Wärmebehandlungsverfahren für Werk stoffkörper aus Nickel-Basis-Superlegierungen

Beschreibung

Technisches Gebiet

[0001] Die Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis-Superlegierungen nach dem Oberbegriff des ersten Anspruches.

Stand der Technik

[0002] Derartige Wärmebehandlungsverfahren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis-Superlegierungen sind bekannt aus US 4,643,782. Dort werden Nickel-Basis-Superlegierungen mit dem Handelsnamen "CMSX" beschrieben, aus denen im Gussverfahren Einkristall-Komponenten hergestellt werden können, insbesondere Schaufeln für Gasturbinen. Eine solche Nickel-Basis-Superlegierungen mit der Bezeichnung "CMSX-4" setzt sich im wesentlichen zusammen aus (in Gew.-%): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, Rest Nickel.
Diese Nickel-Basis-Superlegierungen werden gemäss der US 4,643,782 einer Wärmebehandlung unterworfen um die γ'-Phase und das γ/γ'-Eutektikum zu lösen und in einen Alterungsprozess reguläre γ'-Ausscheidungen zu erzeugen.

[0003] Durch zu hohe Spannungen beim Gussprozess zwischen Form und Gussteil kann es jedoch nach dem Lösungsglühen der Gussteile zu unkontrollierbaren Rekristallisationen kommen, was bei der Produktion zu hohen Ausschussraten führt. Weiter entsteht aufgrund der geringen Abkühlraten im Einkristall-Gussverfahren eine grobe y'-Struktur im Gussteil, verglichen mit herkömmlichen Gussteilen. Die dentritische Segregation im Einkristall-Gussverfahren ist zudem stärker, was zu einer tieferen Phasenstabilität führt. Deshalb wird eine gute Diffusions-Glühbehandlung benötigt, damit während der Benutzung, d.h der Alterung, des Einkristall-Gussteiles keine spröden Phasen ausgeschieden werden.

Darstellung der Erfindung

[0004] Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, bei einem Wärmebehandlungsverfahren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis-Superlegierungen der eingangs genannten Art eine homogene, stabile Struktur zu erzeugen die eine hohe Kriech-, Ermüdungsfestigkeit und gute Alterungseigenschaften aufweist.

[0005] Erfindungsgemäss wird dies durch die Merkmale des ersten Anspruches erreicht.

[0006] Kern der Erfindung ist es also, dass die Wärmebehandlung des Werkstoffkörpers folgende Schritte umfasst: Glühen bei 850°C bis 1100°C, erwärmen auf 1200°C, erwärmen von 1200°C auf 1300°C mit einer Aufheizrate kleiner gleich 1°C/min, einem mehrstufigen Homogenisierungs- und Lösungsprozess bei einer Temperatur 1300°C ≤ T ≤ 1315°C.

[0007] Die Vorteile der Erfindung sind unter anderem darin zu sehen, dass durch das Verfahren Versetzungsquellen geschlossen und damit die Erzeugung weiterer Versetzungen verhindert wird. Weiter wird eine Rekristallisation währen dem Aufheizprozess vermieden und die Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes forciert. Durch den mehrstufigen Homogenisierungs- und Lösungsprozess entsteht eine sehr gute Homogenisierung der Werkstoffkörper. Das verbleibende Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-% reicht aus um die Korngrenzen von Rekristallisationskörner zu pinnen.

[0008] Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung ergeben sich aus den Unteransprüchen.

Kurze Beschreibung der Zeichnung

[0009] In den Zeichnungen sind Schliffbilder von wärmebehandelten Proben der Legierung "CMSX-4" sowie ein Wärmebehandlungsverfahren dargestellt.
Es zeigen:

Fig. 1

eine Legierungsstruktur nach dem Homogenisierungs- und Lösungsprozess entsprechend dem erfindungsgemässen Wärmebehandlungsverfahren;

Fig. 2

durch Partikel des Resteutektikums gepinnte Rekristallisations-Korngrenzen;

Fig. 3

nadelförmige Ausscheidungen einer spröden, Re-Cr-reichen Phase, die Probe wurde bei Temperaturen unterhalb 1300°C lösungsgeglüht;

Fig. 4

eine schematische Darstellung eines erfindungsgemässen Wärmebehandlungsverfahren für eine einkristalline Schaufel.

