DE3242607A1 - Superlegierungsmaterial auf nickelbasis, sowie verfahren zur herstellung - Google Patents

Description

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United Technologies Corp. Hartford, Ct. V. St. A.

DE 79

Superlegierungsmaterial auf Nickelbasis, sowie Verfahren zur Herstellung

32426G7

Beschreibung

Die Erfindung betrifft Superlegierungsgegenstände auf Nickelbasis mit langgestreckten ausgerichteten bzw. säulenförmigen Körnern kontrollierter Orientierung, sowie Verfahren zur Herstellung derartiger Gegenstände.

Es ist bekannt, daß metallische Materialien im allgemeinen eine kristalline Form haben, das heißt mit anderen Worten, daß einzelne Atome des Materials eine vorhersagbare Beziehung zu ihren Nachbaratomen haben und diese Beziehung sich in wiederholender Weise durch einen bestimmten Kristall oder ein Korn erstreckt. Superlegierungen auf Nickelbasis haben eine flächenzentrierte kubische Struktur. Es ist ebenfalls bekannt, daß die Eigenschaften derartiger Kristalle sich mit der Orientierung beträchtlich verändern.

Die meisten metallischen Gegenstände enthalten viele tausende von einzelnen Kristallen oder Körnern und die Eigenschaften eines derartigen Gegenstandes in einer bestimmten Richtung spiegeln die mittlere Orientierung der einzelnen Kristalle wider, die den Gegenstand bilden. Wenn die Körner oder Kristalle eine regellose bzw. ungeordnete Orientierung aufweisen, dann sind die Eigenschaften des Gegenstandes isotrop, d.h. gleich in allen Richtungen. Obgleich es weit verbreitet angenommen ist, ist dies selten der Fall, da die meisten Gieß- und Formvorgänge eine bevorzugte Kristallorientierung oder Textur herbeiführen. In einer Deformationssituation ergibt sich eine derartige bevorzugte Orientierung aus verschiedenen Faktoren. Kristalle in bestimmten Orientierungen sind widerstandsfähiger gegen Deformation als andere Kristalle. Diese gegen Deformation widerstandsfähig orientierten Kristalle neigen zur Drehung während der Deformation, so daß sie eine bevorzugte Orientierung herbei-

führen. Während der Rekristallisation ergeben sich bevorzugte Orientierungen aus der präferentiellen Nukleirung und/oder dem Wachstum von Körnern bestimmter Orientierungen.

Texturen wurden bereits eingehend studiert und es erfolgten auch bereits praktische Anwendungen von texturierten Materialien. Insbesondere im Bereich von magnetischen Materialien, wie Transformatorenstählen, hat die Texturierung wesentliche Leistungsverbesserungen herbeigeführt. Dies ist beispielsweise in US-PS 3 219 496 und in einem Artikel in "Metal Progress",Dezember 1953, S. 71 bis 75 beschrieben.

In einem weiteren Bereich wurden Verfahren zur Herstellung von Gegenständen auf Nickelbasis mit langgestreckten Körnern bzw. säulenförmigen Körnern entwickelt, und zwar unter Verwendung von Rekristallisationsverfahren. Dies ist in US-PS 3 975 219 beschrieben. In dieser Patentschrift wird eine Heißextrusion zur Verdichtung von Super legierungspul=· ver verwendet, das dann isothermisch geschmiedet und mittels Durchgang durch einen thermischen Gradienten direktioneil rekristallisiert wird. Die Patentschrift gibt jedoch nicht an, falls überhaupt, welche bevorzugte Orientierung sich ergab.

In einem weiteren benachbarten Gebiet sind die Vorteile ausgerichteter Körner oder einer kontrollierten Orientierung bei Luftfahrzeuggasturbinenbauteilen wohlbekannt und in US-PS 3 260 505 beschrieben, in welcher auch derartige Bauteile und ihre Herstellungsverfahren durch Gußtechniken erläutert sind.

