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EP0045984B1 - Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes aus einer warmfesten Legierung - Google Patents

Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes aus einer warmfesten Legierung Download PDF

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Publication number
EP0045984B1
EP0045984B1 EP81200670A EP81200670A EP0045984B1 EP 0045984 B1 EP0045984 B1 EP 0045984B1 EP 81200670 A EP81200670 A EP 81200670A EP 81200670 A EP81200670 A EP 81200670A EP 0045984 B1 EP0045984 B1 EP 0045984B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
deformation
intermediate material
case
final
values
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.)
Expired
Application number
EP81200670A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP0045984A1 (de
Inventor
Gernot Dr. Dipl.-Ing. Gessinger
Robert Dr. Dipl.-Ing. Singer
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
Priority to AT81200670T priority Critical patent/ATE6674T1/de
Publication of EP0045984A1 publication Critical patent/EP0045984A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0045984B1 publication Critical patent/EP0045984B1/de
Expired legal-status Critical Current

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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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
    • C22C32/0015—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides with only single oxides as main non-metallic constituents
    • C22C32/0026—Matrix based on Ni, Co, Cr or alloys thereof

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a workpiece according to the preamble of claim 1.
  • Oxide dispersion-hardened alloys in particular those of the nickel-based type, are generally produced by powder metallurgical methods, the technology of mechanical alloying of the powder particles being used to a large extent. In order to achieve the highest possible creep resistance at high temperatures, such alloys must have a coarse-grained structure in the ready-to-use workpiece.
  • the methods of mechanical alloying and the question of the associated further processing of the oxide dispersion-hardened materials are known (e.g. BJP Morse and JS Benjamin, "Mechanical Alloying", New Trends in Materials Processing, pp. 165-199, in particular pp. 177-185, American Society for Metals, seminar October 19/20, 1974).
  • the primary material obtained in a first compaction step (powder compaction) must be subjected to further shaping operations. Since both the material and the machining costs of such alloys are very high, this shaping can only be carried out economically by forming. At the end of all processes there is always a heat treatment which serves to convert the finished workpiece into the coarse-grained structure which is best suited for high-temperature operation.
  • the setting options for the coarse grain are known to depend on the available driving forces, the number of bacteria and other physical parameters. It is not indifferent in which way the primary material was created. The latter can be done, for example, by extrusion at high or low temperature or by hot isostatic pressing of the mechanically alloyed, encapsulated powder.
  • the mechanical alloying usually causes a state of the highest possible deformation, that is to say strain hardening driven to the saturation limit, which is more or less broken down in the subsequent thermomechanical deformation steps.
  • Practice shows that there is an optimal deformation state of the primary material for the subsequent formation of coarse grains ("normal”). If, on the other hand, the primary material is insufficiently deformed ("underworked”), i.e.
  • the invention is based on the object of specifying a production method for oxide-hardened, heat-resistant workpieces which, regardless of the selected compression step and the resulting state of deformation of the structure of the starting material produced in this way, guarantees a coarse-grained end product that is usable for operation.
  • Fig. 1 the flow diagram of the basic method is shown in block form. It is generally assumed that metallic powders, which may be in the form of elements and / or master alloys, and metal oxide powders as dispersoids.
  • the powders are very fine-grained, the particle size fluctuates between a few ⁇ m and about 60 ⁇ m, and the metal oxide powders are usually even finer (below 1 ⁇ m).
  • the mixing and mechanical alloying of the powders is generally carried out in a protective gas atmosphere in the attritor. The powder particles are alloyed to homogeneity and mixed with the dispersoid. At the same time, the cold working is driven to the saturation limit, which is reflected in the high hardness, which can reach up to 700 Vickers units.
  • the mechanically alloyed powder is filled into a ductile metal container, usually soft steel, under vacuum and encapsulated (sealed, sealed can or capsule on all sides).
  • the encapsulated powder is thermally compressed to 100% of the theoretical density.
  • the product is an easily deformable, ultra-fine-grained raw material, which forms the starting material for the further shaping of the workpiece.
  • the other parameter, the degree of deformation is expediently determined by the absolute value of the natural logarithm of the cross-sectional ratio of the workpiece. Of course, you can also start from the change in length and then convert it to the cross-sectional ratio.
  • FIG. 2 shows the flow diagram of the process steps for insufficiently deformed starting material.
  • a powder mix was mechanically alloyed and encapsulated in a soft steel can.
  • the Endlegiqrunig had the following composition:
  • the subsequent hot compression step consisted of extrusion at a temperature of 1075 ° C.
  • the fine-grained primary material produced in this way had an average particle size of 0.3 ⁇ m.
  • the workpiece was subjected to coarse grain annealing at a temperature of 1220 ° C for 1 h. An average grain size of over 100 ⁇ m was found. In general, given these conditions, coarse grain can be understood to mean that grain size which means a coarsening by at least a factor of 100 compared to the fine-grained starting material.
  • FIG. 3 shows the flow diagram of the process steps for optimally deformed starting material.