Weg zur Ausführung der Erfindung

[0010] Aus der obengenannten Legierung "CMSX-4" wurden einkristalline Gussteile, insbesondere Schaufeln, für Gasturbinen hergestellt. Die Gussteile wurden dem folgenden Wärmebehandlungsverfahren unterworfen:

a) Die einkristalline Schaufel wurde während mindestens 2 Stunden bei 850 bis 1100°C spannungsarm geglüht, vorzugsweise während 1 bis 4 Stunden bei 930 bis 970°C, insbesondere bei etwa 950°C, und während 2 bis 20 Stunden bei 1030 bis 1070°C, insbesondere bei etwa 1050°C.
Die treibende Kraft von Rekristallisationsvorgängen sind Versetzungen, falls die Versetzungsdichte den kritischen Wert überschreitet. Das obenbeschriebene Spannungsarmglühen hat zum Ziel, Versetzungsquellen (wie beispielsweise Frank-Read-Quellen oder Eigenspannungskonzentrationen) zu schliessen, um die Erzeugung von weiteren Versetzungen zu verhindern. Dies ist nötig, um eine Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes im nachfolgenden Wärmebehandlungsschritt c) zu ermöglichen.
Das Spannungsarmglühen alleine reicht jedoch nicht aus, um eine Rekristallisation zu vermeiden, wenn die lokale Verformung im Material 3% überschreitet (Tabelle 1).

b) Danach wurde die einkristalline Schaufel auf 1200°C, mit einer Aufheizrate von 2 bis 20°C/min erhitzt, vorzugsweise beträgt die Aufheizrate 5°C/min.

c) Nachfolgend wurde die einkristalline Schaufel über die γ' Soliduskurve, d.h. von 1200 auf 1300°C mit einer Aufheizrate von weniger als 1°C/min erhitzt, vorzugsweise beträgt die Aufheizrate 0.5°C/min, mit dem Ziel einer Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes bevor die γ'-Phase aufgelöst wird.
Unterhalb einer Temperatur von 1200°C wird die Versetzungsbewegung durch die γ'-Partikel behindert und eine Rekristallisation ist unmöglich. Bei höheren Temperaturen, wenn die γ'-Phase gelöst wird, d.h. bei 1200 bis 1300°C für CMSX-4, stehen sich Rekristallisation von Körnern in den Gebieten mit den grössten Versetzungsdichten und Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes aufgrund der Bewegung der Versetzungen in Konkurrenz gegenüber. Mit einer geringen Aufheizrate von weniger als 1°C/min gewinnt die Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes aufgrund der Versetzungsbewegung Oberhand. Die Versuche haben gezeigt, dass bei höheren Aufheizraten die Rekristallisation bereits während des Aufheizprozesses beginnt.
Wird nur eine geringe Aufheizrate angewendet, d.h. wird das Spannungsarmglühen nach a) und der nachfolgende Wärmebehandlungsschritt d) weggelassen, tritt jedoch Rekristallisation auf, wenn die lokale Verformung im Material 3.5% überschreitet (Tabelle 1).

d) Danach folgt ein mehrstufiger Prozess im Temperaturbereich von 1300°C ≤ T ≤ 1315°C um die roh gegossene γ'-Phase zu homogenisieren und lösen, kombiniert mit einem Rest-Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-%. In Fig. 1 ist die homogenisierte und gelöste γ'-Phase mit Partikeln aus Resteutektikum abgebildet.
Dieser Homogenisierungs- und Lösungsprozess erfolgt vorzugsweise mit zwei Schritten: Glühen bei etwa 1300°C während etwa 2 Stunden und anschliessend bei etwa 1310°C während 6 bis 12 Stunden.
Das Wachstum von neuen Körnern während dem Lösungsglühen kann durch Partikel des verbleibende Eutektikums, durch die Temperatur und die Lösungszeit behindert werden. In der Fig. 2 ist eine durch das Resteutektikum gepinnte Korngrenze eines Rekristallisationskornes abgebildet. In der Tabelle 2 ist das erfindungsgemässe Wärmebehandlungsverfahren dem Verfahren nach US 4,643,782 gegenübergestellt.
In den nach der US 4,643,782 hergestellten Proben entsteht ein verbleibendes Eutektikum von 7 bis 8% und Rekristallisationskörnern von sehr kleinem Durchmesser (≈0.5mm). Durch das Lösungsglühen bei Temperaturen unterhalb 1300°C entsteht bei der Alterung oder der Benützung dieser Proben bei 1050°C jedoch eine spröde, Re-Cr-reiche Ausscheidung. In der Fig. 3 sind diese nadelförmigen, Re-Cr-reichen Ausscheidungen dargestellt. Diese spröde Ausscheidung hat schlechte Kriech- sowie Ermüdungseigenschaften zur Folge. Durch die Partikel des verbleibenden Eutektikums werden die Korngrenzen der Rekristallisationskörner gepinnt und so am Wachstum gehindert. Die üblicherweise an der Oberfläche der Probekörper entstehenden Rekristallisations-Kömer können während der Bearbeitung der Schaufeln abgetragen werden. Bei Schaufeln können die innerhalb der Schaufel, beispielsweise an den Kühlkanälen, auftretenden Rekristallisations-Körner vernachlässigt werden, da dort keine hohen Spannungen auftreten.
Mit der erfindungsgemässen Wärmebehandlung zwischen 1300°C ≤ T ≤ 1315°C wird eine geringe Versetzungsdichte, erzeugt durch das Spannungsarmglühen sowie den Annihilations-Prozess, viel weniger verbleibendes Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-% und eine viel bessere Homogenisierung erreicht. Aufgrund des vorgenannten kann durch viel weniger verbleibendes Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-% der gleiche Pinning-Effekt der Korngrenzen der Rekristallisationskömer erzielt werden, bei einer viel bessseren Homogenisation des Restkörpers.
Bei einem Lösungsglühprozess oberhalb 1315°C würde das gesamte γ'-Eutektikum gelöst, gefolgt von einer Rekristallisation der Komponenten, ohne einer Behinderung des Komwachstumes.

