>C und ge wöhnlich bei einer Temperatur von 982-1066v <B>C</B> für eine Stunde ausgeglüht. Das einer Lösungswärme- behandlung unterzogene Werkstück wird dann bei einer Temperatur von 649-76011 <B>C</B> mindestens 4 Stunden lang vergütet, um dir, Legierung auf<B>250</B> bis<B>330</B> VH auszuhärten.
Die maximale Härte für jede gegebene Vergütungsbehandlung wird rascher am oberen Ende des Vergütungstemperaturbereiches erreicht. Eine<B>100</B> Stunden lange Vergütung bei 649,1 <B>C</B> erzeugt auch eine hin-reichende Härte. In eini gen Fällen benötigen die geschmiedeten oder gegosse nen Werkstücke eine einfache Lösungsglühbehandlung und werden dann in einer hocherhitzten Turbine oder einem ähnlichen Apparat mit Dampf auf eine Tem peratur von 649o<B>C</B> erhitzt, um eine geeignete Här tu,ng auf diese Weise zu erzielen.
Es muss darauf hin gewiesen werden, dass in diesem letzteren Falle die Turbine notwendigerweise während der ersten<B>100</B> Stunden mit niederer Belastung arbeiten muss. Auf diese Weise wird die gewünschte Alterung erzeugt. Gewöhnlich arbeiten Dampfturbinen nach ihrer ersten Installation unter einer solchen reduzierten Belastung einige Wochen lang, um sicher zu sein, dass sie rich tig funktionieren. Es ist daher kein Nachteil, wenn man eine Turbinenschaufel mit gut gealterter Legie rung auf diese Weise erhält.
In den folgenden, Beispielen wird die Herstellung von Werkstücken mit hoher Dämpfungsfähigkeit, hoher Dauerstandfestigkeit und ausgezeichneter Kor rosionsbeständigkeit gegen Dampf von 6490<B>C</B> be schrieben.
<I>Beispiel<B>1</B></I> In einem Induktionsvakuumofen wird eine Le gierung mit folgender Zusammensetzung geschmol zen:
EMI0003.0020
Kobalt <SEP> <B>72,7</B> <SEP> %
<tb> Nickel <SEP> <B>23,7</B> <SEP> %
<tb> Aluminium <SEP> <B>0,98 <SEP> IM</B>
<tb> Titan <SEP> <B>1,0 <SEP> 0/0</B>
<tb> Silicium <SEP> <B>0,1 <SEP> 0/0</B>
<tb> Kohlenstoff <SEP> 0,006%
<tb> Chrom <SEP> <B>0,78 <SEP> 0/0</B> Die Legierung enthielt kleine Bruchteile eines Prozentes an Eisen, Vanadium, Mangan. und anderen Elementen. Diegegossene Legierung hatte eine auste- nitische Grundmasse.
Die Legierung wurde in eine Form für Präzisionsguss in Form einer Schaufel, wie in den Fig. <B>1</B> und 2 der Zeichnung unter<B>10</B> abgebil det ist, gegossen und geeignete Testmuster daraus ge macht. Es wurden Barren dieser Legierung gegossen und heiss Profile daraus hergestellt. Die bearbeiteten Werkstücke wurden dann<B>1</B> Stunde lang bei 106611 <B>C</B> einer Lösungswärmebehandlung unterzogen und 12 Stunden lang bei 649,1 <B>C</B> ausgehärtet.
