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Hintergrund
der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Hochtemperaturelement
zur Verwendung in einer Gasturbine. Insbesondere bezieht sich die
vorliegende Erfindung auf ein Hochtemperaturelement, das aus einer kobaltbasierten
Legierung gebildet ist, die weniger anfällig für Verschleiß und Beschädigung aufgrund der durch eine
laufende Turbine erzeugten Vibrationen ist.
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Eine
Gasturbine erzeugt während
des Betriebs kontinuierlich Vibrationen aufgrund der schnellen Drehung
der Rotoren und der Ströme
von Verbrennungsgas und Kühldruckluft.
Diese Vibrationen verursachen Verschleiß und Schäden an den Hochtemperaturelementen,
die die Gasturbine bilden. Verschleiß und Schäden treten an dem Teil auf,
mit dem die einzelnen Elemente jeweils durch Passung in Kontakt
sind. Weil diese Gasturbinenelemente bei hohen Temperaturen eingesetzt
werden, ist es unpraktisch, ihre gleitenden Teile mit einem Schmiermittel
(zum Beispiel Öl)
zu versehen. In vielen Fällen
werden sie ohne Schmierung verwendet. Unter diesen Umständen ist
es wichtig, diese Elemente, die starken Vibrationen ausgesetzt sind,
aus einem verschleißfesten
Material herzustellen. Bekannte verschleißfeste Hochtemperaturmaterialien
bestehen meist aus einer kobalt-, eisen- oder nickelbasierten Legierung und
Hartpartikeln aus Carbid oder Borid in einem vergleichsweise hohen
Verhältnis
(zum Beispiel einige Volumenprozent oder mehr).
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Die
vorstehend erwähnten
verschleißfesten
Hochtemperaturmaterialien weisen eine schlechte Duktilität auf, weil
sie eine große
Anzahl von Hartpartikeln enthalten. Folglich lassen sie sich nur
schwer durch maschinelle Bearbeitung zu komplexen Formteilen bearbeiten
oder durch Walzen oder Pressen bei Raumtemperatur zu Platten formen.
Dies bedeutet, dass sie Einschränkungen
hinsichtlich der Form der Elemente, zu denen sie verarbeitet werden
können,
oder hinsichtlich der Verfahren unterliegen, mit denen sie zu Elementen verarbeitet
werden. Andererseits ist es üblich,
die Oberfläche
der Elemente (durch Plasmaspritzen) mit einem verschleißfesten
Material zu beschichten, das Hartpartikel enthält. Bei der Bildung eines perfekten Überzugs auf
der Innenseite eines Elements mit komplizierter Form treten jedoch
oft Schwierigkeiten auf. Auch bei kobaltbasierten verschleißfesten
Legierungen (zum Beispiel Stellit), die allgemein für die Oberflächenbeschichtung
durch Beschichten oder thermisches Spritzen verwendet werden, treten
Schwierigkeiten bei der Aufbringung auf komplizierte Oberflächen auf.
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Kobaltbasierte
Legierungen, die eine geringere Menge Hartcarbid enthalten, können durch
Kaltbearbeitung zu Elementen mit komplexer Form verarbeitet werden,
aber solche Legierungen weisen zwangsläufig eine unzureichende Verschleißfestigkeit
auf.
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Die
Eigenschaften von kobaltbasierten Legierungen und die Bedeutung
von Molybdän
und Wolfram in diesen Legierungen werden von J.R. Davis in „Nickel,
Cobalt and Their Alloys" im
ASM Speciality Handbook, Seiten 362 bis 370, diskutiert.
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Darüber hinaus
beschreibt das Handbook of International Alloy Compositions and
Designations, Band II, Superalloys, Seiten 116 bis 117, kobaltbasierte
Legierungen mit 25 bis 29 Gew.-% Cr, höchstens 1 Gew.-% Si, 0,2 bis
0,3 Gew.-% C, 5 bis 6 Gew.-% Mo, 1,75 bis 3,75 Gew.-% Ni, höchstens
1 Gew.-% Mn und höchstens 3
Gew.-% Fe. Weiter beschreibt es eine kobaltbasierte Legierung mit
28 Gew.-% Cr, höchstens
1 Gew.-% Si, 0,03 Gew.-% C, 5,5 Gew.-% Mo, 2 Gew.-% Ni, höchstens
1 Gew.-% Mn und höchstens
0,75 Gew.-% Fe.
