NO148523B - Varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering og fremgangsmaate til fremstilling av samme - Google Patents
Varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering og fremgangsmaate til fremstilling av sammeInfo
- Publication number
- NO148523B NO148523B NO781787A NO781787A NO148523B NO 148523 B NO148523 B NO 148523B NO 781787 A NO781787 A NO 781787A NO 781787 A NO781787 A NO 781787A NO 148523 B NO148523 B NO 148523B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- alloy
- temperature
- heat
- alloys
- single crystal
- Prior art date
Links
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 36
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 title claims description 17
- 238000000034 method Methods 0.000 title description 9
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 54
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 54
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 20
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 18
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 16
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 10
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 9
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 9
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 9
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 7
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 7
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 7
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 6
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 6
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 6
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 4
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 4
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 4
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 4
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 3
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 3
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 239000003870 refractory metal Substances 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 3
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 229910000905 alloy phase Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003321 amplification Effects 0.000 description 1
- VNNRSPGTAMTISX-UHFFFAOYSA-N chromium nickel Chemical compound [Cr].[Ni] VNNRSPGTAMTISX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000008030 elimination Effects 0.000 description 1
- 238000003379 elimination reaction Methods 0.000 description 1
- 239000003623 enhancer Substances 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 229910001120 nichrome Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003199 nucleic acid amplification method Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000002035 prolonged effect Effects 0.000 description 1
- 239000011253 protective coating Substances 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
- 230000004580 weight loss Effects 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/52—Alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Treatments For Attaching Organic Compounds To Fibrous Goods (AREA)
- Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
Description
Den foreliggende oppfinnelse vedrører en varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering, for anvendelse fortrinnsvis ved høyere temperatur.
Oppfinnelsen vedrører også en fremgangsmåte til fremstilling av gjenstanden.
Området nikkelsuperlegeringer er i mange år blitt studert
i stor utstrekning, og som et resultat av dette er det meddelt mange patenter på området. En del av disse vedrører legeringer hvor tilsetning av kobolt, karbon, bor eller zirkonium ikke er tilsiktet eller er valgfri, se US-patentskrifter 2.621.122, 2.781.264, 2.912.323, 2.994.605, 3.046.108, 3.166.412, 3.188.402, 3.287.110, 3.304.176 samt 3.322.574. Disse patentskrifter ved-rører ikke enkeltkrystallutførelser.
Fra US-patentskrift 3.494.709 er det kjent bruk av gjenstander av enkeltkrystaller i gassturbinmotorer, og ønskelig-heten av å begrense visse stoffer, såsom bor og zirkonium, til lave nivåer blir diskutert.
Begrensning av karbon til lavt innhold i gjenstander av enkeltkrystallsuperlegeringer blir diskutert i US-patentskrift 3.567.526.
US-patentskrift 3.915.761 vedrører en gjenstand av en enkeltkrystallnikkelsuperlegering, fremstilt ved hjelp av en fremgangsmåte som gir en hyperfin, dendrittisk struktur. Som et resultat av strukturens finhetsgrad kan gjenstanden homogeni-seres på forholdsvis kort tid.
Konvensjonelle nikkelsuperlegeringer for fremstilling av slike deler er utviklet de siste 30 år. Normalt inneholder disse legeringer ca. 10% krom, primært for oksydasjonsbestandighet, aluminium og titan sammen ca. 5%, for dannelse av den forsterk-ende y'-fase, samt tungtsmeltelige metaller såsom molybden, wolfram, tantal og niob i mengder på ca. 5% som forsterkere i fast løsning. I prinsipp inneholder alle nikkelsuperlegeringer også ca. 0,1% karbon som funksjonerer som korngrenseforsterker og danner karbider som forsterker legeringen. Bor og zirkonium til-settes ofte i små mengder som korngrenseforsterkere.
Vanligvis fremstilles gassturbinblader ved støping, og
ved den mest anvendte støpemetode frembringes deler som har likeaksede, uorienterte korn. Det er kjent at metallers høytemperatur-egenskaper vanligvis er avhengig av korngrenseegenskapene, og det er således gjort anstrengelser for å forsterke disse grenser (f.eks. ved hjelp av de ovennevnte tilsetninger) eller for å minske eller eliminere korngrensene vinkelrett på delens hoved-spenningsakse. En måte å eliminere slike tverrgående grenser betegnes som retningsbestemt størkning og er kjent fra US-patent-skrif t 3.260.505. Virkningen av dette er å frembringe en orien-tert mikrostruktur av søyleformete korn hvis hovedakse er paral-lell med delens spenningsakse og som oppviser minst mulig antall eller ingen korngrenser vinkelrett mot delens spenningsakse.
