[0001] La présente invention a pour objet des compositions de superalliages base nickel
élaborés par Métallurgie des Poudres (MdP) pour disques de turboréacteurs pouvant
fonctionner dans un domaine de température allant jusqu'à 750°C sous un chargement
mécanique sévère et pour des durées de vie de plusieurs dizaines de milliers d'heures.
[0002] Ces pièces nécessitent l'emploi de matériaux homogènes de densité modérée qui doivent
satisfaire un certain nombre de critères concernant des propriétés mécaniques telles
que : traction, fluage, fatigue oligocyclique et résistance à la propagation des fissures
jusqu'à 750°C.
[0003] Les superalliages élaborés par MdP peuvent répondre à des applications hautes températures
mais peuvent ne pas présenter une stabilité structurale suffisante pour une utilisation
prolongée. En cours d'utilisation et pour des températures supérieures à 650°C, des
phases fragilisantes dites phases TCP (Topologically Close-Packed), précipitent et
détériorent les propriétés mécaniques de l'alliage. Par exemple sur la figure 1, le
diagramme T.T.T. (Temps-Température-Transformation) d'un superalliage A à base nickel
conforme à EP-A-0237.378 montre que pour le domaine de température compris entre 600
et 850°C, les phases fragilisantes apparaissent dans la zone 1 d'autant plus tôt que
la température d'utilisation du matériau est élevée. La zone 2 délimite les conditions
d'apparition de précipités de carbures intergranulaires influant également sur l'instabilité
de l'alliage. Des résultats de fluage avec allongement de 0,2 % sont représentés sur
la figure 2 où les courbes 1 et 2 sont les enveloppes des points obtenus à des températures
comprises entre 650°C et 750°C en reportant les valeurs de contrainte en MPa par rapport
au coefficient m de LARSON-MILLER où T représente la température en Kelvin, t le temps
en heure pour un alliage A vieilli à 700°C pendant 2000 heures et les courbes 3 et
4 sont les enveloppes des points obtenus sur l'alliage A à l'état non vieilli. Ces
résultats montrent que le temps de fluage pour atteindre 0,2 % d'allongement plastique
est alors jusqu'à 10 fois plus faible que pour le matériau non vieilli. Il est donc
clair que pour des applications telles que des disques de turboréacteurs, fonctionnant
à des températures élevées (>700°C) pendant plusieurs dizaines de milliers d'heures,
il est indispensable d'utiliser des superalliages stables dans tout le domaine d'application
visé.
[0004] Les superalliages base nickel présentent généralement une structure composée de deux
phases :
- une phase austénitique gamma à composition à base de Ni, enrichie en Co et durcie
principalement par des éléments en solution solide tels que Mo, Cr, W ;
- une phase intermétallique gamma-prime dispersée, durcissante, de type Ni3Al dans laquelle principalement Co et Cr peuvent se substituer à Ni alors que Ti et
Nb se substituent préférentiellement à Al.
[0005] Le niveau de caractéristiques mécaniques et de stabilité requis peut être obtenu
en intervenant sur les modes de durcissement des deux phases ce qui conduit à spécifier
les teneurs de chacun des éléments.
[0006] Pour améliorer la stabilité des superalliages ou pour les rendre thermodynamiquement
plus stables, il faut agir sur la composition chimique de la phase gamma.