e) Danach wird die einkristalline Schaufel mit einem Strom aus Argon abgeschreckt.

[0011] In der Fig. 4 ist schematisch eine besonders vorteilhafte Ausführungsform des erfindungsgemässen Wärmebehandlungsverfahren dargestellt, indem die Zeit t gegen die Temperatur T aufgetragen ist. Die einkristalline Schaufel wird mit einer Aufheizgeschwindigkeit R1 = 10°C/min auf eine Temperatur T1 = 950°C aufgeheizt und bei T1 während 1 - 4 Stunden gehalten. Danach wird die einkristalline Schaufel mit einer Aufheizgeschwindigkeit R2 = 10°C/min auf eine Temperatur T2 = 1050°C aufgeheizt und bei T2 während 2 - 20 Stunden gehalten. Anschliessend wird die einkristalline Schaufel mit einer Aufheizgeschwindigkeit R3 = 10°C/min auf eine Temperatur T3 = 1200°C aufgeheizt. Die einkristalline Schaufel wird nun mit einer Aufheizgeschwindigkeit R4 = 0.5°C/min auf eine Temperatur T4 = 1300°C aufgeheizt und bei T4 während 2 Stunden gehalten. Danach wird die einkristalline Schaufel auf eine Temperatur T5 = 1310°C aufgeheizt und bei T5 während 6 - 12 Stunden gehalten und anschliessend mit einen Argonstrom abgeschreckt.

[0012] Selbstverständlich ist die Erfindung nicht auf das gezeigte und beschriebene Ausführungsbeispiel beschränkt. Das obenbeschriebenen Wärmebehandlungsverfahren kann auch auf andere Nickel-Basis-Superlegierungen mit einer ähnlichen Soliduslinie, Schmelztemperatur und γ'-Lösungs-Temperatur angewendet werden.

Tabelle 2:

Eigenschaften von sandgestrahlten Proben nach verschiedenen Lösungsbehandlungen und Alterung bei 1050°C
Wärmebehandlung von	Nach US 4,643,782 bei	Erfindungsgemäss bei
CMSX-4 Proben	T<1300°C	T>1300°C
Rekristallisation	keine	keine
spröde Ausscheidungen nach	Nadeln (Re-Cr-reich)	keine
1000h bei 1050°C	> 3 Vol.-%
Zeit bis 1% Kriechen bei	34	51
1000°C/260 MPa in h
LCF Test (Ermüdung bei	Δεtot = 0.8	Δεtot = 1.0
niedriger Lastspielzahl): Totale Dehnungsamplitude in %
bei 1000°C, 6%/min,
Ni2%=3000 Zyklen

Ansprüche

1. Wärmebehandlungsverfahren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis-Superlegierungen, insbesondere für Einkristalle aus Nickel-Basis-Superlegierungen,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Wärmebehandlung des Werkstoffkörpers folgende Schritte umfasst: Glühen bei 850°C bis 1100°C, erwärmen auf 1200°C, erwärmen von 1200°C auf 1300°C mit einer Aufheizrate kleiner gleich 1°C/min, einen mehrstufigen Homogenisierungs- und Lösungsprozess bei einer Temperatur 1300°C ≤ T ≤ 1315°C.

2. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Temperatur 930°C ≤ T ≤ 970°C während 1 bis 4 Stunden und bei einer Temperatur 1030°C ≤ T ≤ 1070°C während 2 bis 20 Stunden geglüht wird.

3. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Temperatur von etwa 950°C während 1 bis 4 Stunden und bei einer Temperatur von etwa 1050°C während 2 bis 20 Stunden geglüht wird.

4. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Körper von 1200°C and 1300°C mit einer Aufheizrate von etwa 0.5°C/min erwärmt wird.

5. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Homogenisierungs- und Lösungsprozess umfasst: Glühen bei etwa 1300°C während etwa 2 Stunden und anschliessend bei etwa 1310°C während 6 bis 12 Stunden.

6. Wärmebehandlungsverfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass ein Werkstoffkörper wärmebehandelt wird, der sich im wesentlichen zusammensetzt aus (in Gew.-%): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, Rest Nickel.

7. Wärmebehandlungsverfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
dadurch gekennzeichnet,
dass ein Werkstoffkörper wärmebehandelt wird, der eine annähernd gleiche Soliduslinie, Schmelztemperatur und y'-Lösungs-Temperatur aufweist wie ein Werkstoffkörper welcher sich im wesentlichen zusammensetzt aus (in Gew.-%): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, Rest Nickel.

Claims

1. Heat treatment process for material bodies made of nickel base superalloys, in particular for monocrystals made of nickel base superalloys, characterized in that the heat treatment of the material body comprises the following steps: annealing at 850°C to 1100°C, heating to 1200°C, heating from 1200°C to 1300°C at a heat-up rate of less than or equal to 1°C/min, and a multistage homogenization and dissolution process at a temperature of 1300°C ≤ T ≤ 1315°C.

2. Heat treatment process according to Claim 1, characterized in that annealing is carried out at a temperature of 930°C ≤ T ≤ 970°C for 1 to 4 hours and at a temperature of 1030°C ≤ T ≤ 1070°C for 2 to 20 hours.

3. Heat treatment process according to Claim 1 or 2, characterized in that annealing is carried out at a temperature of about 950°C for 1 to 4 hours and at a temperature of about 1050°C for 2 to 20 hours.

4. Heat treatment process according to Claim 1, characterized in that the body is heated from 1200°C to 1300°C at a heat-up rate of about 0.5°C/min.

5. Heat treatment process according to claim 1, characterized in that the homogenization and dissolution process comprises: annealing at about 1300°C for about 2 hours and then at about 1310°C for 6 to 12 hours.

6. Heat treatment process according to one of the preceding claims, characterized in that a material body is heat treated which is essentially composed of (in % by weight): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, remainder nickel.

7. Heat treatment process according to one of Claims 1 to 5, characterized in that a material body is heat treated which has an approximately identical solidus line, melting temperature and γ' dissolution temperature as a material body which is essentially composed of (in % by weight): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, remainder nickel.

Revendications

1. Procédé de traitement thermique pour corps en superalliages à base de nickel, en particulier pour cristaux uniques en superalliages à base de nickel, caractérisé en ce que le traitement thermique du corps comprend les étapes suivantes : recuit à une température de 850°C à 1100°C, chauffage à 1200°C, chauffage de 1200°C à 1300°C à raison d'une vitesse de chauffage inférieure ou égale à 1°C/minute, un processus d'homogénéisation et de mise en solution à plusieurs étapes à une température T telle que 1030°C ≤ T ≤ 1070°C.

2. Procédé de traitement thermique selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'on procède au recuit à une température T telle que 930°C ≤ T ≤ 970°C pendant 1 à 4 heures et à une température T telle que 1030°C ≤ T ≤ 1070°C pendant 2 à 20 heures.

3. Procédé de traitement thermique selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que l'on procède au recuit à une température d'environ 950°C pendant 1 à 4 heures et à une température d'environ 1050°C pendant 2 à 20 heures.

4. Procédé de traitement thermique selon la revendication 1, caractérisé en ce que le corps est chauffé à une température de 1200°C à 1300°C à une vitesse de chauffage d'environ 0,5°C/minute.

5. Procédé de traitement selon la revendication 1, caractérisé en ce que le processus d'homogénéisation et de mise en solution comprend : recuit à une température d'environ 1300°C pendant environ 2 heures et ensuite à une température d'environ 1310°C pendant 6 à 12 heures.

6. Procédé de traitement thermique selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce que l'on procède au traitement thermique d'un corps qui se compose pour l'essentiel (% en poids) de 9,3-10,0 de Co, 6,4-6,8 de Cr, 0,5-0,7 de Mo, 6,2-6,6 de W, 6,3-6,7 de Ta, 5,45-5,75 d'Al, 0,8-1,2 de Ti, 0,07-0,12 de Hf, 2,8-3,2 de Re, le restant étant du nickel.

7. Procédé de traitement thermique selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que l'on procède au traitement thermique d'un corps, qui présente une ligne de solidus, une température de fusion et une température de mise en solution γ' approximativement similaires à celles d'un corps qui se compose pour l'essentiel (% en poids) de 9,3-10,0 de Co, 6,4-6,8 de Cr, 0,5-0,7 de Mo, 6,2-6,6 de W, 6,3-6,7 de Ta, 5,45-5,75 d'Al, 0,8-1,2 de Ti, 0,07-0,12 de Hf, 2,8-3,2 de Re, le restant étant du nickel.

Zeichnung