  • the starting position corresponded to the exemplary embodiment explained in FIG. 2.
  • the same alloy was used and the same first process steps were used.
  • the extrusion was carried out under similar conditions, but at a temperature of 960 ° C.
  • the reduction ratio likewise gave an e of 3.
  • the fine-grained starting material had a sub-grain size of 0.2 ⁇ m. In accordance with the breakdown of work hardening, this material was in the optimal state of deformation ("normal").
  • the average sub-grain size of these materials generally ranges from 0.15 ⁇ m to 0.25 ⁇ m.
  • FIG. 4 shows the flow diagram of the process steps for excessively deformed starting material.
  • a powder mixture was mechanically alloyed and encapsulated in a soft steel can.
  • the final alloy had the following composition:
  • thermoforming step to compress the encapsulated powder to 100% of the theoretical density consisted of hot isostatic pressing at a temperature of 950 ° C. for 4 hours under a pressure of 135 MPa.
  • the height of the original cylindrical body of 200 mm was reduced to 150 mm.
  • the corresponding ⁇ was 0.3.
  • the fine-grained primary material produced in this way had an average sub-grain size of 0.14 ⁇ m. Due to the lower breakdown of the work hardening of the powder, this material was considered to be excessively deformed ("overworked").
  • the subgrain size of such materials is usually ⁇ 0.15 ⁇ m.
  • the workpiece was subjected to coarse grain annealing at a temperature of 1220 ° C for 1 h. An average grain size of over 60 ⁇ m was determined, which clearly means coarse grain in this case.
  • FIG. 5 shows a diagram of the experimentally determined deformation conditions in order to achieve coarse grain for the finished workpiece in the event that insufficiently deformed starting material (“underworked”) is assumed.
  • the deformation conditions are shown as pairs of values for the deformation speed and the degree of deformation.
  • Each intersection of an abscissa value with an ordinate value represents a specific state that characterizes the deformation condition, but not a functional relationship between the deformation speed and the degree of deformation. If the intersection falls within the hatched area, the conditions for the success of subsequent coarse grain annealing on the finished workpiece are met. If the intersection falls outside the hatched area, coarse grain formation can no longer be expected. Either the recrystallization is then at least partially absent, or a fine-grained structure that is undesirable for operation is formed.
  • the rate of deformation must be kept within fairly narrow limits in order to achieve coarse grain, that an optimum value exists regardless of the degree of deformation and that the latter must not fall below a certain minimum.
  • the value for should be between 16.5 and 20, optimally around 18 (dash-dotted horizontal), while should be.
  • the favorable area in the diagram is open parallel to the abscissa, which means that there is no upper limit to the degree of deformation.
  • Fig. I is a diagram of the experimentally determined deformation conditions to achieve coarseness for the finished workpiece in the event that optimally deformed starting material ("normal") is assumed.
  • the hatched area again represents the totality of the intersection points of an abscissa and ordinate value, for which the coarse grain formation is guaranteed on the occasion of the subsequent annealing.
  • Has z. B a raw material according to the characteristics explained in Fig. 3, but with a deformation rate accordingly until deformed, no coarse grain was obtained after subsequent annealing at 1220 ° C / lh. The same material accordingly until deformed, clearly gave coarse grain.
  • the diagram shows that whenever larger deformations of the workpiece corresponding to ⁇ > 1.0 are necessary, the deformation speed has to be kept within narrow limits, which is the value for between 15.5 and 20, optimally around 18.
  • the value for s is not limited, so it can be as small as desired, in the limit case it can also be zero (no further transformation possible or desirable in practice).
  • Correspondingly in the area of low degrees of deformation for the final shaping is the range for the rate of deformation expanded and reached for Values that are between approximately 10 and 22. In practice, this means that in the case of small deformations (e.g. re-pressing to achieve higher accuracy and surface quality of the workpiece), the deformation speed for previously optimally deformed primary material is not as critical as for higher degrees of deformation.
  • FIG. 7 shows a diagram of the experimentally determined deformation conditions in order to achieve coarseness for the finished workpiece in the event that excessively deformed starting material ("overworked") is assumed.
  • the hatched area defined above approaches the ordinate, but does not quite reach it.
  • the permissible value for approximately between 14 and 18, for higher degrees of deformation accordingly between 16 and 20, optimal again at around 18. Otherwise there is a correspondingly lower deformation range for example a linear relationship with the mean of the logarithm of the rate of deformation.
  • the degree of deformation s must reach at least 0.1.
  • deformation conditions apply both to a single deformation step and to a complicated forming process consisting of partial steps. In any case, during the implementation of the last step the conditions mentioned above are met. From the above it is clear that ultimately the structural and work hardening condition of the primary material (i.e. the initial conditions) is largely irrelevant. It is always possible to achieve a coarse grain after the final annealing. Forming to the finished workpiece can be done by forging, rolling, pressing, hammering or hot drawing or any combination of these processes.
  • the starting material can be produced in a conventional manner by hot isostatic pressing or by extrusion.