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US-3.356.542
beschreibt kobaltbasierte Legierungen mit 20 oder 16 % Cr, 0,5 %
Si, höchstens
0,05 % C, 10 oder 12 Mo und 5 % Ni.
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Zusammenfassung der Erfindung
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Die
Erfinder der vorliegenden Erfindung haben die charakteristischen
Eigenschaften der kobaltbasierten Legierung als verschleißfestes
Material gründlich
untersucht. Als Ergebnis haben sie festgestellt, dass die Verschleißfestigkeit
von den Eigenschaften der Kobaltlegierungsmatrix sowie der Ausfällung von
Carbiden abhängt.
Die kobaltbasierte Legierung weist die Eigenschaft auf, dass sie
durch Verschleiß bei
hohen Temperaturen einer schwerwiegenden Kaltverfestigung in ihrer
verformten Gleitfläche
unterliegt. Durch diese Kaltverfestigung entsteht eine harte Schicht
unter der Gleitfläche,
und diese harte Schicht verhindert weitere Verformung und weiteren
Abrieb. Die Ursache der Kaltverfestigung liegt im Phasenübergang
vom hexagonalen Gefüge
(Tieftemperaturphase bei 421°C,
typisch für
reines Kobalt) zur kubisch flächenzentrierten
Struktur (Hochtemperaturphase). Daher ist bei eisen- oder nickelbasierten
Legierungen keine Verbesserung der Verschleißfestigkeit durch Kaltverfestigung
zu erwarten, weil sie keine Phasenumwandlung durchlaufen.
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Darüber hinaus
haben andere Elemente, die der kobaltbasierten Legierung zugegeben
werden, großen
Einfluss auf die Kaltverfestigungseigenschaften. Die Einarbeitung
von Chrom, Molybdän,
Niob, Wolfram, Tantal, Rhenium, Silizium, Germanium usw. verbessert
zum Beispiel die Kaltverfestigungseigenschaften. (Diese Elemente
werden nachstehend zusammenfassend als „Gruppe 1" bezeichnet.) Andererseits verschlechtert die
Einarbeitung von Nickel, Mangan, Eisen, Kohlenstoff usw. die Kaltverfestigungseigenschaften.
(Diese Elemente werden nachstehend zusammenfassend als „Gruppe
2" bezeichnet.)
Daher ist es möglich,
die Kaltverfestigungseigenschaften der kobaltbasierten Legierung
zu fördern
und die Verschleißfestigkeit
der kobaltbasierten Legierung zu verbessern, wenn die Menge der
Elemente der Gruppe 1 erhöht
und die Menge der Elemente der Gruppe 2 verringert wird. Da die
Einarbeitung von Kohlenstoff nicht zur Verbesserung der Kaltverfestigungseigenschaften
beiträgt,
haben die Erfinder festgestellt, dass es auch möglich ist, die Kaltverfestigungseigenschaften
zu verbessern oder eine gute Verschleißfestigkeit zu erhalten, wenn
eine geringere Menge Kohlenstoff in die kobaltbasierte Legierung
eingearbeitet wird, so dass die Bildung von Carbidpartikeln verringert
wird. Darüber
hinaus haben die Erfinder festgestellt, dass die Menge an Nickel
ebenfalls großen
Einfluss auf die Verschleißfestigkeit
der kobaltbasierten Legierung bei hohen Temperaturen hat.
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Diese
neue verschleißfeste
kobaltbasierte Legierung weist eine sehr gute Duktilität auf, weil
sie nur eine sehr geringe Menge darin gebildetes Carbid enthält. Daher
kann sie durch Walzen oder Pressen bei Raumtemperatur zu Platten
oder komplizierten Formteilen verarbeitet werden.
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Ein
Ziel der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Hochtemperaturelements
zur Verwendung in einer Gasturbine, wobei das Element aus einer
kobaltbasierten Legierung gebildet ist, die eine ausgezeichnete
Verschleißfestigkeit
sowie eine gute Formbarkeit aufweist, die eine Verarbeitung zu Platten
oder komplizierten Formteilen zulässt. Dieses Ziel wird durch
ein Hochtemperaturelement nach Anspruch 1 erreicht. Die abhängigen Ansprüche beziehen
sich auf bevorzugte Ausführungsformen
der Erfindung. Das Hochtemperaturelement unterliegt keinem Verschleiß und keiner
Beschädigung
während
des Turbinenbetriebs und weist eine lange Haltbarkeit auf, was zu
niedrigeren Instandhaltungskosten und besserer Betriebseffizienz
beiträgt.