Un superalliage à base de nickel présentant de bonnes propriétés mécaniques à chaud
de tenue en traction, en fluage et en résistance à la fissuration dans de bonnes conditions
de stabilité microstructurale et répondant aux conditions énoncées ci-dessus présente
une composition chimique en pourcentages pondéraux qui appartient au domaine suivant
:
Co 14,5 à 15,5 ; Cr 12 à 15 ; Mo 2 à 4,5 ; W 0 à 4,5 ;
Al 2,5 à 4 ; Ti 4 à 6 ;
Hf inférieur ou égal à 0,5 ; C 100 à 300ppm ; B 100 à 500ppm; Zr 200 à 700 ppm et
Ni complément à 100 ; de plus,
la somme des concentrations atomiques en éléments gamma-prime-gènes (Al + Ti + Hf)
dans l'alliage est comprise entre 11,5 et 14,5 %, bornes comprises, correspondant
à une fraction volumique de phase gamma-prime estimée à une valeur comprise entre
40 et 58 %, la somme des concentrations atomiques en éléments gamma-gènes (Mo + W
+ Cr) dans l'alliage est comprise entre 14,5 et 19 %, bornes comprises, et une valeur
calculée du critère de stabilité est située entre 0,900 et 0,915, bornes comprises,
de manière à assurer une excellente stabilité microstructurale dans un domaine de
température allant jusqu'à 800°C.
[0007] L'invention sera mieux comprise et les avantages précisés à l'aide de la description
qui va suivre de la justification des principaux choix de composition et des exemples
de réalisation, en référence aux figures annexées sur lesquelles :
- la figure 1 représente le diagramme T.T.T. (Temps-Température-Transformation) d'un
superalliage A connu et a été précédemment décrite ;
- la figure 2 précédemment décrite représente un diagramme des résultats de résistance
au fluage à 0,2 % d'allongement de l'alliage A connu antérieur pour un état standard
et pour un état standard plus vieilli ;
- la figure 3 représente un diagramme de positionnement des compositions atomiques des
alliages de l'invention par rapport à celles d'alliages connus antérieurs ;
- la figure 4 montre une microphotographie de la microstructure de l'alliage antérieur
A connu, à l'état traité standard ;
- la figure 5 montre une microphotographie de l'alliage A pour un état traité plus vieilli
à 750°C pendant 500 heures ;
- les figures 6 et 7 montrent des microphotographies analogues à celles des figures
4 et 5 représentant les microstructures d'un alliage conforme à l'invention, respectivement
à l'état traité et à l'état traité plus vieilli.
SPECIFICATIONS EN Al, Ti, Nb, Hf : ELEMENTS GAMMA-PRIME-GENES
[0008] La phase gamma-prime, dans laquelle se concentrent les éléments gamma-prime-gènes,
exerce un rôle prépondérant sur la tenue mécanique des superalliages tant au niveau
du durcissement, du fait de l'interaction entre les phases gamma et gamma-prime, de
l'homogénéité de la déformation que de celui de l'interaction avec l'environnement
puisque cette phase constitue une source privilégiée d'aluminium. La fraction volumique
de phase gamma-prime dans un superalliage est donc un paramètre important qu'il est
facile de faire varier en jouant sur la teneur en éléments gamma-prime-gènes : Al,
Ti, Nb, Hf.
[0009] Pour les alliages de l'invention, la fraction volumique de phase gamma-prime a été
fixée à une valeur comprise entre 0,40 et 0,58, ceci est obtenu en prenant une somme
des concentrations pondérales dans l'alliage en éléments gamma-prime-gènes (Al + Ti
+ Nb + Hf) comprise entre 8 et 10%, correspondant à une somme des concentrations atomiques
dans l'alliage comprise entre 11,5 et 14,5%.
[0010] L'invention prévoit également des teneurs en Al et Ti telles que leur rapport Ti/Al
soit compris entre 1,3 et 2,4 (calculé en % pondéral). En effet la substitution du
titane à l'aluminium est connue pour favoriser le durcissement de la phase gamma-prime
au-delà de 650°C, mais elle doit être limitée car au-delà d'une certaine fraction
de titane dans la phase gamma-prime, celle-ci se transforme d'une phase de type Ni
3Al en une phase de type Ni
3Ti non renforçante.
[0011] L'introduction de Nb dans les alliages de l'invention n'a pas été retenue, malgré
l'effet favorable de cet élément sur la limite d'élasticité, car il possède par ailleurs
un effet défavorable sur la résistance à la fissuration en fatigue-fluage à partir
de 650°C, comme le montrent les résultats détaillés plus loin.