  • the method is generally applicable to the alloy type specified in the examples and related dispersion-hardened austenitic superalloys which are suitable for precipitation hardening.
  • the working conditions to be observed for the further shaping of a workpiece from a dispersion-hardened nickel alloy were defined as pairs of values of deformation rate / degree of deformation in order to again achieve a coarse-grained structure which is optimal for operation at high temperatures and clearly represented in diagrams.
  • the process ensures, regardless of the ultra-fine-grained raw material and its degree of work hardening, that coarse grain is obtained in the end product.

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Description

  • Die Erfindung geht aus von einem Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes nach der Gattung des Anspruchs 1.
  • Oxyddispersionsgehärtete Legierungen, insbesondere solche des Nickelbasis-Typs, werden allgemein nach pulvermetallurgischen Methoden hergestellt, wobei die Technologie des mechanischen Legierens der Pulverpartikel weitgehend zur Anwendung kommt. Um eine möglichst hohe Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen zu erzielen, müssen derartige Legierungen im gebrauchsfertigen Werkstück ein grobkörniges Gefüge aufweisen. Die Verfahren des mechanischen Legierens sowie die Frage der damit zusammenhängenden Weiterverarbeitung der oxyddispersionsgehärteten Werkstoffe sind bekannt (z. B. J. P. Morse und J. S. Benjamin, »Mechanical Alloying«, New Trends in Materials Processing, S. 165-199, insbesondere S. 177 -185, American Society for Metals, Seminar 19./20. Oktober 1974). Um ein fertiges Werkstück zu erhalten, muß das in einem ersten Verdichtungsschritt (Pulver-Kompaktierung) erhaltene Vormaterial weiteren Formgebungsoperationen unterworfen werden. Da sowohl die Material- als auch die Zerspanungskosten derartiger Legierungen sehr hoch sind, ist diese Formgebung nur durch Umformen wirtschaftlich durchführbar. Am Ende aller Verfahren steht immer eine Wärmebehandlung, welche dazu dient, das fertig geformte Werkstück in den für den Hochtemperaturbetrieb bestgeeigneten grobkörnigen Gefügezustand überzuführen.
  • Nun hängt der Erfolg einer derartigen Grobkornglühung aber von der gesamten Vorgeschichte des Materials ab. Beim ersten Warmverdichtungsschritt des durch das mechanische Legieren kaltverformten Pulvers wird ein 100% dichtes, ultrafeinkörniges Vormaterial erhalten, welches sich im mittleren bis hohen Temperaturbereich leicht verformen läßt, d. h. sozusagen quasi-superplastische Eigenschaften besitzt. Durch thermomechanische Umformung läßt sich daher das Vormaterial verhältnismäßig leicht in die Endform des fertigen Werkstückes überführen. Die Frage ist nur die, ob sich am fertigen Endprodukt ohne weiteres das notwendige Grobkorn durch eine zusätzliche Glühung einstellen läßt. Die herkömmliche Praxis zeigt nun, daß dies keineswegs in allen Fällen gewährleistet ist. Es müssen im Gegenteil in der Regel sehr enge, für die Fertigung lästige Bedingungen eingehalten werden. Die Einstellungsmöglichkeit für das Grobkorn hängt bekanntlich von den zur Verfügung stehenden Triebkräften, von der Keimzahl und anderen physikalischen Parametern ab. Es ist durchaus nicht gleichgültig, auf welche Art und Weise das Vormaterial erzeugt wurde. Letzteres kann beispielsweise durch Strangpressen bei hoher oder tiefer Temperatur oder durch heiß-isostatisches Pressen des mechanisch legierten, eingekapselten Pulvers erfolgen. Durch das mechanische Legieren wird in der Regel eir, Zustand höchstmöglicher Verformung, also bis zur Sättigungsgrenze getriebener Kaltverfestigung, hervorgerufen, welcher in den nachfolgenden thermomechanischen Verformungsschritten mehr oder weniger abgebaut wird. Die Praxis zeigt, daß es einen für die nachträgliche Grobkornbildung optimalen Verformungszustand des Vormaterials (»normal«) gibt. Ist das Vormaterial dagegen ungenügend verformt (»underworked«), weist es also zu wenig Kaltverfestigung und somit zu wenig Energie für die nachfolgende Rekristallisation auf, so ist letztere unvollständig (Mischung von nicht rekristallisiertem Feinkorn mit wenig Grobkorn) oder bleibt völlig aus. Ist jedoch das Vormaterial übermäßig verformt (»overworked«), besitzt es also einen Überschuß an Energie für die spätere Rekristallisation, so erfolgt diese vollständig, führt jedoch zufolge zu hoher Anzahl an Kristallisationskeimen nur zu einem relativ feinkörnigen Gefüge. Letzteres läßt sich durch keine zusätzliche Wärmebehandlung in Grobkorn überführen.