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Kurzbeschreibung der Zeichnungen
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Andere
Ziele und Vorteile der Erfindung werden aus der nachstehenden Beschreibung
der Ausführungsformen
unter Bezugnahme auf die anliegenden Zeichnungen ersichtlich.
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1A und 1B zeigen
Diagramme dessen, wie sich die Härte
der Legierung nach der vorliegenden Erfindung in der Schnittstruktur
nach einem Verschleißfestigkeitstest ändert.
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2 zeigt
eine Schnittaufnahme des Feingefüges
der Legierung nach der vorliegenden Erfindung (Probe Nr. 1) nach
einem Verschleißfestigkeitstest
bei 700°C.
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3 zeigt
ein Schemadiagramm, wie Dichtungsstifte an einer Turbinenschaufel
befestigt sind.
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4A und 4B zeigen
Diagramme eines Übergangsstücks und
wie Dichtungsplatten am Rahmen befestigt sind (4A zeigt
eine Seitenansicht und 4B eine Vorderansicht
gesehen von der Austrittsöffnung).
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5 zeigt
eine Schnittansicht, wie die Dichtungsplatte am Rahmen des Übergangsstücks befestigt ist.
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Beschreibung der bevorzugten
Ausführungsformen
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Trotz
der Tatsache, dass reines Kobalt einer Phasenumwandlung vom hexagonalen
Gefüge
(Tieftemperaturphase bei 421°C)
zur kubisch flächenzentrierten
Struktur (Hochtemperaturphase) unterliegt, nimmt die Matrix der
meisten kobaltbasierten Legierungen im praktischen Gebrauch eine
kubisch flächenzentrierte
Struktur bei Raumtemperatur an, weil das Legieren einen Phasenübergang
zum hexagonalen Gefüge
verhindert.
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Obwohl
Metall unter Beanspruchung im Allgemeinen einer Gleitverformung
aufgrund der Versetzung von Gitterdefekten unterliegt, erfährt Metall
mit kubisch flächenzentrierter
Struktur eine breitere Versetzung und damit ein. engeres Quergleiten,
was zu Kaltverfestigung führt.
Es ist allgemein bekannt, dass die Leichtigkeit, mit der diese Versetzung
verläuft,
durch eine als Stapelfehlerenergie (SFE) be zeichnete physikalische Konstante
definiert ist. Bei Versetzung in einem flächenzentrierten Metall erhält das resultierende
Teil eine Atomanordnung, die identisch mit der des hexagonalen Gefüges ist;
daher erleichtert die Eigenschaft, dass eine kobaltbasierte Legierung
sich bei niedrigen Temperaturen leicht zu einem hexagonalen Gefüge ändert, die Ausdehnung
von Versetzungen und verringert das Quergleiten, wodurch die Kaltverfestigung
gefördert
wird. Mit anderen Worten, aufgrund dieser einfachen Kaltverfestigung
weist die kobaltbasierte Legierung nach der vorliegenden Erfindung
eine hervorragende Verschleißfestigkeit
auf.
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Nachstehend
wird auf die Wirkungen der Elemente eingegangen, die der Legierung
zugegeben werden. Dabei wird die Menge der zugegebenen Elemente
in Gewichtsprozent ausgedrückt,
sofern nicht anders angegeben.
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Die
acht beispielhaften Elemente in der vorstehenden Gruppe 1 lösen sich
in der Matrix, wodurch sie die Hochtemperaturfestigkeit erhöhen, die
SFE der Legierung verringern, die Kaltverfestigung fördern und
die Verschleißfestigkeit
verbessern.
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Chrom
verbessert die Verschleißfestigkeit
aufgrund von Kaltverfestigung und bildet einen stabilen Chromoxid-Schutzfilm auf der
Oberfläche
der Legierung in einer Atmosphäre
bei hohen Temperaturen, wobei der Schutzfilm zur Oxidationsbeständigkeit
beiträgt.