SPECIFICATIONS EN Co
[0012] Le cobalt est un élément qui se partage assez équitablement entre les phases gamma
et gamma-prime et avec toutefois un avantage en faveur de la phase gamma-prime, sa
concentration pondérale pour tous les alliages de l'invention a été fixée à environ
15 %. Cette teneur est un bon compromis permettant de bénéficier des avantages apportés
par la présence de cobalt dans les superalliages, en particulier son influence favorable
pour la résistance en fluage, tout en limitant son influence défavorable par rapport
à celle du nickel sur la stabilité microstructurale de l'alliage. Par exemple l'alliage
Nimonic 80A (Ni-19,5Cr - 1,4Al-2,4Ti) qui ne contient pas de cobalt atteint en fluage-rupture
à 760°C, une durée de vie de 1000 heures sous une contrainte de 160 MPa, alors que
pour le Nimonic 90 (Ni-19,5Cr - 16,5Co-1,5Al-2,5Ti) contenant 16,5 % de cobalt, la
contrainte nécessaire pour obtenir à la même température, la même durée de vie, est
égale à 205 MPa (réf. C. T. SIMS, Norman S. Stoloff, W.C Hagel, Superalloys II, édité
par John Wiley & Sons, New York, 1987,p. 594 et 596).
SPECIFICATIONS EN Cr, Mo, W : ELEMENTS GAMMA GENES
[0013] Le chrome en se concentrant préférentiellement dans la phase gammajoue un rôle essentiel
pour la résistance de l'alliage aux effets de l'environnement à haute température.
[0014] La teneur en chrome des alliages de l'invention a été déterminée de manière à introduire
une concentration de 25% atomique de Cr dans la phase gamma,la concentration atomique
en chrome C
cr dans l'alliage étant définie par rapport à la fraction atomique de phase gamma par
la relation :
[0015] Les concentrations dans l'alliage en Mo ou en (Mo + W) ont été ajustées afin que
la composition de la matrice ne puisse provoquer la formation de phase fragilisante
TCP de type a. La méthode de calcul New-Phacomp basée sur le calcul des structures
électroniques et proposée par Morinaga & all, (ref M. Morinaga, N. Yukawa H. Adachi,
H. Ezaki, TMS-AIME, Warrendale, PA, 1984,p.525) a été utilisée à cette fin. Elle est
caractérisée par l'utilisation d'un critère de stabilité désigné sous le terme de
Md et dont le calcul est explicité au paragraphe suivant. Pour les alliages de l'invention
la valeur calculée du critère de stabilité Md est toujours comprise entre 0,900 et
0,915 ou égale à l'une de ces deux valeurs. Les concentrations en Mo ou en (Mo + W)
ont donc été ajustées de manière à ce que la valeur du Md n'excède pas les valeurs
de la fourchette fixée.
[0016] Le tableau I et Ibis ci-après donnent les compositions respectivement en pourcentages
pondéraux et en pourcentages atomiques des alliages connus antérieurs A, B, C, D,
E,F, G et des alliages conformes à l'invention NR3, NR4 et NR6, le complément à 100
étant Ni :
[0017] L'alliage A précédemment cité est conforme à EP-A-0 237 378.