  • Es besteht daher das Bedürfnis, diese in der Praxis beobachteten Beengungen im Fabrikationsablauf zu durchbrechen und nach Methoden zu suchen, welche die Fertigung brauchbarer Werkstücke in einem weiten Bereich ermöglichen.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Herstellungsverfahren für oxyddispersionsgehärtete, warmfeste Werkstücke anzugeben, welches unabhängig vom gewählten Verdichtungsschritt und dem dadurch bedingten Verformungszustand des Gefüges des auf diese Weise erzeugten Vormaterials in jedem Fall ein für den Betrieb brauchbares grobkörniges Endprodukt gewährleistet.
  • Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch die Merkmale des Anspruchs 1 gelöst.
  • Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben. Dabei zeigt
    • Fig. 1 das Fließbild (Blockdarstellung) der grundsätzlichen Verfahrensschritte,
    • Fig. 2 das Fließbild der Verfahrensschritte für ungenügend verformtes Vormaterial,
    • Fig. 3 das Fließbild der Verfahrensschritte für optimal verformtes Vormaterial,
    • Fig. 4 das Fließbild der Verfahrensschritte für übermäßig verformtes Vormaterial,
    • Fig. 5 ein Diagramm der Verformungsbedingungen zur Erzielung von Grobkörnigkeit für das fertige Werkstück, ausgehend von ungenügend verformtem Vormaterial,
    • Fig. 6 ein Diagramm der Verformungsbedingungen zur Erzielung von Grobkörnigkeit für das fertige Werkstück, ausgehend von optimal verformtem Vormaterial,
    • Fig. 7 ein Diagramm der Verformungsbedingungen zur Erzielung von Grobkörnigkeit für das fertige Werkstück, ausgehend von übermäßig verformtem Vormaterial.
  • In Fig. 1 ist das Fließbild des grundsätzlichen Verfahrens in Blockdarstellung wiedergegeben. Es wird in der Regel von metallischen Pulvern, welche in Form von Elementen und/oder Vorlegierungen vorliegen können, sowie von Metalloxydpulvern als Dispersoiden ausgegangen. Die Pulver sind sehr feinkörnig, die Partikelgröße schwankt zwischen wenigen µm und etwa 60 µm, die Metalloxydpulver meist noch feiner (unterhalb 1 µm). Das Mischen und mechanische Legieren der Pulver wird im allgemeinen unter Schutzgasatmosphäre im Attritor durchgeführt. Dabei werden die Pulverpartikel bis zur Homogenität legiert und mit dem Dispersoid vermengt. Gleichzeitig wird die Kaltverformung bis zur Sättigungsgrenze getrieben, was sich unter anderem an der hohen Härte, welche größenordnungsmäßig bis gegen 700 Vickerseinheiten erreichen kann, bemerkbar macht. Dieser hohe, durch kein anderes Mittel erzielbare Kaltverformungsgrad ist die Voraussetzung für das Vorhandensein genügender Triebkraft für die schlußendlich am fertigen Werkstück gewünschte Grobkörnigkeit des Gefüges. Das mechanisch legierte Pulver wird in einen duktilen Metallbehälter, meist weicher Stahl, unter Vakuum eingefüllt und eingekapselt (allseitig dichte, verschweißte Dose oder Kapsel). In einem darauffolgenden Verfahrensschritt wird das eingekapselte Pulver auf 100% der theoretischen Dichte warmverdichtet. Das Erzeugnis ist ein leicht verformbares, ultra-feinkörniges Vormaterial, welches das Ausgangsmaterial für die weitere Formgebung des Werkstükkes bildet. Je nach der Art und Weise des durchgeführten Warmverformungsschrittes entsteht ein Vormaterial, welches in bezug auf die spätere Rekristallisation ungenügend optimal oder übermäßig verformt ist (»underworked«, »normal«, »overworked«). Die Weiterverarbeitung zum fertigen Werkstück (gezielte Umformung=Endformgebung) erfolgt unter Bedingungen, welche auf den Verformungszustand des Vormaterials Rücksicht nehmen. Maßgebende Parameter sind dabei Temperatur, Verformungsgeschwindigkeit und die im letzten Umforungsschritt zu erzielende bzw. noch notwendige Verformung, welche beispielsweise als Querschnittsveränderung ausgedrückt werden kann. Es entsteht in jedem Fall ein fertig geformtes Werkstück, welches sich durch eine Grobkornglühung in das betriebsgerechte Endprodukt überführen läßt.
  • Für jeden Verformungszustand des Vormaterials lassen sich Wertepaare der für die nachträgliche Umformung in das fertige Werkstück notwendigen beiden Parameter angeben, welche die Voraussetzung zur nachfolgenden Grobkornbildung erfüllen. Dabei wählt man zweckmäßig als den einen Parameter den Logarithmus der temperaturkompensierten Verformungsgeschwindigkeit:
    Figure imgb0001
    wobei
    Figure imgb0002
    die Ableitung des Absolutwertes des natürlichen Logarithmus des Querschnittsverhältnisses (Ao=Querschnittsfläche des Werkstückes vor, Af=Querschnittsfläche nach der Umformung) des Werkstückes nach der Zeit, sowie DNi der temperaturabhängige Diffusionskoeffizient von Nickel bedeutet. Der andere Parameter, der Verformungsgrad, wird zweckmäßigerweise durch
    Figure imgb0003
    den Absolutwert des natürlichen Logarithmus des Querschnittsverhältnisses des Werkstückes, ausgedrückt. Selbstverständlich kann man auch von der Längenänderung ausgehen und diese dann auf das Querschnittsverhältnis umrechnen.