Die Warkstücke hatten eine Härte von<B>270</B> VH. Wenn sie bei 6490 C und bei einer konstanten Streckungszunahme von 12,5'% pro Minute geprüft wurden, so war die Zer- reissfestigkeit der Werkstücke gemäss diesem Beispiel über<B>7000</B> kg/cm2 und die 0,2 O/o,
Streckgrenze über schritt<B>5600</B> k.g,'cm2. Die Dämpfungsfähigkeitskapazi- tät der Werkstücke bei 6491><B>C</B> war gleichwertig mit der eines 1211/aigen Chromstahles bei 4821> C, <I>Beispiel 2</I> Eine Legierung der folgenden Zusammensetzung <B>Z,</B> wurde durch Schmelzen, im Vakuum hergestellt:
EMI0003.0051
Kobalt <SEP> 74,3 <SEP> 11/o
<tb> Nickel <SEP> <B>22,8 <SEP> "/o</B>
<tb> Ahmänium <SEP> <B>0,23 <SEP> OM</B>
<tb> Titan <SEP> 2 <SEP> <B>0/0</B>
<tb> Silicium. <SEP> <B>0,1 <SEP> 0/0</B>
<tb> Chrom <SEP> <B><I>0,5</I></B> <SEP> %
<tb> Kohlenstoff <SEP> <B>0,0060/0</B>
<tb> Schwefel <SEP> <B>0,008</B> <SEP> "/o
<tb> Verunreinigungen <SEP> Rest <SEP> weniger <SEP> als <SEP> <B>0, <SEP> 1</B> <SEP> % Die geschmolzene Legierung wurde zu einem Bar ren gegossen und nach Beispiel<B>1</B> geschmiedet.
Die geschmiedeten Muster hatten nach der Lösungs- wärincbehandlung bei<B>10660 C</B> und nach der<B>100</B> Stunden währenden Härtung bei 6490<B>C</B> eine Härte von<B>320</B> VH. Die Dämpfungsfähigkeitseigenschaften waren mit denen der Werkstücke des Beispieles <B>1</B> vergleichbar.
<I>Beispiel<B>3</B></I> Die folgende Legierung wurde durch Schmelzen im. Vakuum hergestellt:
EMI0003.0057
Kobalt <SEP> <B>73,2 <SEP> 0/a</B>
<tb> Nickel <SEP> 23,4 <SEP> <B>"/g</B>
<tb> Aluminium <SEP> <B>1,25 <SEP> "/o</B>
<tb> Titan <SEP> <B>1,25%,</B>
<tb> Chrom <SEP> <B>0,75 <SEP> 0/@</B>
<tb> Kohlenstoff <SEP> <B>0,01,1/9</B>
<tb> Verunreinigungoen <SEP> Rest <SEP> weniger <SEP> als <SEP> 0,2 <SEP> <B>0/9</B> Die Legierung wurde in Form von Werkstücken gegossen, bei<B>10380 C</B> einer Lösungswärmebehand- lung unterworfen und dann'100 Stunden lang bei 6490<B>C</B> gehärtet.
Die Härte der gehärteten Werk- stückc war<B>280</B> VH. Die Werkstücke hatten einen Dämpfungsfähigkeitskoeffizienten, der<B> & .</B> n von Werk- stücken aus 12%igem Chromstahl,
bei 482o C über- traf. Die Werkstücke zeigten bei den Standartdeh- nungsprüfungen und auch bei den höheren Dauer- standfestigkeltsprüfungen eine hohe Festigkeit.
<B>Die</B> Fig. <B>1</B> und 2 der Zeichnung zeigen eine ty pische Turbinenschaufel<B>10,</B> welche einen Wurzelteil 12 aufweist, vermittels dessen sie in Verbindung mit einer Vielzahl von weiteren Turbinenschaufeln an einem Turbinenschaft befestigt ist. Die eigentliche Turbinenschaufel endigt in einem Bolzen<B>16,</B> mit Hilfe dessen, er an einem Aussenring befestigt ist. Der Schaufelteil 14 besitzt eine geeignet gekrümmte Oberfläche<B>18,</B> auf welche der hoch erhitzte Dampf trifft und dorthin die Energie überträgt. Die hintere Oberfläche von jeder der Schaufeln 20 ist geeignet gekrümmt, um den freien Fluss des Dampfes zu er möglichen.