En videreutvikling av dette er anvendelsen av enkeltkrystall-deler i gassturbinblader (se US-patentskrift 3.494.709). Den åpenbare fordel med enkeltkrystallbladet er fravær av korngrenser. I enkeltkrystaller er derfor korngrensene eliminert som potensielle svakheter, og enkeltkrystallens mekaniske egenskaper er således helt avhengig av materialets iboende mekaniske egenskaper .
Tidligere ble det gjort store anstrengelser for å løse problemene med korngrensene ved tilsetning av elementet- som karbon, bor og zirkonium. Et annet problem som ble forsøkt unngått var utvikling av skadelige faser etter langvarig påvirkning av høye temperaturer (dvs. legeringsinstabilitet). Disse faser er av to generelle typer. Den ene, såsom o, er uønsket på grunn av dens skjøre natur, mens den annen, såsom u, er ønsket idet fasen binder store mengder tungtsmeltelige forsterkere av fast løsning, hvorved de resterende legeringsfaser svekkes. Disse faser benevnes topologisk tettpakkete faser, TCP-faser, og en av deres felles egenskaper er at de alle inneholder kobolt. Det finnes TCP-faser som kan dannes uten kobolt, men disse faser inneholder andre elementer, såsom silisium, som vanligvis ikke gjenfinnes i nikkelsuperlegeringer. Selv om en åpenbar forholds-regel for regulering av disse skadelige faser er å begrense eller fjerne koboltinnholdet, har dette ikke vist seg å være praktisk gjennomførbart i kjente legeringer for polykrystallinske utførel-ser. Problemet er at dersom koboltinnholdet senkes eller fjernes forbinder karbonet seg fortrinnsvis med de tungtsmeltelige metaller og danner M^-karbider, hvor M er metall, som er skadelige for materialets egenskaper idet de utarmer legeringens tungtsmeltelige forsterkningselement.
Fra US-patentskrift 3.567.526 er det kjent at karbon kan fjernes helt fra enkeltkrystallgjenstander fra superlegeringer og at dette gir forbedrede utmattingsegenskaper.
I gjenstander av enkeltkrystaller uten karbon finnes det
to viktige forsterkningsmekanismer. Den viktigste er den inter-metalliske y'-fase, Ni^ (Al, Ti). I moderne nikkelsuperlegeringer kan y'-fasen forekomme i mengder på 60 volumprosent. Den andre forsterkningsmekanisme er den forsterkning i fast løsning som frembringes i nærvær av tungtsmeltelige metaller, såsom wolfram og molybden, i grunnmassen av nikkel i fast løsning. Ved en y'-fraksjon med konstant volum kan store variasjoner i dennes forsterkningseffekt oppnås ved å variere y'-utfellingspartiklenes størrelse og morfologi, y'-fasen kjennetegnes ved en solvustem-peratur over hvilken fasen oppløses i grunnfasen. I mange støpte legeringer befinner imidlertid y'-solvustemperaturen seg over den begynnende smeltetemperatur, slik at det er umulig å effek-tivt løse opp y'-fasen uten en begynnende smelting. Oppløsning av y' er den eneste måte hvorved morfologien til y'-fasen i støpt form kan modifiseres, slik at i mange kommersielle nikkelsuperlegeringer er y<1->morfologien begrenset til den morfologi som oppnås ved den opprinnelige støpeprosess. Den andre forsterkningsmekanisme, forsterkning i fast løsning, er mest effektiv når forsterkningselementene i fast løsning er jevnt fordelt i grunnmassen i fast løsning av nikkel. Også i dette tilfelle minskes forsterkningens effekt på grunn av støpnings- og størkningspro-sessens natur. Praktiske nikkelsuperlegeringer størkner i et bredt temperaturområde. Størkningsprosessen omfatter dannelse av dendritter med høyt smeltepunkt og etterfølgende størkning av den interdendrittiske væske ved lavere temperatur. Størkningen fører til vesentlige strukturelle inhomogeniteter i hele mikro-strukturen. Det er teoretisk mulig å homogenisere en slik mikrostruktur ved oppvarming slik at diffusjon følger, men i praksis er den maksimale homogeniseringstemperatur, som begrenses av den begynnende smeltetemperatur, altfor lav til å muliggjøre
homogenisering i større utstrekning i løpet av rimelige tids-intervaller.