  • Fig. 2 zeigt das Fließbild der Verfahrensschritte für ungenügend verformtes Vormaterial. Eine Pulvermischpng wurde mechanisch legiert und in eine Dose aus weichem Stahl eingekapselt. Die Endlegiqrunig hatte folgende Zusammensetzung:
    Figure imgb0004
  • Der anschließende Warmverdichtungsschritt bestand in einem Strangpressen bei einer Temperatur von 1075°C. Entsprechend dem Zylinderdurchmesser der Strangpresse von 229 mm und dem Strangdurchmesser von 51 mm ergab sich ein Querschnittsreduktionsverhältnis von 20,25 : 1, was einem ε=3 entspricht. Das auf diese Weise erzeugte feinkörnige Vormaterial hatte eine $ubkorngröße von durchschnittlich 0,3 µm.
  • Entsprechend dem Abbau der ursprünglich eingebrachten Kaltverformung galt es als ungenügend verformt (»underworked«). Im allgemeinen weisen diese Materialien eine durchschnittliche Subkorngröße von 0,25 µm bis 0,35 µm auf. Vom erhaltenen Stangen-Vormaterial wurde ein Stück abgeschnitten und in einer Presse von 8 MN Preßkraft einer Umformung in ein fertiges Werkstück unterzogen. Der Verformungsgrad s betrug 1, der logarithmische Wert der Verformungsgeschwindigkeit entsprechend
    Figure imgb0005
  • Das Werkstück wurde einer Grobkornglühung bei einer Temperatur von 1220°C während 1 h unterzogen. Dabei wurde eine mittlere Korngröße von über 100 µm festgestellt. Im allgemeinen kann man unter diesen gegebenen Verhältnissen als Grobkorn jene Korngröße verstehen, die gegenüber dem feinkörnigen Vormaterial eine Vergröberung um mindestens einen Faktor 100 bedeutet.
  • In Fig. 3 ist das Fließbild der Verfahrensschritte für optimal verformtes Vormaterial dargestellt. Die Ausgangslage entsprach dem unter Fig. 2 erläuterten Ausführungsbeispiel. Es wurde dieselbe Legierung verwendet und die gleichen ersten Verfahrensschritte angewandt. Das Strangpressen erfolgte unter ähnlichen Bedingungen, jedoch bei einer Temperatur von 960° C. Das Reduktionsverhältnis ergab ebenfalls ein e von 3. Das feinkörnige Vormaterial wies eine Subkorngröße von 0,2 um auf. Entsprechend dem Abbau der Kaltverfestigung befand sich dieses Material im optimalen Verformungszustand (»normal«). Die durchschnittliche Subkorngröße dieser Materialien bewegt sich im allgemeinen im Bereich von 0,15 µm bis 0,25 µm. Ein Stück des Vormaterials wurde auf einer Presse um den Verformungsgrad s=1,1 mit einer Verformungsgeschwindigkeit umgeformt, die dem Wert
    Figure imgb0006
    entsprach.
  • Nach einer Grobkornglühung bei 1220°C/1 h wurde eine Korngröße von durchschnittlich 350 µm festgestellt. Auch hier war die Korngröße um mehr als 2 Größenordnungen angestiegen.
  • Fig. 4 zeigt das Fließbild der Verfahrensschritte für übermäßig verformtes Vormaterial. Eine Pulvermischung wurde mechanisch legiert und in eine Dose aus weichem Stahl eingekapselt. Die Endlegierung hatte folgende Zusammensetzung:
  • Figure imgb0007
    Der Warmverformungsschritt zur Verdichtung des eingekapselten Pulvers auf 100% der theoretischen Dichte bestand in einem heiß-isostatischen Pressen bei einer Temperatur von 950°C während 4 h unter einem Druck von 135 MPa. Die Höhe des ursprünglichen zylindrischen Körpers von 200 mm wurde dabei auf 150 mm reduziert. Das entsprechende ε ergab sich zu 0,3. Das auf diese Weise erzeugte feinkörnige Vormaterial hatte eine Subkorngröße von durchschnittlich 0,14 µm. Entsprechend dem geringeren Abbau der Kaltverfestigung des Pulvers galt dieses Material als übermäßig verformt (»overworked«). Die Subkorngröße derartiger Materialien ist in der Regel ≤0,15 µm. Das Vormaterial wurde auf einer Presse um den Verformungsgrad ε=0,3 mit einer Verformungsgeschwindigkeit umgeformt, welche dem logarithmischen Wert von
    Figure imgb0008
    entsprach.