Während die oben beschriebenen Werkstücke, welche 1-211/o Titan enthalten, besonders für den Betrieb bei Temperaturen bis zu 6490<B>C</B> geeignet sind, können Werkstücke, welche bei höheren Tempera turen, das heisst zwischen<B>677</B> und 7040<B>C</B> beansprucht werden, aus Legierungen hergestellt werden, welche Titan in Mengen von 2 bis<B>3</B> % enthalten. So könnte eine für den Betrieb bei 7040<B>C</B> geeignete Turbinen schaufel aus einer Legierung bestehen, die<B>77</B> % Ko balt,<B>19 0/ & </B> Nickel,<B>2,3</B> % Titan,<B>0,5 0/9</B> Aluminium, <B>1</B> % Chrom und <B>0,01</B> '/o, Kohlenstoff enthält.
Für bei 59311 <B>C</B> arbeitende Turbinen könnte eine Legierung von hoher Dämpfungsfähigkeit für die Tur- bin:enschaufeln 65111e Kobalt, 30"/o Nickel, VI/o Chrom,<B>1,5<I>01</I></B> o! Titan,<B>0,01 0/,)</B> Kohlenstoff und 0,2 1/o Alumimium enthalten.
In Fig. <B>3</B> der Zeichnung ist die Dämpfung (log arithmisches Dekrement) in Abhängigkeit von der Verschiebung (Scherungswinkel) für Werkstücke, be stehend aus 2 verschiedenen Legierungen aufgetra- gen. Die Legierung X13 enthielt 86"/o Kobalt, 9% Nickel,<B>1</B> Ü/o Aluminium,<B>2,5</B> 1/o Titan,<B>1,5 0/ & </B> Silicium, 0,
01 % Kohlenstoff und 0,1 % Calcium. Die Legie- rung T9 enthielt<B>72</B> 1/e. Kobalt, 24 % Nickel,<B>1, 8</B> 1/o Aluminium, 2% Titan, 0,
01% Kohlenstoff und kleine Mengen an Silicium und Calcium. Die 0,2 "/a-Streck- grenze der Legierung T9 bei 64911 <B>C</B> betrug 5540 kg(CM2, die Dehnung<B>16,5</B> 1/o.
Eine Reihe von<B>3</B> Legierungen, von denen jede 74,5 11/9 Kobalt und<B>22.,8</B> % Nickel enthielt, wurden <B>(1)</B> mit<B>2,5 0/a</B> Titan, (2) mit<B>2,7</B> %. Aluminium und <B>(3)</B> mit 2<B>%</B> Titan,<B>0,01</B> 1/9 Kohlenstoff und<B>0,25</B> II/o Aluminium legiext. Von jeder Legierung wurden Bar ren in gleicher Weise bearbeitet und bei 10661) <B><I>C</I></B> einer Lösungshitzebchandlung unterworfen. Muster dieser<B>3</B> Legierungen wurden bei 64911 <B>C</B> gehärtet und die Härte in Zeitabständen bestimmt.
In Fig. 4 wur den die Kurven, von diesen Testen aufgetragen. Die Legierungen<B>(1)</B> und (2) erreichten auch nach 512- stündiorem Härten nicht die gewünschte Härte von <B>250</B> VH, während die Legierung<B>(3)</B> die optimale Härte von<B>280</B> VH in weniger als 8ständiger Här- tungszeit erreichte. Die Härtungsku.rve verflachte sich bei<B>320</B> VH in weniger als<B>100</B> Stunden.
Diese Kur ven erläutern das einzigartige Zusammenwirken, das von der erfindungsgemässenggemeinsamen Gegenwart von Aluminium und Titan in den Legierungen her rührt.
Eine Reihe von Legierungen wurde hergestellt, indem man zu einer Grundlegierung aus 7211/9 Ko balt,<B>23</B> 1/o Nickel, 2<B>0/9</B> Titan und<B>0,0 1</B> % Kohlenstoff, die als Restbestand kleine Mengen von Eisen, Chrom, Silicium und anderen Elementen enthielt, noch<B>0,1</B> bis<B>1</B> "/o Aluminium zusetzte. Bearbeitete Muster die ser Legierungen wurden<B>1</B> Stunde lang bei 103811C einer Lösungsglühbehandlung unterworfen, dann wur den die Muster jeder Legierung bei <B>732,</B> 704 und 6490<B>C</B> verschieden lang gehärtet und, die Härte<B>be-</B> stimmt.