Gjenstanden ifølge oppfinnelsen er kjennetegnet ved at
den har følgende sammensetning i vekt%: 8-12% Cr, 4,5-5,5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W, 10-14% Ta, 3-7% Co og resten Ni, samt at gjenstanden er fri for indre korngrenser og har en gjennomsnittlig y'-partikkelstørrelse på mindre enn 0,5 um.
Innenfor disse grenser er visse sammensetninger å fore-trekke. Summen av W og Ta er fortrinnsvis minst 15,5% for å mulig-gjøre adekvat forsterkning i fast løsning og særlig god sigefast-het ved høy temperatur. Et Ta-innhold på minst 11% foretrekkes for oksydasjonsbestandighet. Elementene Al, Ti og Ta deltar i dannelsen av y'-fasen (Ni^Al, Ti, Ta), og for maksimal forsterkning ved hjelp av y'-fasen er det sammenlagte innhold av Al,
Ti og Ta fortrinnsvis minst 17,5%. Al og Ta er de elementer som
i første rekke danner y'-fasen, og forholdet Al/Ti må være over 2,5%, fortrinnsvis over 3,0%, for å muliggjøre adekvat oksydasjonsbestandighet. Minst 9% Cr skal finnes dersom gjenstanden skal anvendes under forhold hvor sulfidering er et problem. Den mindre tilsetning av Co bedrer også sulfideringsbestandigheten.
Legeringen i gjenstanden ifølge oppfinnelsen er fri for tilsiktede tilsetninger av C, B og Zr, selv om disse elementer kan forekomme som forurensninger. Legeringen har en begynnende smeltetemperatur på over 1260°C. således kan legeringen varme-bearbeides under forhold som tillater oppløsning av Y'_fasen uten begynnende smelting. Samtidig muliggjør den høye begynnende smeltetemperatur stort sett fullstendig homogenisering av legeringen i løpet av rimelig tid. Legeringens høye begynnende smeltetemperatur er et resultat av fravær av C, B og Zr. Det lave Co-innhold hemmer dannelsen av skadelige TCP-faser, som således ikke dannes selv etter lengre tid ved høy temperatur, f.eks.
500 timer ved enten 871, 982 eller 1093°C. Dessuten har legeringene gode utmattingsegenskaper idet dannelsen av skadelige karbid-partikler hindres. De tungtsmeltelige metaller som vanligvis forbinder seg med karbon eller utfelles ved dannelsen av TCP-fase, forblir i fast løsning og resulterer.i en legering med eksepsjonelle mekaniske egenskaper.
Fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen kjennetegnes ved
a) at det dannes en legering som inneholder i vekt%: 8-12% Cr, 4,5-5,5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W, 10-14% Ta, 3-7% Co og resten
Ni,
b) at legeringen dannes til en enkeltkrystallgjenstand, samt
c) at gjenstanden oppløsningsbehandles ved en temperatur
på 1288-1316°C.
Ved oppløsningsbehandlingen kan y'-morfologien modifiseres og raffineres samtidig som vesentlig homogenisering av mikrostruk-turen i støpt form oppnås. Den oppnådde enkeltkrystallgjenstand får en mikrostruktur hvis typiske y'-partikkelstørrelse er ca.
en tredjedel av y'-partikkelstørrelsen i materialet i støpt form, som normalt er. Samtidig er den varmebehandlede enkeltkrystall-mikrostruktur stort sett fri for strukturelle inhomogeniteter ,■
og denne jevne mikrostruktur i kombinasjon med den økte y'-solvus-temperatur muliggjør at gjenstanden ifølge oppfinnelsen utvikler en temperaturegenskap, som ved like mekaniske egenskaper er minst 170°C høyere enn temperaturegenskapen for sammenliknbare, kjente enkeltkrystallgjenstander, som er fremstilt av konvensjonelle legeringer med C, B og Zr og konvensjonelt koboltinnhold.