  • Das Werkstück wurde einer Grobkornglühung bei einer Temperatur von 1220°C während 1 h unterzogen. Dabei wurde eine mittlere Korngröße von über 60 µm festgestellt, was eindeutig in diesem Fall Grobkorn bedeutet.
  • Fig. 5 zeigt ein Diagramm der experimentell ermittelten Verformungsbedingungen zur Erzielung von Grobkörnigkeit für das fertige Werkstück für den Fall, daß von ungenügend verformtem Vormaterial (»underworked«) ausgegangen wird. Die Verformungsbedingungen sind als Wertepaare der Verformungsgeschwindigkeit und des Verformungsgrades dargestellt. Jeder Schnittpunkt eines Abszissenwertes mit einem Ordinatenwert stellt einen bestimmten, die Verformungsbedingung charakterisierenden Zustand, jedoch nicht einen funktionalen Zusammenhang zwischen Verformungsgeschwindigkeit und Verformungsgrad dar. Fällt der Schnittpunkt innerhalb des schraffierten Gebietes, so sind die Bedingungen für den Erfolg einer nachträglichen Grobkornglühung am fertigen Werkstück erfüllt. Fällt der Schnittpunkt außerhalb des schraffierten Gebietes, so kann nicht mehr mit Grobkornbildung gerechnet werden. Entweder bleibt dann die Rekristallisation zumindest teilweise aus oder es bildet sich ein für den Betrieb unerwünschtes feinkörniges Gefüge aus.
  • Dem Diagramm ist zu entnehmen, daß zur Erzielung von Grobkorn die Verformungsgeschwindigkeit sich in ziemlich engen Grenzen zu halten hat, daß ein optimaler Wert unabhängig vom Verformungsgrad existiert und daß letzterer ein gewisses Minimum nicht unterschreiten darf. Der Wert für
    Figure imgb0009
    soll zwischen 16,5 und 20 liegen, optimal bei etwa 18 (strichpunktierte Horizontale), während
    Figure imgb0010
    sein soll. Das günstige Gebiet im Diagramm ist parallel zur Abszisse offen, was bedeutet, daß dem Verformungsgrad nach oben keine Grenzen gesetzt sind.
  • Fig. ist ein Diagramm der experimentell ermittelten Verformungsbedingungen zur Erzielung von Grobkörnigkeit für das fertige Werkstück für den Fall, daß von optimal verformtem Vormaterial (»normal«) ausgegangen wird. Das schraffierte Gebiet stellt wieder die Gesamtheit der Schnittpunkte je eines Abszissen- und Ordinatenwertes dar, für welchen die Grobkornbildung anläßlich der nachfolgenden Glühung gewährleistet ist.
  • Wurde z. B. ein Vormaterial gemäß den unter Fig. 3 erläuterten Kennzeichen, jedoch mit einer Verformungsgeschwindigkeit entsprechend
    Figure imgb0011
    bis auf
    Figure imgb0012
    verformt, so wurde nach anschließender Glühung bei 1220°C/lh kein Grobkorn erhalten. Das gleiche Material entsprechend
    Figure imgb0013
    bis auf
    Figure imgb0014
    verformt, ergab eindeutig Grobkorn.
  • Das Diagramm zeigt, daß immer dann, wenn größere Verformungen des Werkstückes entsprechend ε>1,0 notwendig sind, sich die Verformungsgeschwindigkeit in engen Grenzen zu halten hat, die dem Wert für
    Figure imgb0015
    zwischen 15,5 und 20, optimal etwa 18 entsprechen. Der Wert für s ist hingegen nicht begrenzt, kann also beliebig klein, im Grenzfall auch Null sein (keine weitere Umformung von der Praxis her möglich bzw. erwünscht). Im Bereich niedriger Verformungsgrade für die Endformgebung entsprechend
    Figure imgb0016
    ist der Bereich für die Verformungsgeschwindigkeit erweitert und erreicht für
    Figure imgb0017
    Werte, die zwischen etwa 10 und 22 liegen. Das heißt für die Praxis, daß im Falle kleiner Verformungen (z. B. Nachpressen zur Erzielung höherer Genauigkeit und Oberflächengüte des Werkstückes) die Verformungsgeschwindigkeit für zuvor optimal verformtes Vormaterial nicht so kritisch ist wie bei höheren Verformungsgraden.
  • Fig. 7 zeigt ein Diagramm der experimentell ermittelten Verformungsbedingungen zur Erzielung von Grobkörnigkeit für das fertige Werkstück für den Fall, daß von übermäßig verformtem Vormaterial (»overworked«) ausgegangen wird.
  • Das oben definierte schraffierte Gebiet nähert sich zwar der Ordinate, erreicht sie aber nicht ganz. Im Bereich niedriger Verformungsgrade entsprechend
    Figure imgb0018
    liegt der zulässige Wert für
    Figure imgb0019
    etwa zwischen 14 und 18, für höhere Verformungsgrade entsprechend
    Figure imgb0020
    zwischen 16 und 20, optimal wieder bei ungefähr 18. Im übrigen besteht im niedrigeren Verformungsbereich entsprechend
    Figure imgb0021
    etwa ein linearer Zusammenhang mit dem Mittelwert des Logarithmus der Verformungsgeschwindigkeit. Der Verformungsgrad s muß mindestens 0,1 erreichen.