Damit Chrom diese Wirkung hat, muss die Zugabemenge von Chrom mindestens
15 % betragen. Eine Menge von mehr als 35 % ist jedoch nicht wünschenswert,
weil sie die Ausscheidung einer schädlichen Phase verursacht, wodurch
die Legierung spröde
wird. Eine geeignete Menge Chrom beträgt zwischen 18 und 30 %.
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Molybdän, Niob,
Wolfram, Tantal und Rhenium (als hochschmelzende Metalle) fördern die
Kaltverfestigung, verbessern die Verschleißfestigkeit und erhöhen die
Hochtemperaturfestigkeit durch Mischkristallverfestigung. Diese
fünf Sorten
von Metallen können
allein oder in Kombination miteinander verwendet werden. Bei Zugabe
von mehr als einem dieser Metalle sollte die Gesamtmenge der zugegebenen
Metalle 10 % im Atomverhältnis
der Gesamtmenge der Legierung ausschließlich des Kohlenstoffs nicht übersteigen.
Anderenfalls bilden die überschüssigen Metalle
schädliche
Verbindungen, wodurch die Legierung spröde wird.
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Molybdän allein
hat nicht die gewünschte
Wirkung, wenn es in einer Menge von 1 % oder weniger zugegeben wird,
bzw. bildet eine schädliche
Phase (die Versprödung
verursacht), wenn es in einer Menge von mehr als 12 % zugegeben
wird. Eine bevorzugte Menge Molybdän beträgt zwischen 3 und 10 %. Wenn
Molybdän
zusammen mit den anderen vier hochschmelzenden Metallen zugegeben
wird, beträgt
die bevorzugte Menge mindestens 0,5 %.
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Niob
ist in der Kobaltmatrix weniger leicht löslich als Molybdän. Niob
allein hat nicht die gewünschte Wirkung,
wenn es in einer Menge von 0,5 % oder weniger zugegeben wird, bzw.
bildet eine schädliche
Phase (die Versprödung
verursacht), wenn es in einer Menge von mehr als 8 % zugegeben wird.
Eine bevorzugte Menge Niob beträgt
zwischen 1 und 6 %. Wenn Niob zusammen mit den anderen vier hochschmelzenden
Metallen zugegeben wird, beträgt
die bevorzugte Menge mindestens 0,3 %.
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Wolfram
allein hat nicht die gewünschte
Wirkung, wenn es in einer Menge von 2 % oder weniger zugegeben wird,
bzw. bildet eine schädliche
Phase (die Versprödung
verursacht), wenn es in einer Menge von mehr als 20 % zugegeben
wird. Eine bevorzugte Menge Wolfram beträgt zwischen 3 und 18 %. Wenn
Wolfram zusammen mit den anderen vier hochschmelzenden Metallen
zugegeben wird, beträgt
die bevorzugte Menge mindestens 1 %.
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Genau
wie Niob ist Tantal in der Kobaltmatrix weniger leicht löslich. Tantal
allein hat nicht die gewünschte
Wirkung, wenn es in einer Menge von 1 % oder weniger zugegeben wird,
bzw. bildet eine schädliche Phase
(die Versprödung
verursacht), wenn es in einer Menge von mehr als 10 % zugegeben
wird. Eine bevorzugte Menge Tantal beträgt zwischen 2 und 8 %. Wenn
Tantal zusammen mit den anderen vier hochschmelzenden Metallen zugegeben
wird, beträgt
die bevorzugte Menge mindestens 1 %.
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Rhenium
allein hat nicht die gewünschte
Wirkung, wenn es in einer Menge von 0,3 % oder weniger zugegeben
wird, bzw. erhöht
die Materialkosten, wenn es in einer Menge von mehr als 10 % zugegeben
wird. Eine bevorzugte Menge Rhenium beträgt zwischen 0,5 und 7 %. Wenn
Rhenium zusammen mit den anderen vier hochschmelzenden Metallen
zugegeben wird, beträgt
die bevorzugte Menge mindestens 0,5 %.
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Silizium
verringert die SFE, trägt
zur Kaltverfestigung bei und senkt den Schmelzpunkt des erhaltenen Materials,
wodurch die Produktivität
verbessert wird. Silizium in einer Menge von 0,02 % oder weniger
hat nicht die gewünschte
Wirkung, und Silizium in einer Menge von mehr als 1,5 verschlechtert
die Duktilität
des erhaltenen Materials. Die bevorzugte Menge Silizium beträgt zwischen
0,04 und 1,2 %.