Selv om andre gjenstander kan fremstilles ifølge oppfinnelsen, vedrører denne spesielt fremstilling av aerofoiler i form av blad og skovler for bruk i gassturbinmotorer. Særlig fastheten hos gjenstander fremstilt ifølge oppfinnelsen gjør dem særlig egnet for bruk som blader i gassturbinmotorer.
Dersom maksimalt utbytte av oppfinnelsen skal oppnås får ikke noe element i gruppen C, B og Zr forekomme i større mengder enn 50 ppm, og fortrinnsvis er summen av forurensningene 100
ppm. Aller helst er karboninnholdet mindre enn 30 ppm og hvert av de øvrige elementer mindre enn 20 ppm. I alle tilfeller må karboninnholdet begrenses til under den mengde som danner karbider av MC-type. Det må understrekes at det ikke foregår noen tilsiktet tilsetning av disse elementer og at forekomsten av dem i legeringen eller enkeltkrystallgjenstanden ifølge oppfinnelsen er utilsiktet og ikke ønskelig.
Legeringen i gjenstanden ifølge oppfinnelsen omfatter NiCr
i fast løsning med minst 30 volumprosent av fasen bestående av Ni^M, hvor M er Al, Ti, Ta og W i mindre grad.
En viktig fordel som oppnås ved elimineringen av B, C og
Zr, er økningen av den begynnende smeltetemperatur. Vanligvis øker for legeringer i gjenstanden ifølge oppfinnelsen den begynnende smeltetemperatur, dvs. den temperatur hvor legeringen først begynner å smelte lokalt, med minst 28°C over den begynnende smeltetemperatur for en liknende (tidligere kjent) legering som inneholder normale mengder C, B og Zr. Legeringens begynnende smeltetemperatur er som nevnt over 1260°C, mens konvensjonelle legeringer med høy volumfraksjon y~y ' har begynnende smeltetem-peraturer på under 1260°C. Denne økte temperatur muliggjør varmebehandling for oppløsning ved temperaturer hvor fullstendig opp-løsning av den utfelte y' er mulig samtidig som homogenisering muliggjøres i stor utstrekning og i løpet av rimelig tid. Kurven for fast løselighet for y'-fasen i legeringen vil vanligvis ligge mellom 1288 og 1316°C, og den begynnende smeltetemperatur ligger over ca. 1293°C. Varmebehandling ved 1288-1316°C, men under deri begynnende smeltetemperatur, vil løse opp den utfelte Y<l_>fase uten skadelig lokalisert smelting. Tidsrom på h_8 timer er vanligvis tilstrekkelig selv om lengre tidsrom kan forekomme. Slike varmebehandlingstemperaturer er ca. 55°C høyere enn de som kan
benyttes ved polykrystallinske gjenstander av konvensjonelle superlegeringer. Denne høyere temperatur muliggjør homogenisering i høy grad under oppløsningstrinnene. Etter oppløsningsbehand-lingen kan en eldningsbehandling utføres ved 871-1093°C for igjen å felle ut <y1> i raffinert form. Legeringene i gjenstanden ifølge oppfinnelsen danner ikke de karbider som har vist seg å være nødvendige for korngrenseforsterkning i polykrystallinske nikkelsuperlegeringer. Av denne årsak må legeringene anvendes i enkelt-krystallg jenstander . Dannelsen av legeringen til enkeltkrystallform er et kritisk trekk for oppfinnelsen, men fremgangsmåten ved enkeltkrystalldannelsen er uviktig. Typiske gjenstander og størkningsteknikker er kjent fra US-patentskrift 3.494.709.