  • Wurde ein Vormaterial gemäß den unter Fig. 4 erläuterten Kennzeichen, jedoch mit einer Verformungsgeschwindigkeit entsprechend
    Figure imgb0022
    bis auf
    Figure imgb0023
    verformt, so wurde nachträglich kein Grobkorn erhalten, während das Wertepaar 16,6 (Ordinate/0,27 (Abszisse) nach einer Glühung bei 1220° C zu Grobkorn führte.
  • Aus den Diagrammen nach Fig. 5, 6 und 7 läßt sich entnehmen, daß es für alle Gefüge- und Verformungszustände des Vormaterials einen gemeinsamen optimalen Bereich für den Logarithmus der Verformungsgeschwindigkeit für das umzuformende Werkstück gibt, welcher unabhängig vom zu erreichenden Verformungsgrad bei einem Wert von 18±1,0 liegt. Die Verformungsgeschwindigkeit muß also in einem verhältnismäßig engen kritischen Bereich gehalten werden. Einzige zusätzliche Bedingung ist, daß der Verformungsgrad hoch genug ist, sofern man den Zustand des Vormaterials nicht genügend kennt.
  • Diese Verformungsbedingungen gelten sowohl für einen einzigen Verformungsschritt wie auch für einen aus Teilschritten bestehenden komplizierten Umformprozeß. Dabei müssen in jedem Fall während der Durchführung des letzten Teilschrittes die obenerwähnten Bedingungen eingehalten werden. Aus dem vorstehenden geht eindeutig hervor, daß letztlich der Gefüge- und Kaltverfestigungszustand des Vormaterials (also die Ausgangsbedingungen) weitgehend belanglos ist. Es gelingt immer, ein Grobkorn nach der Endglühung zu erzielen. Die Umformung zum fertigen Werkstück kann durch Schmieden, Walzen, Pressen, Hämmern oder Warmziehen oder eine beliebige Kombination dieser Prozesse erfolgen.
  • Das Vormaterial kann durch heiß-isostatisches Pressen oder durch Strangpressen in herkömmlicher Weise hergestellt werden.
  • Das Verfahren ist allgemein auf den in den Beispielen angegebenen Legierungstyp und verwandte dispersionsgehärtete und zur Ausscheidungshärtung geeignete hochnickelhaltige austenitische Superlegierungen anwendbar.
  • Durch das erfindungsgemäße Verfahren wurden die für die weitere Formgebung eines Werkstückes aus einer dispersionsgehärteten Nickellegierung einzuhaltenden Arbeitsbedingungen als Wertepaare Verformungsgeschwindigkeit/Verformungsgrad zur nochmaligen Erzielung eines grobkörnigen, für den Betrieb bei hoher Temperaturen optimalen Gefüges festgelegt und in Diagrammen übersichtlich dargestellt. Das Verfahren gewährleistet, in jedem Fall, unabhängig vom ultra-feinkörnigen Vormaterial und dessen Kaltverfestigungsgrad, im Endprodukt Grobkorn zu erzielen.

Claims (10)

1. Verfahren zur Herstellung eines Werkstükkes aus einer ein Metalloxyd als härtendes Dispersoid enthaltenden warmfesten ausscheidungshärtbaren austenitischen Legierung hohen Nickelgehaltes nach den Methoden der Pulvermetallurgie, wobei ein metallisches Pulver mit einem Metalloxydpulver gemischt, mechanisch legiert, in einem Metallbehälter eingekapselt und durch Warmverdichten auf 100% der theoretischen Dichte verdichtet wird, dergestalt, daß ein leicht verformbares, sehr feinkörniges Vormaterial erzeugt wird, welches zur Weiterverarbeitung geeignet ist, wobei am Schluß eine Grobkornglühung vorgesehen ist, dadurch gekennzeichnet, daß besagtes Vormaterial durch eine gezielte, die Endformgebung beinhaltende Umformung in das fertige Werkstück übergeführt wird, wobei die Verformungsgeschwindigkeit und der Verformungsgrad in Abhängigkeit des Vormaterials, welches eine ungenügende, optimale oder übermäßige Verformung aufweisen kann, derart bestimmt werden, daß der Logarithmus der temperaturkompensierten Verformungsgeschwindigkeit, ausgedrückt als
Figure imgb0024
wobei
Figure imgb0025
und Ao die Querschnittsfläche des Werkstückes vor der Umformung Af diejenige nach der Umformung, sowie DNi der temperaturabhängige Diffusionskoeffizient von Nickel bedeutet,
bei a) ungenügender Verformung des Vormaterials zwischen den Werten 16,5 und 20 liegt,
bei b) optimaler Verformung des Vormaterials im Bereich niedriger Verformungsgrade für die Endformgebung, dargestellt durch 05≤ε<0,3, wobei
Figure imgb0026
bedeutet, zwischen den Werten 10 und 22 liegt und im Bereich höherer Verformungsgrade für die Endformgebung, dargestellt durch ε> 1,0 zwischen den Werten 15,5 und 20 liegt,