Die Erfindung findet ihre Anwendung insbesondere auf Superlegierungen auf Nickelbasis in dem folgenden breiten Zusammensetzungsbereich: 2 bis 9 % Al, 0 bis 6 % Ti, 0 bis 16 % Mo, 0 bis 12 % Ta, 0 bis 12 % W, 0 bis 4 % Nb, 0 bis 20 % Cr, 0 bis 2O % Co, 0 bis 0,3 % C, 0 bis 1 % Y,

O bis 0,3 % B, 0 bis 0,3 % Zr, O bis 2 % V, O bis 5 % Re wobei der Rest im wesentlichen Nickel ist.

Es darf angenommen werden, daß die Erfindung im wesentlichen auf alle Superlegierungen auf Nickelbasis anwendbar ist. Das Ausgangsmaterial liegt in bearbeitbarer Form vor. Ein Weg besteht darin, Pulver zu verfestigen bzw. zu konsolidieren, ein weiterer Weg besteht darin, mit einem Guß, vorzugsweise einem feinkörnigen Guß zu beginnen. Dieses Material wird dann bei einer Temperatur nahe, jedoch unterhalb des γ -Solvus heißbearbeitet. Vorzugsweise beträgt der Betrag dieser anfänglichen Heißbearbeitung über etwa 50 %. Dieses heißbearbeitete Material wird dann in spezieller Weise um einen weiteren Betrag, etwa 65 %, kaltgewalzt. Der Kaltwalzschritt wird wie folgt ausgeführt: Das Material wird zuerst kaltgewalzt. Ein zweiter Kaltwalzschritt wird in Querwalzrichtung ausgeführt, d.h. in einer Richtung, die um 90 zur Richtung der anfänglichen Kaltwalzung versetzt ist. Das Verhältnis der Reduktionen bei dem anfänglichen Kaltwalzschritt und dem letzten Querwalzschritt beträgt etwa 75 : 25.Es werden während der Kaltwalz- und der Heißwalzschritte zwischendurch Ausglüh- bzw. Temperungsschritte vorgenommen, wie es zur Verhinderung von Rißbildung erforderlich ist. Dadurch ergibt sich ein Gegenstand mit einer starken (110) <112> -Blechtextur.

Dieses texturierte Material wird direktioneil rekristallisiert, um mehrfache langgestreckte Körner oder einzelne Körner einer kontrollierten Orientierung zu erzeugen. Die (110) <112> -Textur kontrolliert die Orientierung der rekristallisierten Körnern. Durch Veränderung der Parameter der direktioneilen Rekristallisation kann eine Vielzahl von Endorientierungen erzeugt werden.

Es ist dementsprechend das Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Erzeugung von Nickel-Superlegierungsblech zu

schaffen, das eine starke (110) <112> -Blech- bzw. Tafelstruktur aufweist.

Es ist ein weiteres Ziel der Erfindung, direktioneil rekristallisierte Bleche zu schaffen, die aus Körnern bestehen, deren <111> -Richtung parallel zur Querwalzriehtung liegt.

Es ist ein weiteres Ziel der Erfindung, Bleche zu schaffen, deren <110> -Richtung parallel zur Geradewalzrichtung liegt.

Noch ein weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, derartige Bleche zu schaffen, deren <100> -Richtung den Winkel zwischen der Geradwalzrichtung und der Querwalzrichtung halbiert,

Die Erfindung wird im folgenden beispielsweise unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher erläutert; es zeigt:

Fig. 1 die Beziehung zwischen der senkrechten

Richtung, der Geradewalzrichtung (S.R.) und der Querwalzrichtung (X.R.);

Fig. 2 die Materialorientierung während des

Geradewalzens;

Fig. 3 die Materialorientierung während des

Querwalzens;

Fig. 4 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma

terials mit <111> -Orientierung;

Fig. 5 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma

terials mit <110> -Orientierung;

Fig. 6 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma

terials mit < 1OO> -Orientierung; und

Fig. 7 bis 10 Polardiagramme der mit den in den Beispielen 1 bis 4 beschriebenen Verfahren erzeugten Textur.