In Fig. <B>5</B> wurden die Kurven dieser Prüfun- gen aufgetragen. In jedem Falle wurde ein bemer- kenswerter Anstieg von ungefähr<B>80</B> Härtegraden be obachtet, wenn die ersten<B>0,1</B> "/o Aluminium zugefügt wurden. Der Zusatz von 0,25-0,75% Aluminium ergab einen Anstieg der Härtegrade von ungefähr <B>100.</B> Diese Kurven zeigen die deutliche Verbesserung dieser Härte, die diesen Legierungen durch gleichzei tige Gegenwart von Aluminium und Titan verliehen wird.
Um die entscheidende Wirkung der Härte auf die Däm,pfungsfähigkeit zu zeigen, wurde eine Reihe von Versuchen an einer Legierung angestellt, welche 70,711/o Kobalt, 22,811/o Nickel, 1,80/(, Aluminium, <B>0,01</B> % Kohlenstoff und<B>3</B> Olo Titan enthielt. Diese Legierung wurde bei 103811 <B>C</B> einer Lösungsglüh- behandlung unterworfen und bei 6490<B>C</B> verschieden lang bis zu einer Härte von,<B>166, 286, 318,</B> und 341 VH gehärtet.
Jedes Muster wurde einem Verdre- hungsdämpfungstest bei verschiedenen Torsionsspan- nungswerten unterworfen. Die Versuchsresultate wer den in den in Fig. <B>6</B> aufgetragenen 4 Kurven gezeigt. Es zeigt sich, dass bei Härten von<B>166</B> und 341 VH die logarithmische Abnahme bei Lasten von<B>280</B> bis 1120 kg/cm2 unter<B>0,01</B> liegt.
Die Muster mit einer Härte von<B>286</B> und<B>318</B> VH zeigten beide weit grö- ssere Dämpfung gsfähigkeit.
Process for the production of workpieces with high damping capacity, workpiece produced by this process and its use This invention relates to a process for the production of workpieces with high damping capacity, which are suitable for use at high temperatures and in particular as turbine blades can be used-.
Up until now, one of the greatest difficulties in building turbines that should work satisfactorily at steam temperatures of 538-64911 <B> C </B> has been the lack of alloys that have both high and high damping capabilities at these steam temperatures Have strength. These problems are even more difficult when operating temperatures up to 7040 C are considered. In particular, the first blade rings, which are acted upon by the high-temperature steam, are exposed to strong vibrations, which can cause the blades to break prematurely.
One of the best alloys now used for steam turbine blades is a 1211 / o chromium iron alloy. However, this alloy cannot be used with certainty at temperatures above 5660C and usually its practical working temperature is limited to about 5380C. The creep resistance of this alloy is relatively poor above 5380C.
We have determined the relative damping characteristics of the alloys described below by applying the vibration tests described in the following publications:
<B> 1. </B> eThe Origin for Damping in High Strength Ferromagnetic Alloys on pages 196-200, June edition <B> 1953 </B> of the eJournal of Applied Mechanics.
2. <B> A </B> Method of Dertermin.ing the International Damping of Machine Members, Treatise No. <B> 53- </B> A-44-ASME,
in Applied Mechanics Division on February 17th, 1953 and 3rd, Effect of Static Stress on the Damping of Some Engineering Alloys, Volume 47, pages 440 to 450 in Transactions American Society for Metals, <B> 1955. </B>
The article in the article Some New Magneto-Mechanical Torsion Experiments on pages <B> 670-673 </B> of the May 1954 issue of the Journal of Applied Physics, Volume <B> 25, </B> No. <B> 5 </B> described twisting test apparatus was used.
The logarithmic decrement of the damping defined there was determined for the alloys with different surface shear stresses.