Diskusjonen ovenfor av en foretrukket utførelsesform vil bli klargjort nærmere nedenfor under henvisning til følgende eksempel:
Ek sempel 1
Det ble fremstilt legeringer med den i tabell I angitte sammensetning:
•Legeringens 444 sammensetning var følgende: karbon høyst
60 ppm, wolfram 11,5-12,5, titan 1,75-2,25, niob 0,75-1,25, zir-kon maks 20 ppm, kobolt høyst 0,1, krom 8,0-10,0, aluminium 4,75-5,25, bor høyst 20 ppm og resten nikkel. Legering 454 er legeringen ifølge oppfinnelsen. Begge disse legeringer størknet i enkeltkrystallform. Legering PWA 1422 ble fremstilt ved retningsbestemt størkning med langstrakte, søyleformete korn. Legering 1455 er en handelsvanlig legering som anvendes som materiale for gassturbinblad. Den omtales her på grunn av sin oksydasjonsbestandighet ved høye temperaturer. Legeringen ble fremstilt ifølge en konvensjonell støpemetode med likeaksede, uorienterte korn. Forsøkslegeringene ble varmebehandlet ifølge oppfinnelsen ved hjelp av en 4 timers oppløsningsbehandling ved 1288°C, etterfulgt av eldningsbehandling ved 1080°C i 4 timer og ved 871°C
i 32 timer. Legering PWA 1422 ble bearbeidet ved 1204°C i 2 timer etterfulgt av eldningsbehandling ved 1080°C i 4 timer og ved 871°C i 32 timer, og legering PWA 1455 ble prøvet i støpt form. Begge disse handelsvanlige legeringer ble prøvet i den tilstand som de vanligvis anvendes i.
Eksempel 2
En del av legeringsprøvene fra eksempel 1 ble prøvet for vurdering av deres sigebruddegenskaper. Prøvebetingelser og resultater er angitt i tabell II.
Under henvisning til tabell II er det åpenbart at under de benyttede prøvebetingelser var legeringen ifølge oppfinnelsen
(454) overlegen legeringene 444 og ÅWA 1422. Graden av overlegen-het for legeringen ifølge oppfinnelsen kan synes minske noe med øket temperatur. I siging derimot øker den vesentlig med økende temperatur.
Når det gjelder levetiden innen brudd oppstår synes over-legenheten å øke i forhold til 1422-legeringen med økende temperatur. Legeringen ifølge oppfinnelsen oppviser overlegne egenskaper under alle prøvebetingelser. Idet tendensen i gassturbinmotorer går mot økt effektivitet ved høyere temperatur, er de bedre egenskaper ved høy temperatur for oppfinnelsen vesentlige.
Eksempel 3
Prøver av materialene i eksempel 1 ble prøvet angående sulfidering og oksydasjon ved høyere temperaturer. Sulfiderings-2 prøven omfattet påføring av Na2SO^ med en hastighet pa 1 mg/cm hver tyvende time. Bruddkriteriet var et vekttap på 250 mg/cm^. Oksydasjonsprøven ble utført både på de ubeskyttede legeringer ved 1149°C under sykliske betingelser og på legeringene beskyttet med et belegg av NiCoCrAlY-type ved 1177°C under sykliske betingelser. NiCoCrAlY er et handelsvanlig beleggsmateriale med en nominell sammensetning på 18% Cr, 23% Co, 12,5% Al, 0,3% Y og resten Ni. Undersøkelsene på belagte prøver ble normalisert for å minimalisere virkningen av forskjellige beleggstykkelser. Be-legget er kjent fra US-patentskrift 3.928.026.
Prøveresultatene fremgår av tabell III.
Sulfideringsbestandigheten hos legeringen i gjenstanden ifølge oppfinnelsen er klart bedre enn de øvrige legeringers bestandighet. Ved syklisk oksydasjonsvurdering av ubelagte prøver er legeringen ifølge oppfinnelsen også bedre enn legering 1455
som er kjent for sin oksydasjonsbestandighet. Også når det fore-ligger et beskyttende belegg har legeringen ifølge oppfinnelsen større bestandighet mot syklisk oksydasjon ved høyere tempera-
tur .
Claims (7)
1. Varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering, for anvendelse fortrinnsvis ved høyere temperatur, karakterisert ved at den har følgende sammensetning i vekt%: 8-12% Cr, 4,5-5,5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W, 10-14% Ta,
3-7% Co og resten Ni, samt at gjenstanden er fri for indre korngrenser og har en gjennomsnittlig <y>'-partikkelstørrelse på mindre enn 0,5 um.