Gemäß der Erfindung ist das Ausgangsmaterial ein Pulver einer Superlegierung auf Nickelbasis. Allgemein kann eine beliebige Superlegierung auf Nickelbasis verwendet werden. Der breite Zusammensetzungsbereich derartiger Legierungen ist 2 bis 9 % Al, O bis 6 % Ta, O bis 16 % Mo, 0 bis 12 % Ta, 0 bis 12 % W, 0 bis 4 % Nb, O bis 20 % Cr, O bis 20 % Co, O bis 2 % V, O bis 5 % Re, wobei der Rest im wesentlichen Nickel ist. Andere geringfügere Bestandteile können vorliegen, die O bis 0,3 % C, O bis 0,5 % Hf, O bis 0,3 % Zr, O bis 0,3 % B und O bis 1 % Y umfassen. Diese Legierungen werden mit einem Verfahren verarbeitet, das ein homogenes warmbearbeitbares Material erzeugt. Das Ausgangsmaterial sollte homogen sein, dicht und warmbearbeitbar. Ein Weg besteht darin, ein Superlegierungspulver beispielsweise durch isostatischen Druck bei erhöhter Temperatur (HIP) oder durch Heißextrusion zu konsolidieren. Ein weiterer Weg besteht darin, mit einem gegossenen Körper, vorzugsweise einem Feinkornguß zu beginnen. Wenn das Pulververfahren verwendet wird, muß Sorge dafür getragen werden, eine Verunreinigung des Pulvers zu verhindern, wobei vorzugsweise das Pulver unter inerten Bedingungen gehalten und gehandhabt wird, so daß eine Oxidation der Pulverpartikel unterbunden wird. Das Pulver wird dann zur Formung eines Gegenstandes mit voller theoretischer Dichte kompaktiert bzw. verdichtet. Das Verdichtungsverfahren erscheint für den Erfolg der Erfindung nicht kritisch zu sein. Typischerweise wurde eine isostatische Pressung bei erhöhter

Temperatur verwendet. Das Pulver wird dann in einem evakuierten Behälter aus rostfreiem Stahl abgedichtet. Typische Verdichtungsbedingungen sind Gasdrücke von etwa 103,42 MPa und Temperaturen von etwa 1149° bis 1232°C während einer Zeitdauer von etwa zwei Stunden, mit einer nachfolgenden Ofenabkühlung. Heißextrusionsverfahren wurden ebenfalls erfolgreich verwendet. Typische Extrusionsbedingungen sind Temperaturen von 12O4°C bis 126O°C und Extrusionsverhältnisse von mehr als etwa 4:1. Das Pulver wird vor der Extrusion in einen Behälter aus rostfreiem Stahl eingebracht.

Der bearbeitbare Gegenstand wird dann heißverformt, um eine Flächenreduktion von wenigstens 40 % und vorzugsweise von wenigstens 55 % zu erzielen. Diese Heißverformung verbessert die nachfolgende Kaltbearbeitbarkeit des Materials, Es wurde Heißwalzen verwendet, jedoch erscheinen andere Prozesse, wie das Schmieden, in gleicher Weise anwendbar. Das in US-PS 3 519 503 beschriebene Verfahren kann verwendet werden. Die Heißverformung wird bei einer Temperatur ausgeführt, die nahe jedoch niedriger ist als die y¹ -Solvus-Temperatur der Legierung, typischerweise 1177 bis 1246°C. Wenn das Heißwalzen angewendet wird, werden anfängliche Heißwalzdurchgänge vorzugsweise an der oberen Grenze des Temperaturbereichs mit einer verhältnismäßig geringen Reduktion pro Durchgang (nämlich 5 %) ausgeführt. Nachfolgende Durchgänge können mit größeren Verminderungen (nämlich 15 %) erfolgen und man kann die Temperatur zur unteren Grenze des Bereichs absinken lassen. Der Gegenstand wird dann zwischen den Durchgängen in geeigneter Weise wieder erhitzt, um die Legierung innerhalb des erwünschten Temperaturbereichs zu halten. Gegen Ende des Heißbearbeitungsschrittes kann das Material in dem bearbeiteten Zustand belassen und an der Luft abgekühlt werden.