The present invention relates to a method for producing workpieces with high damping capacity at temperatures between 593 and 70411 C. The method according to the invention is characterized in that the workpieces are made from a Alloys are formed, the <B> 65-88 </B> weight percent cobalt, <B> 1-3 </B> 1/9 titanium, <B> 0.1-1.8 </B> II / e contains aluminum, at most <B> 0.05 </B> 1 / o carbon and at least <B> 8 </B>% nickel,
and after shaping at a temperature of <B> 87 10 C </B> and above the recrystallization temperature and homogenized at a temperature of 649-7601) <B> C </B> for at least 4 hours on a Vickers -Hardness of <B> 250-330 </B> can be cured.
The invention also relates to a workpiece produced by this method and to a use of the workpiece as a steam turbine blade.
For a better understanding of the invention, the following detailed description is used, which explains the essence of the invention in several examples, reference being made to the accompanying drawings. In the drawings: FIG. 1 denotes the floor plan of a turbine blade, FIG. 2 the longitudinal section through the turbine nose, according to FIG. 1
Fig. 3 is the graphical representation of the damping capacity, expressed by the logarithmic decrement, as a function of the displacement (shear angle) of 2 alloys at 6490 C.
FIG. 4 is a graph in which the Vickers hardness of three alloys is plotted as a function of the hardening time in hours at 6490C.
FIG. 5 is a graph in which the hardness of a given alloy is plotted against aluminum content for three different aging conditions, and FIG. 6 is a graph in which the logarithmic D -crement is plotted against the maximum torsional stress <B>, </B> for an alloy of different degrees of hardness.
The high strength and the property of damping ability of the workpieces are achieved by precipitation hardening by taking an aging heat treatment in a suitable manner. The aluminum and titanium work together and give the desired hardness. The best results, especially for use at temperatures of 64911 <B> C, </B> are achieved when the titanium and aluminum in the workpieces add up to a total of <B> 1.5-2.5 < / B>% are present, the proportion of aluminum expediently being at least 0.2 1/9.
The aluminum is very useful in the alloy because it gives the blade stability at the temperatures at which the turbine is operating.
In particular, the aluminum pushes the point in time for the appearance of signs of aging of the alloy at the high operating temperatures and the rate of aging is reduced wesent Lich due to the presence of this amount of aluminum. It is advisable to add the aluminum in the form of granules or small pieces in the last stages of the Schinelz process shortly before pouring the melt in order to prevent excessive oxidation.
Permissible additives to the alloy are small amounts of chromium, up to <B> 1 </B> percent by weight, usually 0.2-1 11/9. It was found that silicon. can be added in amounts of up to 2% in order to significantly increase the oxidation and corrosion resistance of the workpieces at elevated temperatures.
The alloy can contain up to 2 1 / o at least one of the metals molybdenum and tungsten. Up to 4% iron can be present instead of an equal amount of cobalt. Phosphorus and sulfur should desirably be present in amounts below <B> 0.01 </B> "/ &. Manganese can be present in amounts up to <B> 0.5 0/9 </B>, to improve forgeability, vanadium can be present in amounts up to 0.5 "/ o.
Additional hardening agents such as boron in amounts of up to 0.1%, and beryllium, zirconium, and niobium can be present in the alloy in total amounts of up to 2%.
In the event that niobium, tungsten and molybdenum are present as hardening accelerators, the formation of carbides with up to 0.05 1 / o amount of carbon in the alloy and at least some of these metals is possible.
The properties of the alloy used for the workpieces are significantly different from those of known austenitic alloys. The alloys used here can still be ferromagnetic at temperatures well above <B> 6771 C </B> and the Curie point z. B. at about <B> 8161 C </B>.
As a result of these characteristics, these alloys have excellent damping properties in the low and medium voltage ranges due to their magnetomechanical hysteresis effects. For use in turbines which are operated at high temperatures, and in similar apparatus, it is desirable that the workpieces have as high a curle point as possible. Since even small amounts of non-ferromagnetic metals, such as chromium, significantly lower the Curie point, the addition of chromium should, as stated above, be limited to at most <B> 1 </B> 1 / o.