bei c) übermäßiger Verformung des Vormaterials im Bereich niedriger Verformungsgrade für die Endformgebung, dargestellt durch 0,1 < |ε| < 0,2 zwischen den Werten 14 und 18 liegt und im Bereich höherer Verformungsgrade für die Endformgebung, dargestellt durch lsl>0,8 zwischen 16 und 20 liegt, und daß der Verformungsgrad für die Endformgebung, dargestellt durch e
bei a) ungenügender Verformung des Vormaterials mindestens den Wert 0,5 erreicht,
bei b) optimaler Verformung des Vormaterials beliebig klein, also auch Null, sein kann,
bei c) übermäßiger Verformung des Vormaterials im Bereich niedriger Verformungsgrade für die Endformgebung, dargestellt durch 0,1 < |ε| <0,6, linear mit der Verformungsgeschwindigkeit ansteigt, mindestens aber den Wert 0,1 erreicht, mit der Einschränkung, daß bei
bei a) die Werte im schraffierten Bereich der Fig. 5,
bei b) im schraffierten Bereich der Fig. 6 und
bei c) im schraffierten Bereich der Fig.7 7 liegen müssen.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Logarithmus der temperaturkompensierten Verformungsgeschwindigkeit für die Endformgebung, ausgedrückt als
Figure imgb0027
unabhängig vom zu erzielenden Verformungsgrad und unabhängig vom Ausgangs-Verformungszustand des Vormaterials den Wert von 18 ±1,0 aufweist.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das leicht verformbare, sehr feinkörnige Vormaterial durch heiß-isostatisches Pressen oder durch Strangpressen hergestellt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Vormaterial eine ungenügende Verformung aufweist, durch Strangpressen eines eingekapselten Pulvers mit einem Reduktionsverhältnis von 20 : 1 bei einer Temperatur von 1075° C hergestellt wird und eine Subkorngröße von 0,25 bis 0,35 um besitzt.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Vormaterial eine optimale Verformung aufweist, durch Strangpressen eines eingekapselten Pulvers mit einem Reduktionsverhältnis von 20 : 1 bei einer Temperatur von 950°C hergestellt wird und eine Subkorngröße von 0,15 bis 0,25 µm besitzt.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Vormaterial eine übermäßige Verformung aufweist, durch heiß-isostatisches Pressen eines eingekapselten Pulvers mit einer Höhenabnahme der Kapsel von 30% bei einer Temperatur von 950°C während 4 h unter einem Druck von 135 MPa hergestellt wird und eine Subkorngröße von höchstens 0,15 µm besitzt.
7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die warmfeste austenitische Legierung die nachfolgende Zusammensetzung hat:
Figure imgb0028
8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die warmfeste austenitische Legierung die nachfolgende Zusammensetzung hat:
Figure imgb0029
Figure imgb0030
9. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Umformung zum fertigen Werkstück durch Schmieden, Walzen, Pressen, Hämmern oder Warmziehen durchgeführt wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Umformung des Vormaterials in das fertige Werkstück in mehreren aufeinanderfolgenden Teilschritten durchgeführt wird, dergestalt, daß der letzte Teilschritt den in den Ansprüchen 1 und 2 sowie den Ansprüchen 4, 5 und 6 angeführten Verformungsbedingungen genügt.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3262679D1 (en) * 1981-09-03 1985-04-25 Bbc Brown Boveri & Cie Process for manufacturing an article from a heat-resisting alloy
CH661455A5 (de) * 1982-02-18 1987-07-31 Bbc Brown Boveri & Cie Verfahren zur herstellung eines feinkoernigen werkstuecks als fertigteil aus einer warmfesten austenitischen nickelbasislegierung oder aus der legierung a 286.
JPS60131943A (ja) * 1983-12-19 1985-07-13 Sumitomo Electric Ind Ltd 分散粒子強化耐熱耐摩耗アルミニウム合金粉末
CH671583A5 (de) * 1986-12-19 1989-09-15 Bbc Brown Boveri & Cie
EP0398121B1 (de) * 1989-05-16 1994-11-23 Asea Brown Boveri Ag Verfahren zur Erzeugung grober längsgerichteter Stengelkristalle in einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE794801A (fr) * 1972-01-31 1973-07-31 Int Nickel Ltd Procede de recuit en zones d'alliages
GB1435796A (en) * 1972-10-30 1976-05-12 Int Nickel Ltd High-strength corrosion-resistant nickel-base alloy
US3909309A (en) * 1973-09-11 1975-09-30 Int Nickel Co Post working of mechanically alloyed products
CH599348A5 (de) * 1975-10-20 1978-05-31 Bbc Brown Boveri & Cie

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