Der nächste Schritt ist der bedeutsamste bei der Entwicklung der erwünschten Textur. Es ist dies ein zweistufiger Walzvorgang, der als Kaltwalzen bezeichnet wird, der jedoch bei Temperaturen bis zu etwa 65O°C ausgeführt werden kann. Dieser Schritt kann mit Bezug auf die Fig. 1 verstanden werden, welche den Streifen vor dem Kaltwalzvorgang darstellt und die drei orthogonalen Achsen SR, XR und ND zeigt. Der Kaltwalzvorgang umfaßt zwei Stufen, wobei in der ersten Stufe das Walzen in der SR-Richtung (Geradwalzrichtung) ausgeführt wird und in der zweiten Stufe das Walzen in XR-Richtung (Querwalzrichtung) fortschreitet, d.h. in einem Winkel von 90° zur SR-Richtung.

Die beiden Schritte des Kaltwalzvorgangs müssen eine Totalreduktion von mehr als 55 % und am höchsten bevorzugt mehr als 65 % erzeugen. Der Deformationsbetrag ist zwischen den beiden Kaltwalzschritten aufgeteilt, so daß nominell 7 5 % der Deformation bei dem anfänglichen Geradewalzschritt erfolgt und 25 % bei dem Querwalzschritt. Es ist die Folge von Schritten, welche die erwünschte endgültige Textur ergibt. Die typische Reaktion pro Durchgang beträgt 1 bis 2 % und die Totalreduktion zwischen dazwischenliegenden Glühvorgängen bzw. Temperungen (beispielsweise bei 12O4°C drei Minuten lang) beträgt 8 bis 15 %. Das Verhältnis zwischen dem geraden Kaltwalzschritt und dem Quer-Kaltwalzschritt kann von 80 : 20 bis zu 70 : 30 variieren.

Das Ergebnis dieses Vorgangs ist die Entwicklung einer starken (110) Ό12> -Tafelstruktur bzw. Blechstruktur. Dies bedeutet, daß eine beträchtliche Anzahl von Kristallen in dem Blech derart orientiert sind, daß sie (110)-Ebenen parallel zur Blechoberfläche und <112> -Richtungen aufweisen, die parallel zur SR-Richtung liegen. Natürlich würde auch in einem wahllosen bzw. ungeordneten Blech eine gewisse Anzahl von Kristallen diesen Kriterien entsprechen. In,gemäß dem vorstehend erläuterten Verfahren verarbeiteten,

Blechen ist jedoch die Anzahl von Kristallen, die diesen Kriterien genügen, wenigstens viermal und gewöhnlich wenigstens sechsmal größer als es für den regellosen bzw. ungerichteten Fall erwartet werden würde.

Es wurde gefunden, daß das Blech dieser Textur höchst empfänglich für die direktionelle Rekristallisation zur Erzeugung rekristallisierter Bleche ist, deren Orientierung von der ursprünglichen Textur unterschiedlich sind und die zur Herstellung von Superlegierungsgegenständen geeignet sind, wie sie in US-PS 3 872 563 beschrieben sind. Die vorstehend beschriebene <110X112> -Blechtextur kann dazu verwendet werden, direktioneil rekristallisierte Materialien zu erzeugen, welche entweder die <100> , <110>oder <111> -Richtung als vorherrschende Richtung in dem Blech bzw. der Tafel haben. Der Ausdruck direktionelle oder richtungsmäßige Rekristallisation wird hier ziemlich lose verwendet, wobei angenommen wird, daß das was tatsächlich auftritt, genauer als direktioneil oder richtungsmäßig anomales Kornwachstum beschrieben werden kann. D.h., es erscheint wahrscheinlich, daß gewisse, bereits existierende Körner auf Kosten anderer existierender Körner wachsen, anstelle des Falles eines wirklichen wahren direktioneilen Rekristallisation, bei der neue Körner nukleirt würden und auf Kosten der bereits existierenden Körner wachsen. Unabhängig von ihrem Ursprung erscheint es, daß die Unterschiede des Kornwachstums zwischen konkurrierenden Körnern die beobachtete Textur erzeugen.