[0018] L'alliage B est connu sous la désignation commerciale RENE 95
[0019] L'alliage C est connu sous la désignation commerciale ASTROLOY
[0020] L'alliage D est connu sous la désignation commerciale U720
[0021] L'alliage E est connu sous la désignation commerciale RENE 88
[0022] L'alliage F est connu sous la désignation commerciale MERL 76
[0023] L'alliage G est connu sous la désignation commerciale IN 100
[0024] Les alliages H, I, et J sont conformes à US-A- 3.147.155
[0025] L'alliage K est conforme à WO-A-94.13849
CRITERE DE STABILITE
[0026] Afin de comparer entre eux différents superalliages, il est possible de les afficher
dans un diagramme simplifié reporté sur la figure 3 qui représente en ordonnée la
somme des concentrations atomiques en éléments gamma-prime-gènes (% atomique Al +
Ti + Nb + Hf) et en abscisse la somme des concentrations atomiques en éléments gamma-gènes
(% atomique Cr + Mo + W). De plus à partir:
- des valeurs des coefficients de partage Hi, récapitulées dans le tableau ci-après
et utilisées pour les calculs des compositions C
i gamma et C
i gamma-prime, respectivement concentrations atomiques de l'élément i dans la phase
gamma et dans la phase gamma-prime,
- de la relation qui lie la concentration atomique Ci de l'élément i dans l'alliage
aux concentrations de cet élément i dans la phase gamma, Ci gamma et dans la phase
gamma-prime, Ci gamma-prime,
où F est la fraction atomique de phase gamma-prime dans l'alliage,
on calcule le critère de stabilité Md défini comme suit :
|
Ni |
Co |
Cr |
Mo |
W |
Al |
Ti |
Hf |
Nb |
Mi |
58,7 |
58,9 |
52 |
95,9 |
183,9 |
27 |
47,9 |
178,5 |
92,9 |
Mdi |
0,717 |
0,777 |
1,142 |
1,150 |
1,655 |
1,900 |
2,271 |
3,02 |
2,117 |
Hi |
1,28 |
0,345 |
0,133 |
0,314 |
0,833 |
4,06 |
10,31 |
20 |
20 |
avec
- M
i masse atomique de l'élement i,
- Md
i valeur des Md élémentaires affectées à chacun des éléments majeurs entrant dans la
composition des superalliages,
- Md
i valeur des Md élémentaires affectées à chacun des éléments majeurs entrant dans la
composition des superalliages,
- H
i valeurs des coefficients de partage utilisées pour les calculs des compositions des
phases gamma et gamma-prime (H
i>1 pour éléments gamma-prime-gènes et H
i<1 pour éléments gamma-gènes).
[0027] Il est donc possible d'attribuer une valeur du critère de stabilité Md, à chacun
des alliages du diagramme de la figure 3, comme indiqué ci-après :
Alliage |
A |
B |
C |
D |
E |
F |
G |
Md |
0,935 |
0,914 |
0,926 |
0,921 |
0,928 |
0,947 |
0,935 |
NR3 |
NR4 |
NR6 |
H |
I |
J |
K |
0,909 |
0,915 |
0,906 |
0,9327 |
0,09265 |
0,9538 |
0,8969 |
[0028] Pour une valeur de teneur pondérale de Co fixée à 15%, le domaine correspondant aux
valeurs du critère Md comprises entre 0,900 et 0,915 est schématiquement situé entre
deux droites dans le diagramme de la figure 3 et les alliages de l'invention se situent
dans ce domaine, bornes comprises.
MISE EN OEUVRE DES MATERIAUX - EXEMPLES - RESULTATS D'ESSAIS
[0030] Les alliages de l'invention ont été élaborés par Métallurgie des poudres. La mise
en oeuvre de ce type d'alliages s'est déroulée en plusieurs étapes, de la façon suivante
:
- pulvérisation par électrode tournante
- filage
- traitement thermique de mise en solution qui se compose d'une première étape à une
température supérieure au solvus gamma-prime (solvus gamma-prime + 5 à 10°C), suivie
d'une deuxième étape à une température de 20 à 25°C inférieure à la précédente,
- traitement de vieillissement : 700°C - 24 Heures + 800°C, 4 heures.
Tous les essais mécaniques réalisés dans le cadre de l'invention l'ont été sur des
éprouvettes refroidies à la vitesse de 100°C/mn après la mise en solution. Cette vitesse
correspond à une vitesse de refroidissement moyenne de pièces susceptibles d'être
réalisées en un alliage conforme à celui de l'invention.
Pour chaque nuance, des essais mécaniques sur éprouvettes ont été menés à 750°C.