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Wie
Silizium trägt
Germanium durch die Verbesserung der Kaltverfestigung und Senkung
des Schmelzpunktes zur Produktivität bei. Germanium in einer Menge
von höchstens
0,1 hat nicht die gewünschte Wirkung,
und Germanium in einer Menge von mehr als 4 % verringert die Festigkeit
der Legierung. Die bevorzugte Menge Germanium beträgt zwischen
0,2 und 2,5 %.
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Obwohl
sie die Duktilität
der Legierung verbessern, erhöhen
Nickel, Mangan und Eisen die SFE, wodurch die Kaltverfestigung vermindert
und die Verschleißfestigkeit
der Legierung verringert wird. Wenn diese drei Metalle in einer
Gesamtmenge von 9 % oder mehr zugegeben werden, bewirken sie eine
deutliche Verschlechterung der Hochtemperaturverschleißfestigkeit
der Legierung. Eine solch hohe Menge sollte vermieden werden. Wenn
diese drei Metalle in einer Gesamtmenge von 1 % oder weniger zugegeben
werden, bewirken sie hingegen eine deutliche Verschlechterung der
Duktilität
der Legierung. Die drei Metalle werden vorzugsweise in einer Gesamtmenge
von 1 bis 7 % zugegeben.
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Nickel
verbessert die Duktilität
sowie die Hochtemperaturfestigkeit. Nickel in einer Menge von höchstens
0,2 hat nicht die gewünschte
Wirkung, und Nickel in einer Menge von mehr als 5 % verschlechtert
die Verschleißfestigkeit
der Legierung. Die bevorzugte Menge Nickel beträgt zwischen 0,5 und 4 %.
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Mangan
und Eisen verbessern die Duktilität der Legierung. Sie haben
nicht die gewünschte
Wirkung, wenn sie in einer Menge von jeweils 0,2 % oder weniger
zugegeben werden. Sie bewirken eine deutliche Verschlechterung der
Verschleißfestigkeit
der Legierung, wenn sie in einer Menge von mehr als 5 % zugegeben werden.
Die bevorzugten Mengen Mangan und Eisen betragen jeweils zwischen
0,5 und 4 %.
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Kohlenstoff
erhöht
die SFE und verringert dadurch die Kaltverfestigung. Trotzdem ist
eine Spurenmenge Kohlenstoff nötig,
um die Korngrenzen zu stärken
und die Duktilität
zu verbessern. Eine Menge von höchstens
0,01 % reicht nicht aus, um die Wirkung der Stärkung der Korngrenzen zu erzielen;
bei einer Menge von über
0,2 % entstehen Carbide, die die Duktilität verringern und die Kaltverfestigungseigenschaften
verschlechtern. Die bevorzugte Menge Kohlenstoff beträgt zwischen
0,05 und 0,15 %.
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Nachstehend
wird das Verfahren zur Herstellung der kobaltbasierten Legierung
und des Hochtemperaturelements zur Verwendung in einer Gasturbine
nach der vorliegenden Erfindung beschrieben. Das Verfahren beginnt
mit der Herstellung eines Blocks (durch Vakuumlichtbogenschmelzen)
aus einer kobaltbasierten Legierung mit einer bestimmten Zusammensetzung.
Der Block wird weiter bei 1.150 bis 1.230°C geschmiedet und dann einem
Lösungsglühen zur
Homogenisierung unterzogen. Nach dem Lösungsglühen kann ein Pressen oder Walzen
(bei Raumtemperatur oder hohen Temperaturen) erfolgen, um die Form
anzupassen. Die kobaltbasierte Legierung nach der vorliegenden Erfindung
erfordert keine spezielle Kontrolle hinsichtlich der Form und Verteilung
von Carbiden oder des Feingefüges
wie zum Beispiel des Kristallkorn durchmessers, weil sie ihre Verschleißfestigkeit
aufgrund der Kaltverfestigung ihrer Matrix erhält. Daher erfordert das vorstehend erwähnte Verfahren
keine zusätzlichen
Schritte wie zum Beispiel eine Alterung zum Einstellen der Form
der Carbide und des Kristallkorndurchmessers. Dadurch ergibt sich
der Vorteil einer Verringerung der Anzahl der Arbeitsschritte.
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Erstes Beispiel
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Die
vorliegende Erfindung wird ausführlich
anhand der folgenden Beispiele beschrieben.