Es gibt drei primäre Kristallrichtungen in dem kubischen System: Die <100> , die <110>und die <111> -Richtung, welche jeweils eine Kante der Einheitszelle, der Flächendiagonale der Einheitszelle bzw. einer Diagonale angeben, die zwischen gegenüberliegenden Ecken verläuft und durch den Mittelpunkt der Zelle hindurchgeht. Die <100> -Orientierung weist einen niedrigen Elastizitätsmodul auf und

BAD ORfGtNAL

daher sind Turbinenkomponenten, deren Primärachse mit einer <:1OO> -Achse zusammenfällt, gegen thermische Ermüdung widerstandsfähig. In gleicher Weise weist die<M11> -Richtung einen hohen Elastizitätsmodul auf und Gegenstände deren Richtung parallel zur Primärbeanspruchungsrichtung bzw. -spannungsrichtung liegen sind widerstandsfähig gegen hohe zyklische Ermüdung. Durch die Erfindung und deren Fähigkeit, Material mit diesen unterschiedlichen Orientierungen zu erzeugen, wird dem Turbinenbauteilekonstrukteur ein hohes Maß an Flexibilität geboten.

Das Verfahren zur Erzeugung von Blech, bei dem diese Achsen innerhalb der Ebene des Bleches liegen, ist in den Fig. 4, 5 und 6 dargestellt. Die Fig. 4 zeigt, daß der Durchlauf des Bleches durch einen thermischen Gradienten in der Weise, daß die Richtung des Gradienten parallel zur XR-Achse liegt, zu einem Blech führt, das aus langgestreckten Körnern besteht, deren Längsachse in der <111> -Richtung liegt. Wie in der Figur gezeigt ist, enthält die SR-Richtung des Bleches die <C11O> -Richtung der langgestreckten Kristalle, während die ursprüngliche senkrechte Richtung des Bleches die < 112> -Achse der langgestreckten Kristalle enthält. In analoger Weise zeigt die Fig. 5, daß dann, wenn das Blech durch den thermischen Gradienten in der Weise geleitet wird, daß die SR-Achse parallel zur Bewegungsrichtung durch den thermischen Gradienten liegt, die Körner eine<110> -Achse aufweisen und eine <110> -Achse in der XR-Richtung liegt und die <^1OO> Achsein der ND-Richtung. Dieses in der Fig. 6 gezeigte Verfahren weicht leicht dahingehend ab, daß das Blech durch den thermischen Gradienten entlang einer Achse läuft, welche SR- und XR-Richtung unterteilt bzw. schneidet und in der < 1OO> -Richtung durch die Dehnung bzw. Verlängerung der Kristalle resultiert, wobei die beiden orthogonalen Achsen vom <1OO> -Typ sind.

Typischerweise weist der erforderliche thermische Gradient eine Steilheit von wenigstens etwa 55 C auf, und zwar gemessen bei der y' -Solvus-Temperatur der Legierung. Das heiße Ende des Gradienten überschreitet die y' -Solvus-Temperatur, sie überschreitet jedoch offensichtlich nicht die Anfangsschmelztemperatur der Legierung. Typische Durchlaufraten durch den Gradienten liegen im Bereich von 3,2 bis 101 mm pro Stunde.

Zum besseren Verständnis der Erfindung werden im folgenden nun einige nicht-einschränkend zu verstehende Erläuterungsbeispiele angegeben.

BEISPIEL 1

1. Zusammensetzung: - 14,4 % Mo, 6,25 % W, 6,8 % Al, 0,04 % C, Rest Ni.

2. Pulvergröße: - 0,177 mm

3. Konsolidierungsverfahren - isostatisches Heißpressen

(H.I.P.) bei 1232°C u;
während zwei Stunden.

(H.I.P.) bei 1232°C und einem Druck von 103,42 MPa,

Heißbearbeitung - durch Walzen bei 12O4°C auf 60 % Reduktion.