Le tableau II ci-après récapitule les résultats obtenus lors des essais de traction
à 750°C avec R, résistance maximale en traction, R 0,2 % limite élastique conventionnelle
pour un allongement de 0,2 % et A allongement à la rupture.
TABLEAU II
Alliage |
Traitement thermique |
Traction à 750°C |
|
|
R (MPa) |
R 0,2% (MPa) |
A (%) |
A |
|
|
1005 |
19,7 |
A |
1200°C/1h + 700°C/24h + 800°C/4h |
1178 |
1001 |
11,5 |
E |
|
1075 |
840-3s |
|
|
|
1170 |
980moy |
|
B |
|
1100 |
830-3s |
|
|
|
1180 |
1000moy |
3%∼ |
C |
|
900 |
750-3s |
3% |
|
|
1020 |
850moy |
8% |
NR3 |
1210°C/16h+1190°C/1h+700°C/24h + 800°C/4h |
1097 |
969 |
21 |
NR4 |
1185°C/1h+1160°C/1h+700°C/24h + 800°C/4h |
1109 |
961 |
12,2 |
NR6 |
1185°C C/1h+1160°C/1h+700°C/24h + 800°C/4h |
1111 |
960 |
16,1 |
[0031] Le tableau III ci-après récapitule les résultats obtenus lors des essais de fluage
lisse à 750°C sous une charge de 600MPa.
[0032] Avec t 0,2 % temps de maintien en heures, pour atteindre une déformation plastique
de 0,2% ; t
r temps de maintien en heures pour atteindre la rupture et A % allongement à la rupture
TABLEAU III
FLUAGE LISSE A 750°C SOUS 600 MPa |
|
t 0,2% |
tr |
A % |
A |
9 |
109 |
6,8 |
A |
25 |
59 |
1 |
C |
2 |
34 |
|
|
(15) |
(100) |
|
B |
1/2 |
5 |
|
|
(5) |
(20) |
|
E |
3 |
50 |
|
|
(30) |
(70) |
|
NR3 |
38 |
180 |
3,9 |
NR6 |
20 |
149 |
10,9 |
[0033] Le tableau IV ci-après récapitule les résultats obtenus lors des essais de propagation
de fissures à l'air en fatigue fluage à 750°C réalisés après préfissuration à 650°C
sous une fréquence de 20Hz, le cycle de propagation étant le suivant : montée en charge
10s - temps de maintien de 300s à charge maximale décharge en 10s sous un rapport
des charges de 0,05, avec différentes valeurs de Delta K initial, exprimant la variation
initiale du facteur d'intensité de contrainte.
TABLEAU IV
ALLIAGE |
CONTRAINTE INITIALE (MPa) |
LONGUEUR DE FISSURE INITIALE (mm) |
FATIGUE-FLUAGE A 750°C NOMBRE DE CYCLES AVANT RUPTURE |
C |
142 |
5 |
27 |
A |
166 |
5 |
34 |
NR3 |
172 |
5,22 |
150 |
NR4 |
179 |
5,54 |
530 |
NR6 |
168 |
5 |
510 |
Les résultats montrent que les superalliages de l'invention permettent de parvenir
à un ensemble optimal de propriétés mécaniques à chaud conciliant de bons résultats
en résistance à la propagation de fissure et en traction et en fluage par rapport
aux alliages connus antérieurs.
L'état microstructural de l'alliage A et des alliages de l'invention a été caractérisé
à l'état traité standard et à l'état traité-vieilli (état traité standard + traitement
thermique de vieillissement à 750°C pendant 500 heures), par des observations en microscopie
électronique à balayage sur des échantillons non attaqués et examinés à l'aide du
contraste en électrons rétro-diffusés. La figure 4 est représentative de la microstructure
de l'alliage A, à l'état traité standard et la figure 5 de la microstructure observée
à l'état traité vieilli. Le vieillissement provoque sur cet alliage, une précipitation
principalement intergranulaire, jugée responsable de l'évolution défavorable de certaines
propriétés mécaniques comme la résistance au fluage. Au contraire pour les alliages
de l'invention, la microstructure n'évolue sensiblement pas au cours du traitement
de vieillissement, comme en témoignent les figures 6 et 7 relatives respectivement
à l'état traité standard et à l'état traité-vieilli de l'alliage NR3.