The practically usable degree of damping capacity is achieved with the workpieces when they are hardened to a hardness of <B> 250-330 </B> VH (Vickers hardness). The hardness is determined by a Vicker apparatus or other hardness determination apparatus. The damping characteristics decrease rapidly as the hardness of the alloy falls below <B> 250 </B> or exceeds <B> 330 </B> VH.
The optimum damping capabilities are achieved when the hardness is between <B> 280 </B> and <B> 320 </B> VH.
When manufacturing the workpieces, it is desirable to carry out the melt in a vacuum in order to obtain the best products, since this work method eliminates gases, removes volatile impurities and <B> the </B> oxidation of the le- casting components prevented. The molten alloy can be poured directly into a mold of desirable dimensions by precision casting or by technical shell casting.
For most applications, however, it is desirable to cast an ingot, which is then suitably forged and subjected to a treatment to refine the grain structure and obtain honogenic forgings. The cast block can be heated to temperatures of 982-1204, <B> C </B> and hot rolled or forged into pieces, which, if necessary, are subjected to an intermediate heating.
For solution heat treatment, the cast or machined workpieces are annealed above the recrystallization temperature, i.e. above 8711> C and usually at a temperature of 982-1066v <B> C </B> for one hour . The workpiece, which has been subjected to a solution heat treatment, is then tempered at a temperature of 649-76011 <B> C </B> for at least 4 hours in order to get the alloy to <B> 250 </B> to <B> 330 </ B> VH to harden.
The maximum hardness for any given tempering treatment is reached more quickly at the upper end of the tempering temperature range. A <B> 100 </B> hour long remuneration at 649.1 <B> C </B> also creates sufficient hardness. In some cases, the forged or cast workpieces require a simple solution heat treatment and are then heated in a highly heated turbine or similar apparatus with steam to a temperature of 649 ° C in order to achieve suitable hardening achieve in this way.
It must be pointed out that in this latter case the turbine must necessarily operate at low load for the first <B> 100 </B> hours. In this way the desired aging is produced. Usually steam turbines operate under such reduced load for a few weeks after their first installation to be sure that they are functioning properly. There is therefore no disadvantage in obtaining a turbine blade with a well-aged alloy in this way.
In the following examples, the production of workpieces with high damping capacity, high fatigue strength and excellent corrosion resistance to steam of 6490 C is described.
<I>Example<B>1</B> </I> An alloy with the following composition is melted in an induction vacuum furnace:
EMI0003.0020
Cobalt <SEP> <B> 72.7 </B> <SEP>%
<tb> Nickel <SEP> <B> 23.7 </B> <SEP>%
<tb> Aluminum <SEP> <B> 0.98 <SEP> IM </B>
<tb> Titan <SEP> <B> 1.0 <SEP> 0/0 </B>
<tb> silicon <SEP> <B> 0.1 <SEP> 0/0 </B>
<tb> carbon <SEP> 0.006%
<tb> Chromium <SEP> <B> 0.78 <SEP> 0/0 </B> The alloy contained small fractions of a percent of iron, vanadium, manganese. and other elements. The cast alloy had an austenitic matrix.
The alloy was poured into a mold for precision casting in the form of a shovel, as shown in FIGS. 1 and 2 of the drawing under <B> 10 </B>, and suitable test samples were made from it . Bars of this alloy were cast and hot profiles were made from them. The machined workpieces were then subjected to a solution heat treatment for <B> 1 </B> hour at 106611 <B> C </B> and cured for 12 hours at 649.1 <B> C </B>.