Kaltwalzen - Totalreduktion 65 %

a. gerades Kaltwalzen

b. Quer-Kaltwalzen

Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen =75 : 25, dazwischenliegende Glühvorgänge bzw. Temperungsvorgänge bei 12O4°C.

Resultierende Textur - singular (110) ^112> , das Siebenfache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 7 gezeigt. Direktionelle Rekristallisation (Gradient von 39°C/cm, gemessen bei der y -Solvus-Temperatur)

a. D.R. parallel zur Querkaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h. - Ergebnis - (112) in der Ebene des Bleches, <T11> axiale Orientierung.

b. D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, <i11O> in axialer Richtung.

c. D.R. in der die Gerade-Kaltwalzrichtung und die Quer-Kaltwalzrichtung schneidenden Richtung (4 5° zur Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis (100) in der Ebene des Bleches, <r100> in axialer Richtung.

BEISPIEL 2

1. Zusammensetzung:- 9,0 % Cr, 5,0 % Al, 10,0 % Co, 2,0 % Ti, 12 % W, 1,0 % Nb, 0,15 % C, 0,015 % B, 0,05 % Zr (Legierung MAR-M200), Rest Ni.

2. Pulvergröße: - 0,177 mm

3. Konsolidierungsverfahren - Extrusion bei 1066 C in einem Extrusionsverhältnis von 6,8 : 1.

4. Heißbearbeitung: - durch isothermes Schmieden bei 1121⁰C, einer Belastungsrate von 0,1 min" und 60 % Gesamtbelastung,

5. Kaltwalzen - Totalreduktion 60 %

a. gerade-kaltgewalzt

b. quer-kaltgewalzt

Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen =75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw. Temperungen bei 1149°C.

6. Resultierende Textur - singular (110) <ri12> , das 4,7-fache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 8 gezeigt.

7. Direktionelle Rekristallisation noch nicht beurteilt.

BEISPIEL 3

1. Zusammensetzung: - 9,0 % Cr, 7,0 % Al, 9,5 % W, 3,0 % Ta, 1,0 % Mo, Rest Ni.

2. Pulvergröße: - 0,177 mm

3. Konsolidierungsverfahren - isostatische Heißpressung (H.I.P.) bei 1232°C und einem Druck von 103,42 MPa während zwei Stunden.

4. Heißbearbeitung - durch Walzen bei 12O4°C auf 60 % Reduktion.

5. Kaltwalzen - Gesamtreduktion 65 %

a. Gerade-Kaltwalzen

b. Quer-Kaltwalzen

Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen =75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw. Temperungen bei 12O4°C.

6. Resultierende Textur - singular (110) 4 112>., das Zwölffache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 9 gezeigt.

7. Direktionelle Rekristallisation (39°C/cm-Gradient, gemessen bei der y¹ -Solvus-Temperatur)

a. D.R. parallel zur Quer-Kaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h.

- Resultat - (112) in der Ebene des Blechs, <111> axiale Orientierung.

b. D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16 bis 51 mm/h - Resultat - (100) in der Ebene des Blechs, <110> in axialer Richtung.

c. D.R. in der Richtung, welche die gerade Kaltwalzrichtung und die Querkaitwalzrichtung unterteilt bzw. schneidet (45 von der Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h

- Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, «i100> in axialer Richtung.

BEISPIEL 4

1. Zusammensetzung: - 9,0 % Cr, 6,5 % Al, 9,5 % W,1,6 % Ta, 1,0 % MO, 0,8 % Nb, 0,05 % C, 0,01%B, 0,1 % Zr, Rest Ni.

2. Pulvergröße: - 0,177 mm

3. Konsolidierungsverfahren - isostatische Heißpressung (H.I.P.) bei 1232°C und einem Druck von 103,43 MPa während zwei Stunden.

Heißbearbe,

Reduktion.

4. Heißbearbeitung - durch Walzen bei 12O4°C auf 60 %

5. Kaltwalzen - Totalreduktion 65 %

a. Gerade-Kaltwalzen

b. Quer-Kaltwalzen

Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen =75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw. Temperungen bei 12O4°C.