2. Gjenstand i samsvar med krav 1, karakterisert ved at summen av W og Ta er minst 15,5%.
3. Gjenstand i samsvar med krav 1, karakterisert ved at Ta utgjør minst 11%.
4. Gjenstand i samsvar med krav 1, karakterisert ved at summen av Al, Ti og Ta er minst 17,5%.
5. Gjenstand i samsvar med krav 1, karakterisert ved at forholdet Al/Ti er større enn 2,5, fortrinnsvis større enn 3,0.
6. Gjenstand i samsvar med krav 1, karakterisert ved at Cr utgjør mer enn 9%.
7. Fremgangsmåte til fremstilling av en varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering ifølge et av kravene 1-6, for anvendelse fortrinnsvis ved høyere temperatur, karakterisert veda) at det dannes en legering som inneholder i vekt%: 8-12% Cr, 4,5-5,5% Al, 1-2% Ti, 3-5% W, 10-14% Ta, 3-7% Co og resten Ni, b) at legeringen dannes til en enkeltkrystallgjenstand, samt c) at gjenstanden oppløsningsbehandles ved en temperatur på 1288-1316°C.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US80050577A | 1977-05-25 | 1977-05-25 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO781787L NO781787L (no) | 1978-11-28 |
| NO148523B true NO148523B (no) | 1983-07-18 |
| NO148523C NO148523C (no) | 1983-10-26 |
Family
ID=25178568
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO781787A NO148523C (no) | 1977-05-25 | 1978-05-23 | Varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering og fremgangsmaate til fremstilling av samme |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS53146223A (no) |
| BE (1) | BE866609A (no) |
| BR (1) | BR7803254A (no) |
| CA (1) | CA1117320A (no) |
| CH (1) | CH635368A5 (no) |
| DE (1) | DE2821524C2 (no) |
| FR (1) | FR2392129A1 (no) |
| GB (1) | GB1592237A (no) |
| IL (1) | IL54629A (no) |
| IT (1) | IT1096317B (no) |
| NO (1) | NO148523C (no) |
| SE (1) | SE444324B (no) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3172291D1 (en) * | 1980-11-24 | 1985-10-24 | Cannon Muskegon Corp | Single crystal (single grain) alloy |
| FR2503188A1 (fr) * | 1981-04-03 | 1982-10-08 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Superalliage monocristallin a matrice a matuice a base de nickel, procede d'amelioration de pieces en ce superalliage et pieces obtenues par ce procede |
| US5154884A (en) * | 1981-10-02 | 1992-10-13 | General Electric Company | Single crystal nickel-base superalloy article and method for making |
| US4583608A (en) * | 1983-06-06 | 1986-04-22 | United Technologies Corporation | Heat treatment of single crystals |
| US5100484A (en) * | 1985-10-15 | 1992-03-31 | General Electric Company | Heat treatment for nickel-base superalloys |
| US6074602A (en) * | 1985-10-15 | 2000-06-13 | General Electric Company | Property-balanced nickel-base superalloys for producing single crystal articles |
| CH675256A5 (no) * | 1988-03-02 | 1990-09-14 | Asea Brown Boveri | |
| US8852500B2 (en) | 2006-03-20 | 2014-10-07 | National Institute For Materials Science | Ni-base superalloy, method for producing the same, and turbine blade or turbine vane components |
| JP5133453B2 (ja) | 2009-08-10 | 2013-01-30 | 株式会社Ｉｈｉ | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 |
| CN115233074A (zh) * | 2022-07-12 | 2022-10-25 | 北京科技大学 | 一种燃机动叶片用钴镍基高温合金及其制备方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1451347A (fr) * | 1964-07-10 | 1966-01-07 | Alliages devant servir à hautes températures | |
| US3567526A (en) * | 1968-05-01 | 1971-03-02 | United Aircraft Corp | Limitation of carbon in single crystal or columnar-grained nickel base superalloys |
| GB1260982A (en) * | 1970-06-08 | 1972-01-19 | Trw Inc | Improvements in or relating to nickel base alloys |