The wark pieces had a hardness of <B> 270 </B> VH. If they were tested at 6490 ° C. and with a constant increase in elongation of 12.5% per minute, the tensile strength of the workpieces according to this example was over 7000 kg / cm2 and 0.2 ° /O,
Yield strength over step <B> 5600 </B> k.g, 'cm2. The damping capacity of the workpieces at 6491> <B> C </B> was equivalent to that of a 1211 / y chromium steel at 4821> C, <I> Example 2 </I> An alloy with the following composition <B> Z, </B> was made by melting, in a vacuum:
EMI0003.0051
Cobalt <SEP> 74.3 <SEP> 11 / o
<tb> Nickel <SEP> <B> 22.8 <SEP> "/ o </B>
<tb> Ahmänium <SEP> <B> 0.23 <SEP> OM </B>
<tb> Titan <SEP> 2 <SEP> <B> 0/0 </B>
<tb> silicon. <SEP> <B> 0.1 <SEP> 0/0 </B>
<tb> Chrome <SEP> <B><I>0,5</I> </B> <SEP>%
<tb> Carbon <SEP> <B> 0.0060 / 0 </B>
<tb> Sulfur <SEP> <B> 0.008 </B> <SEP> "/ o
<tb> Impurities <SEP> rest <SEP> less <SEP> than <SEP> <B> 0, <SEP> 1 </B> <SEP>% The molten alloy was cast into a bar and prepared according to example <B > 1 </B> forged.
The forged samples had a hardness of <B> 320 after the solution heat treatment at <B> 10660 </B> and after hardening for <B> 100 </B> hours at 6490 <B> C </B> </B> VH. The damping properties were comparable to those of the workpieces of example <B> 1 </B>.
<I> Example<B>3</B> </I> The following alloy was made by melting in. Vacuum made:
EMI0003.0057
Cobalt <SEP> <B> 73.2 <SEP> 0 / a </B>
<tb> Nickel <SEP> 23.4 <SEP> <B> "/ g </B>
<tb> Aluminum <SEP> <B> 1.25 <SEP> "/ o </B>
<tb> Titan <SEP> <B> 1.25%, </B>
<tb> Chrome <SEP> <B> 0.75 <SEP> 0 / @ </B>
<tb> Carbon <SEP> <B> 0.01,1 / 9 </B>
<tb> Contaminants <SEP> rest <SEP> less <SEP> than <SEP> 0.2 <SEP> <B> 0/9 </B> The alloy was cast in the form of workpieces at <B> 10380 C </B> subjected to a solution heat treatment and then hardened for 100 hours at 6490 <B> C </B>.
The hardness of the hardened workpieces was <B> 280 </B> VH. The workpieces had a damping coefficient that <B> &. </B> n of workpieces made of 12% chrome steel,
exceeded at 482o C. The workpieces showed high strength in the standard elongation tests and also in the higher fatigue strength tests.
<B> Figures <B> 1 </B> and 2 of the drawing show a typical turbine blade <B> 10 </B> which has a root portion 12 by means of which it is in connection with a plurality is attached to a turbine shaft by further turbine blades. The actual turbine blade ends in a bolt <B> 16 </B> with the help of which it is attached to an outer ring. The blade part 14 has a suitably curved surface <B> 18 </B> on which the highly heated steam hits and transfers the energy there. The rear surface of each of the blades 20 is suitably curved to allow the steam to flow freely.
While the workpieces described above, which contain 1-211 / o titanium, are particularly suitable for operation at temperatures of up to 6490 C, workpieces which are produced at higher temperatures, i.e. between 677 </B> and 7040 <B> C </B>, are made from alloys which contain titanium in amounts of 2 to <B> 3 </B>%. For example, a turbine blade suitable for operation at 7040 <B> C </B> could consist of an alloy containing <B> 77 </B>% cobalt, <B> 19 0 / & </B> nickel, <B> 2.3 </B>% titanium, <B> 0.5 0/9 </B> aluminum, <B> 1 </B>% chromium and <B> 0.01 </B> ' / o, contains carbon.
For turbines operating at 59311 <B> C </B>, an alloy with high damping capacity could be used for the turbine: blades 65111e cobalt, 30 "/ o nickel, VI / o chromium, <B> 1.5 <I> 01 </I> </B> o! Titanium, <B> 0.01 0 /,) </B> carbon and 0.2 1 / o aluminum.