La mise en oeuvre sur pièces peut comporter après l'opération de filage une opération
de forgeage isotherme, et en variante, le traitement thermique peut comporter une
étape de mise en solution à une température inférieure de 5 à 50°C au solvus gamma-prime
de l'alliage.
1. Superalliage à matrice à base de nickel présentant de bonnes propriétés mécaniques
à chaud de tenue en traction, en fluage et en résistance à la fissuration, pour lequel
la composition chimique en pourcentages pondéraux appartient au domaine suivant :
Co |
14,5 à 15,5 |
Cr |
12 à 15 |
Mo |
2 à 4,5 |
W |
0 à 4,5 |
Al |
2,5 à 4 |
Ti |
4 à 6 |
Hf |
Inférieur ou égal à 0,5 |
C |
100 à 300 ppm |
B |
100 à 500 ppm |
Zr |
200 à 700 ppm |
Ni |
complément à 100, |
la somme des concentrations atomiques en éléments gamma-prime-gènes (Al+Ti+Hf) dans
l'alliage est comprise entre 11,5 et 14,5%, bornes comprises, correspondant à une
fraction volumique de phase gamma-prime estimée à une valeur comprise entre 40 et
58% et la somme des concentrations atomiques en éléments gamma-gènes
(Mo + W + Cr) dans l'alliage, est comprise entre 14,5 et 19%, bornes comprises et
une valeur calculée du critère de stabilité Md, tel que défini dans la description,
est située entre 0,900 et 0,915, bornes comprises, de manière à assurer une excellente
stabilité microstructurale dans un domaine de température allant jusqu'à 800°C.
2. Superalliage à matrice à base de nickel selon la revendication 1 caractérisé par la
condition particulière ci-après, relative au rapport entre la concentration pondérale
en titane et la concentration pondérale en aluminium des alliages:
3. Superalliage à matrice à base de nickel selon la revendication 2 caractérisée par
la condition particulière ci-après, en pourcentage pondéral :
- concentration atomique de Cr dans l'alliage déterminée de manière à obtenir une
concentration en chrome de 25% atomique dans la phase gamma de l'alliage.
4. Superalliage à matrice à base de nickel selon la revendication 3 caractérisé par les
teneurs particulières ci-après, en pourcentages pondéraux :
Co |
14,9 |
Cr |
12,5 |
Mo |
3,55 |
Al |
3,6 |
Ti |
5,5 |
Hf |
0,3 |
C |
0,02 |
B |
0,01 |
Zr |
0,05 |
5. Superalliage à matrice à base de nickel selon la revendication 3 caractérisée par
les teneurs particulières ci-après, en pourcentages pondéraux :
Co |
15,3 |
Cr |
13,9 |
Mo |
2,2 |
W |
3,7 |
Al |
2,9 |
Ti |
4,6 |
Hf |
0,3 |
C |
0,02 |
B |
0,01 |
Zr |
0,06 |
6. Superalliage à matrice à base de nickel selon la revendication 3 caractérisé par les
teneurs particulières ci-après, en pourcentages pondéraux :
Co |
14,8 |
Cr |
14,4 |
Mo |
4,6 |
Al |
2,5 |
Ti |
5,8 |
Hf |
0,4 |
C |
0,02 |
B |
0,03 |
Zr |
0,05 |
7. Superalliage à base de nickel selon l'une quelconque des revendications précédentes
caractérisé en ce qu'il est élaboré à l'aide de techniques de mise en oeuvre à partir
de poudres.
8. Superalliage à base de nickel selon la revendication 7 caractérisé en ce qu'il est
mis en forme par filage, forgeage istotherme et traitement thermique comportant une
étape de mise en solution à une température supérieure de 5 à 10°C au solvus gamma-prime
de l'alliage.