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Tabelle
1 zeigt die chemische Zusammensetzung der kobaltbasierten Legierungen
nach der vorliegenden Erfindung. Die Proben Nr. 1 bis 7 entsprechen
den Anforderungen der vorliegenden Erfindung, und die übrigen drei
Proben dienen zum Vergleich.
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Die
Legierungsproben Nr. 1 bis 9 nach der vorliegenden Erfindung enthielten
jeweils 20 % Chrom und jeweils unterschiedliche Zugabemengen an
hochschmelzenden Metallen wie zum Beispiel Molybdän, Niob, Wolfram,
Tantal und Rhenium. Die Probe Nr. 7 enthielt 2 % Germanium. Die
Mengen an Silizium und Kohlenstoff in den Proben Nr. 1 bis 9 waren
gleich. Die Mengen an Nickel, Mangan und Eisen waren in den Proben Nr.
1 bis 7 identisch, während
sie in den Proben Nr. 8 und 9 etwas höher waren. Die Gesamtmenge
an Nickel, Mangan und Eisen betrug etwa 4 % in den Proben Nr. 1
bis 7 und etwa 7 % in den Proben Nr. 8 und 9. Andererseits wiesen
die Vergleichsproben A und B fast dieselbe chemische Zusammensetzung
wie die bekannte wärmebeständige kobaltbasierte
Legierung auf. Sie unterschieden sich von den Legierungen nach der
vorliegenden Erfindung darin, dass die Menge an Nickel hoch ist.
Die Gesamtmenge an Nickel, Mangan und Eisen betrug etwa 12 % in
der Vergleichslegierung A und etwa 22 % in der Vergleichslegierung
B. Stellit 6 ist der bekannteste Typ der verschleißfesten
Stellit-Legierungen.
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Die
einzelnen Proben wurden aus einem Block mit der angegebenen chemischen
Zusammensetzung durch (mehrmaliges) Schmieden und Lösungsglühen bei
1.200°C
für 2 Stunden
hergestellt. Eine Probe Stellit 6 wurde aus einer Beschichtung auf
einem rostfreien Stahlblech ausgeschnitten.
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Die
Untersuchungen des Feingefüges
zeigten, dass alle Proben (Nr. 1 bis 9) die zusätzlichen Elemente in nahezu
gleichmäßiger Verteilung
in der Kobaltmatrix aufwiesen, mit Ausnahme einer geringen Menge ausgefällten Chromcarbids
(wenige Mikrometer im Durchmesser). Bei den Proben Nr. 2 und 5,
in die Niob bzw. Tantal eingearbeitet war, wurde festgestellt, dass
sie Carbid von Niob oder Tantal enthielten. Die Kristallkorndurchmesser
der entwickelten Legierungen lagen jeweils im Bereich von durchschnittlich
50 bis 200 μm.
Die Vergleichsproben A und B wiesen fast dasselbe Feingefüge wie die
Proben nach der vorliegenden Erfindung auf, wobei das Carbid in
Probe B grober war (einige zig Mikrometer). Es wurde festgestellt,
dass das Feingefüge
von Stellit 6 eine große
Anzahl dicht verteilter Chromcarbidpartikel enthielt.
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Probekörper wurden
aus den so hergestellten Legierungsproben entnommen. Sie wurden
auf ihre Verschleißfestigkeit
bei hohen Temperaturen untersucht. Zwei Arten von Probekörpern wurden
verwendet, einer in Form einer Platte, der andere in Form eines
Stifts mit einer Schneidenspitze.
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Der
Verschleißfestigkeitstest
wurde wie folgt durchgeführt.
Der Probekörper
in Plattenform (nachstehend als beweglicher Probekörper bezeichnet)
und der Probekörper
in Stiftform (nachstehend als feststehender Probekörper bezeichnet)
werden so angeordnet, dass der flache Teil des ersteren auf der
senkrecht gehaltenen Kante des letzteren ruht. Danach wird der bewegliche
Probekörper
vor und zurück
gegen den feststehenden Probekörper
bewegt, wobei eine Last in senkrechter Richtung auf die Rückseite
des beweglichen Probekörpers
einwirkt. Der feststehende Probekörper ist geschärft, so
dass die Schneidenspitze einen Krümmungsradius von 0,2 mm aufweist.