| US3677835A (en) * | 1970-10-16 | 1972-07-18 | United Aircraft Corp | Homogeneous nickel-base superalloy castings |
| GB1397066A (en) * | 1971-06-19 | 1975-06-11 | Rolls Royce | High temperature corrosion resistant alloys |
| US3915761A (en) * | 1971-09-15 | 1975-10-28 | United Technologies Corp | Unidirectionally solidified alloy articles |
| US3869284A (en) * | 1973-04-02 | 1975-03-04 | French Baldwin J | High temperature alloys |
-
1978
- 1978-04-12 CA CA000301018A patent/CA1117320A/en not_active Expired
- 1978-05-02 GB GB17238/78A patent/GB1592237A/en not_active Expired
- 1978-05-02 BE BE187309A patent/BE866609A/xx not_active IP Right Cessation
- 1978-05-03 IL IL54629A patent/IL54629A/xx unknown
- 1978-05-10 SE SE7805309A patent/SE444324B/sv not_active IP Right Cessation
- 1978-05-17 DE DE2821524A patent/DE2821524C2/de not_active Expired
- 1978-05-22 BR BR787803254A patent/BR7803254A/pt unknown
- 1978-05-22 CH CH554078A patent/CH635368A5/de not_active IP Right Cessation
- 1978-05-22 FR FR7815120A patent/FR2392129A1/fr active Granted
- 1978-05-23 NO NO781787A patent/NO148523C/no unknown
- 1978-05-23 JP JP6155178A patent/JPS53146223A/ja active Granted
- 1978-05-24 IT IT23726/78A patent/IT1096317B/it active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2392129B1 (no) | 1984-12-28 |
| CA1117320A (en) | 1982-02-02 |
| SE7805309L (sv) | 1978-11-26 |
| IL54629A (en) | 1981-09-13 |
| FR2392129A1 (fr) | 1978-12-22 |
| NO148523C (no) | 1983-10-26 |
| IL54629A0 (en) | 1978-07-31 |
| JPS53146223A (en) | 1978-12-20 |
| DE2821524C2 (de) | 1981-10-15 |
| IT7823726A0 (it) | 1978-05-24 |
| BR7803254A (pt) | 1979-02-06 |
| CH635368A5 (en) | 1983-03-31 |
| DE2821524A1 (de) | 1978-12-07 |
| GB1592237A (en) | 1981-07-01 |
| IT1096317B (it) | 1985-08-26 |
| NO781787L (no) | 1978-11-28 |
| JPS6125773B2 (no) | 1986-06-17 |
| SE444324B (sv) | 1986-04-07 |
| BE866609A (fr) | 1978-09-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4222794A (en) | Single crystal nickel superalloy | |
| US4209348A (en) | Heat treated superalloy single crystal article and process | |
| NO148930B (no) | Gjenstand av nikkelsuperlegeringer og fremgangsmaate til fremstilling av samme | |
| US4371404A (en) | Single crystal nickel superalloy | |
| JP4024303B2 (ja) | ニッケルベースの超合金 | |
| CA1206398A (en) | Superalloy single crystal articles | |
| JP2782340B2 (ja) | 単結晶合金およびその製造方法 | |
| CN102002612A (zh) | 镍基超合金及其制品 | |
| JPH0672296B2 (ja) | 耐クリープ性の高い単結晶合金の製法 | |
| JPS6254866B2 (no) | ||
| KR20140126677A (ko) | 철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금 | |
| NO165930B (no) | Framgangsmaate for smiing av superlegeringer. | |
| EP0150917B1 (en) | Single crystal nickel-base alloy | |
| US3567526A (en) | Limitation of carbon in single crystal or columnar-grained nickel base superalloys | |
| CN105543568B (zh) | 一种含铂无铼镍基单晶高温合金及其制备方法和应用 | |
| NO148523B (no) | Varmebehandlet gjenstand av en nikkelsuperlegering og fremgangsmaate til fremstilling av samme | |
| US20080240972A1 (en) | Low-density directionally solidified single-crystal superalloys | |
| EP2913416B1 (en) | Article and method for forming an article | |
| US20040042927A1 (en) | Reduced-tantalum superalloy composition of matter and article made therefrom, and method for selecting a reduced-tantalum superalloy | |
| JPH0456099B2 (no) | ||
| NO175875B (no) | ||
| US4976791A (en) | Heat resistant single crystal nickel-base super alloy | |
| NO794105L (no) | Gjenstand av varmebehandlet enkeltkrystall av superlegeringer og fremgangsmaate til fremstilling av samme | |
| KR100224950B1 (ko) | 공업용 가스터어빈 고온단부품 | |
| CN112342440A (zh) | 一种定向凝固镍基高温合金 |