9. Superalliage à base de nickel selon l'une des revendications 7 ou 8caractérisé en
ce qu'il est mis en forme par filage, forgeage isotherme et traitement thermique comportant
une étape de mise en solution à une température inférieure de 5 à 50°C au solvus gamma-prime
de l'alliage
1. Nickel-based matrix superalloy exhibiting good high-temperature mechanical properties
of tensile strength, creep and cracking resistance, for which the chemical composition
in percentage by weight lies within the following range:
Co |
14.5 to 15.5 |
Cr |
12 to 15 |
Mo |
2 to 4.5 |
W |
0 to 4.5 |
Al |
2.5 to 4 |
Ti |
4 to 6 |
Hf |
less than or equal to 0.5 |
C |
100 to 300 ppm |
B |
100 to 500 ppm |
Zr |
200 to 700 ppm |
Ni |
complement to 100, |
the sum of the atomic concentrations of gamma-prime-forming elements (Al + Ti + Hf)
in the alloy lies between 11.5 and 14.5% inclusive, corresponding to a gamma-prime
phase volume fraction estimated at a value lying between 40 and 58% and the sum of
the atomic concentrations of gamma-forming elements (Mo + W + Cr) in the alloy lies
between 14.5 and 19% inclusive, and a calculated value of the stability criterion
Md, as defined in the description, lies between 0.900 and 0.915 inclusive, so as to
ensure excellent microstructural stability in a temperature range going up to 800°C.
2. Nickel-based matrix superalloy according to Claim 1, characterised by the special
condition below, relating to the ratio between the concentration by weight of titanium
and concentration by weight of aluminium in the alloys:
3. Nickel-based matrix superalloy according to Claim 2, characterised by the special
condition below, in terms of percentage by weight,
- atomic concentration of Cr in the alloy determined in such a way as to obtain a
concentration of chromium of 25% atomic in the gamma phase of the alloy.
4. Nickel-based matrix superalloy according to Claim 3, characterised by the particular
contents below, in percentages by weight:
Co |
14.9 |
Cr |
12.5 |
Mo |
3.55 |
Al |
3.6 |
Ti |
5.5 |
Hf |
0.3 |
C |
0.02 |
B |
0.01 |
Zr |
0.05 |
5. Nickel-based matrix superalloy according to Claim 3, characterised by the particular
contents below, in percentages by weight:
Co |
15.3 |
Cr |
13.9 |
Mo |
2.2 |
W |
3.7 |
Al |
2.9 |
Ti |
4.6 |
Hf |
0.3 |
C |
0.02 |
B |
0.01 |
Zr |
0.06 |
6. Nickel-based matrix superalloy according to Claim 3, characterised by the particular
contents below, in percentages by weight:
Co |
14.8 |
Cr |
14.4 |
Mo |
4.6 |
Al |
2.5 |
Ti |
5.8 |
Hf |
0.4 |
C |
0.02 |
B |
0.03 |
Zr |
0.05 |
7. Nickel-based superalloy according to any one of the preceding claims, characterised
in that it is produced using implementation techniques based on powders.
8. Nickel-based superalloy according to Claim 7, characterised in that it is shaped by
extrusion, isothermal forging and heat treatment including a stage of entry into solution
at a temperature 5 to 10°C above the gamma-prime solvus of the alloy.
9. Nickel-based superalloy according to one of Claims 7 and 8 characterised in that it
is shaped by extrusion, isothermal forging and heat treatment including a stage of
entry into solution at a temperature 5 to 50°C below the gamma-prime solvus of the
alloy.