6. Resultierende Textur - singular (110) <112> , das Achtfache des regellosen Zustandes,wie in der Fig. 10 gezeigt.

7. Direktionelle Rekristallisation (Gradient von 39 C/cm, gemessen bei der v^'-Solvus-Temperatur)

a. D.R. parallel zur Quer-Kaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h

- Resultat - (112) in der Ebene des Bleches, -τΊ 11 > axiale Orientierung.

b. D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, < 11O> in axialer Richtung.

c. D.R. in derjenigen Richtung, die die Gerade-Kaltwalzrichtung und die Quer-Kaltwalzrichtung schneidet (45° von der Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h

- Resultat - (100) in der Ebene des Bleches -i100> in axialer Richtung.

Claims (7)

Patentansprüche

1. Superlegierungsblech auf Nickelbasis, dadurch gekennzeichnet , daß es eine (11O) <112> -Singulärtextur mit einer Intensität von wenigstens dem Vierfachen des regellosen Zustands aufweist.

2. Blech nach Anspruch 1, dadurch g e k e η η ζ e ich net, daß es eine Texturintensität von wenigstens dem Sechsfachen des regellosen Zustands aufweist.

3. Direktionen rekristallisiertes Superlegierungsblech auf Nickelbasis, dadurch gekennzeichnet, daß es aus ausgerichteten langgestreckten Körner besteht, wobei die <Γ111? -Richtung parallel zur Achse der Längsstreckung liegt.

4. Direktioneil rekristallisiertes Superlegierungsblech auf Nickelbasis, dadurch gekennzeichnet, daß es aus ausgerichteten langgestreckten Körnern besteht, wobei die <£110> -Richtung parallel zur Achse der Längsstreckung liegt.

5. Direktioneil rekristallisiertes Nickel-Superlegierungsblech, dadurch gekennzeichnet, daß es aus ausgerichteten langgestreckten Körnern besteht, wobei die <1OO> -Richtung parallel zur Achse der Längsstreckung liegt.

6. Verfahren zur Erzeugung des Nickel-Superlegierungsblechs nach Anspruch 3, bestehend aus ausgerichteten, langgestreckten Körnern, deren Längsstreckungsachse im wesentlichen der <111> -Richtung entspricht, dadurch gekennzeichnet , daß

BAD

— O —

- JL.

a) ein texturiertes Nickel-Superlegierungsblech vorgesehen wird, das eine (11O) <112> -Blechtextur aufweist, wobei die<112> -Achse im wesentlichen der (Gerade-) Walzrichtung entspricht,

b) daß das Blech durch einen thermischen Gradienten geführt wird, dessen heißes Ende die Rekristallisationstemperatur der Legierung überschreitet, so daß eine direktionelle Rekristallisation ausgeführt wird,

wodurch das sich ergebende Blech langgestreckte Körner enthält, deren Achse der Längsstreckung eine erste <110> -Richtung ist, wobei eine zweite <110^> -Richtung in dem Blech liegt und eine<iOO> -Orientierung senkrecht zum Blech steht, und wobei die zweite <110> -Richtung und die <1OO> -Richtung orthogonal zur ersten <110> -Richtung stehen.

7. Verfahren zur Erzeugung eines texturierten Superlegierungsgegenstandes, dadurch gekennzeichnet, daß

a) ein heißbearbeitbarer Superlegierungsgegenstand voller Dichte vorgesehen wird,

b) daß der Gegenstand bei einer Temperatur in der Nähe des y* -Solvus heißbearbeitet wird,

c) daß das Material entlang einer bestimmten Richtung mit zwischenliegenden Ausglühungen bzw. Temperungen kaltgewalzt wird, und

d) daß das Material in einer Richtung kaltbearbeitet wird, die um 90 aus der beim Schritt c) verwendeten Richtung ausgelenkt ist, und zwar mit dazwischen ausgeführten Ausglühungen bzw. Temperungen, wobei die Totalreduktion in den Schritten c) und d) 50 % überschreitet und das Verhältnis der Reduktionen in den Schritten c) und d) von 70 : 30 bis zu 80 : beträgt.

BAD ORIGINAL