In Fig. 3 of the drawing, the damping (log arithmic decrement) is plotted as a function of the displacement (shear angle) for workpieces consisting of 2 different alloys. The alloy X13 contained 86 "/ o Cobalt, 9% nickel, <B> 1 </B> o / o aluminum, <B> 2.5 </B> 1 / o titanium, <B> 1.5 0 / & </B> silicon, 0 ,
01% carbon and 0.1% calcium. The alloy T9 contained <B> 72 </B> 1 / e. Cobalt, 24% nickel, <B> 1, 8 </B> 1 / o aluminum, 2% titanium, 0,
01% carbon and small amounts of silicon and calcium. The 0.2 "/ a yield strength of alloy T9 at 64911 <B> C </B> was 5540 kg (CM2, the elongation <B> 16.5 </B> 1 / o.
A number of <B> 3 </B> alloys, each containing 74.5 11/9 cobalt and <B> 22.8 </B>% nickel, became <B> (1) </B> with <B> 2.5 0 / a </B> titanium, (2) with <B> 2.7 </B>%. Aluminum and <B> (3) </B> with 2 <B>% </B> titanium, <B> 0.01 </B> 1/9 carbon and <B> 0.25 </B> II / o Legiext aluminum. Bars of each alloy were processed in the same way and subjected to a solution heat treatment at 10661) <B><I>C</I> </B>. Samples of these <B> 3 </B> alloys were hardened at 64911 <B> C </B> and the hardness determined at time intervals.
In Fig. 4 the curves were plotted from these tests. The alloys <B> (1) </B> and (2) did not reach the desired hardness of <B> 250 </B> VH even after 512 hours of hardening, while the alloy <B> (3) </ B > Reached the optimal hardness of <B> 280 </B> VH in less than 8 hours of hardening. The hardening curve flattened out at <B> 320 </B> VH in less than <B> 100 </B> hours.
These curves explain the unique interaction that results from the joint presence of aluminum and titanium in the alloys according to the invention.
A number of alloys have been produced by forming a base alloy of 7211/9 cobalt, <B> 23 </B> 1 / o nickel, 2 <B> 0/9 </B> titanium and <B> 0, 0 1% carbon, the remainder of which contained small amounts of iron, chromium, silicon and other elements, and added <B> 0.1 </B> to <B> 1 </B> "/ o aluminum Machined samples of these alloys were subjected to a solution heat treatment at 103811C for 1 hour, then the samples of each alloy were subjected to 732, 704 and 6490 C > Cured for different lengths of time and <B> determines </B> the hardness.
The curves of these tests were plotted in FIG. 5. In each case, a remarkable increase of approximately <B> 80 </B> degrees of hardness was observed when the first <B> 0.1 </B> "/ o aluminum was added. The addition of 0.25- 0.75% aluminum resulted in an increase in hardness degrees of approximately <B> 100. </B> These curves show the significant improvement in this hardness that is given to these alloys by the simultaneous presence of aluminum and titanium.
In order to show the decisive effect of hardness on damping ability, a series of tests were carried out on an alloy containing 70.711 / o cobalt, 22.811 / o nickel, 1.80 / (, aluminum, <B> 0.01 < / B>% carbon and <B> 3 </B> Olo titanium. This alloy was subjected to a solution heat treatment at 103811 <B> C </B> and for different lengths up to 6490 <B> C </B> Hardened to a hardness of, <B> 166, 286, 318, </B> and 341 VH.
Each sample was subjected to a torsional damping test at various torsional stress values. The test results are shown in the 4 curves plotted in FIG. 6. It can be seen that for hardnesses of <B> 166 </B> and 341 VH, the logarithmic decrease at loads of <B> 280 </B> to 1120 kg / cm2 is below <B> 0.01 </B> .
The samples with a hardness of <B> 286 </B> and <B> 318 </B> VH both showed a much greater damping capacity.