1. Superlegierung aufNickelbasis mit Matrix mit guten mechanischen Eigenschaften der
Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit und Reißfestigkeit bei hohen Temperaturen, bei
der die chemische Zusammensetzung in Gewichtsanteilen in den folgenden Bereich fällt:
Co |
14,5 bis 15,5 |
Cr |
12 bis 15 |
Mo |
2 bis 4,5 |
W |
0 bis 4,5 |
Al |
2,5 bis 4 |
Ti |
4 bis 6 |
Hf |
kleiner oder gleich 0,5 |
C |
100 bis 300 ppm |
B |
100 bis 500 ppm |
Zr |
200 bis 700 ppm |
Ni |
insgesamt bis 100, |
bei der die Summe der Atomkonzentrationen an Gamma-Strich-Bildner-Elementen (Al +
Ti + Hf) in der Legierung zwischen 11,5 und 14,5 % beträgt, Grenzwerte eingeschlossen,
was einem auf einen Wert von 40 bis 58 % geschätzten Volumenanteil der Gamma-Strich-Phase
entspricht, und bei der die Summe der Atomkonzentrationen an Gamma-Bildner-Elementen
(Mo + W + Cr) in der Legierung zwischen 14,5 und 19 % beträgt, Grenzwerte eingeschlossen,
und ein berechneter Wert für das Stabilitätskriterium Md, wie in der Beschreibng definiert,
zwischen 0,900 und 0,915 beträgt, Grenzwerte eingeschlossen, so daß eine ausgezeichnete
Mikrostruktur-Beständigkeit in einem Temperaturbereich von bis zu 800 °C gewährleistet
ist.
2. Superlegierung auf Nickelbasis mit Matrix nach Anspruch 1,
gekennzeichnet durch die folgende besondere Beschaffenheit hinsichtlich des Verhältnisses zwischen der
Gewichtskonzentration an Titan und der Gewichtskonzentration an Aluminium in den Legierungen:
3. Superlegierung auf Nickelbasis mit Matrix nach Anspruch 2,
gekennzeichnet durch die folgende besondere Beschaffenheit in Gewichtsanteil:
- Atomkonzentration von Cr in der Legierung, die dergestalt bestimmt ist, daß in der
Gamma-Phase der Legierung eine Chrom-Atomkonzentration von 25 % erreicht wird.
4. Superlegierung auf Nickelbasis mit Matrix nach Anspruch 3,
gekennzeichnet durch die folgenden besonderen Gehalte in Gewichtsanteilen:
Co |
14,9 |
Cr |
12,5 |
Mo |
3,55 |
Al |
3,6 |
Ti |
5,5 |
Hf |
0,3 |
C |
0,02 |
B |
0,01 |
Zr |
0,05 |
5. Superlegierung aufNickelbasis mit Matrix nach Anspruch 3,
gekennzeichnet durch die folgenden besonderen Gehalte in Gewichtsanteilen:
Co |
15,3 |
Cr |
13,9 |
Mo |
2,2 |
W |
3,7 |
Al |
2,9 |
Ti |
4,6 |
Hf |
0,3 |
C |
0,02 |
B |
0,01 |
Zr |
0,06 |
6. Superlegierung auf Nickelbasis mit Matrix nach Anspruch 3,
gekennzeichnet durch die folgenden besonderen Gehalte in Gewichtsanteilen:
Co |
14,8 |
Cr |
14,4 |
Mo |
4,6 |
Al |
2,5 |
Ti |
5,8 |
Hf |
0,4 |
C |
0,02 |
B |
0,03 |
Zr |
0,05 |
7. Superlegierung auf Nickelbasis nach einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß sie mit Techniken der Verhüttung aus Pulvern erschmolzen wird.
8. Superlegierung aufNickelbasis nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß sie durch Strangpressen, Isothermschmieden und Wärmebehandlung mit einem Arbeitsschritt
des Auflösens bei einer Temperatur, die um 5 bis 10 °C über dem Gamma-Strich-Lösungspunkt
der Legierung liegt, geformt wird.
9. Superlegierung aufNickelbasis nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß sie durch Strangpressen, Isothermschmieden und Wärmebehandlung mit einem Arbeitsschritt
des Auflösens bei einer Temperatur, die um 5 bis 50 °C unter dem Gamma-Strich-Lösungspunkt
der Legierung liegt, geformt wird.