Die auf den beweglichen Probekörper
einwirkende Last betrug 5 kg, und der bewegliche Probekörper wurde
mit einer Amplitude von 0,5 mm und einer Frequenz von 120 Hz bewegt. Die
beiden Probekörper
für den
Test wurden aus derselben Legierung hergestellt. Der Test wurde
an der Atmosphäre über 5 Stunden
bei Raumtemperatur, 500°C
und 700°C
durchgeführt.
Nach dem Test wurde der feststehende Probekörper auf Verlust aufgrund von
Verschleiß gemessen.
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Die
Ergebnisse des Verschleißfestigkeitstests
für die
Legierungsproben 1 bis 7 und die Vergleichsproben A und B sind in
Tabelle 2 angegeben. Tabelle
2 Ergebnisse
des Verschleißfestigkeitstests
(zwischen identischen Legierungen)
- Testbedingungen:
- Amplitude: 0,5 mm
- Frequenz: 120 Hz
- Last: 5 kgf
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Es
wurde festgestellt, dass die Proben nach der vorliegenden Erfindung
und die Vergleichsproben A und B bei Raumtemperatur einen beträchtlichen
Verschleiß aufwiesen
(400 bis 500 μm
oder mehr), während der
Verschleiß von
Stellit 6 bei Raumtemperatur sehr gering ist (57 μm). Die Tatsache,
dass die Vergleichsprobe B von den untersuchten Proben den geringsten
Verschleiß aufweist
(außer
bei Stellit 6), lässt
erkennen, dass die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung bei
Raumtemperatur bezüglich
der Verschleißfestigkeit nicht überlegen
sind. Die Ergebnisse der Verschleißfestigkeitstests bei 500°C zeigen
jedoch, dass alle untersuchten Proben (außer Stellit 6) einen deutlich
geringeren Verschleiß aufwiesen.
Ein wahrscheinlicher Grund hierfür
ist der, dass durch die Erwärmung
bei einer hohen Temperatur in der Atmosphäre Oxidzunder auf der Legierungsoberfläche ent steht
und dieser Oxidzunder den Reibungskoeffizienten der Gleitfläche verringert. Bei
den Vergleichslegierungen A und B beträgt die Verschleißtiefe 50 μm oder mehr,
während
sie bei den Legierungsproben Nr. 1 bis 6 und Nr. 7 bis 9 nach der
vorliegenden Erfindung 30 μm
oder weniger bzw. 50 μm oder
weniger beträgt.
Mit anderen Worten, die Legierungsproben nach der vorliegenden Erfindung
sind den Vergleichslegierungsproben in der Verschleißfestigkeit
bei 500°C überlegen.
Die Tatsache, dass die Verschleißtiefe bei den Legierungsproben
Nr. 8 und 9 größer als
bei den Legierungsproben Nr. 1 bis 7 ist, ist vermutlich auf größere Mengen
Nickel, Mangan und Eisen zurückzuführen. Dennoch
scheinen die vorstehend angegebenen Werte für die Verschleißtiefe die Überlegenheit
der Legierungsproben Nr. 8 und 9 hinsichtlich der Verschleißfestigkeit
gegenüber
den Vergleichslegierungsproben A und B zu belegen. Ein möglicher
Grund, weshalb Stellit 6 bei 500°C
einen etwas höheren
Verschleiß aufweist,
ist der, dass es eine große
Anzahl Hartcarbidpartikel enthält.
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Die
Legierungen (Nr. 1 bis 9) nach der vorliegenden Erfindung ändern sich
hinsichtlich des Umfangs des Verschleißes nur wenig, wenn die Testtemperatur
von 500°C
auf 700°C
erhöht
wird. Die Vergleichsprobe A wies bei 500°C und 700°C nahezu denselben Verschleiß (50 μm) auf; bei
der Vergleichsprobe B (mit einem hohen Nickelanteil) erhöhte sich
der Verschleiß jedoch
bei einer Erhöhung
der Temperatur von 500°C
auf 700°C
(160 μm
oder mehr). Dieses Ergebnis scheint darauf hinzudeuten, dass Nickel
großen
Einfluss auf die Verschleißfestigkeit
der kobaltbasierten Legierung bei hohen Temperaturen hat. Bei Stellit
6 verringert sich der Verschleiß bei
700°C deutlich
(auf 14 μm).
Ein ähnlicher
Trend wird bei den Proben Nr. 1, 3 und 6 beobachtet, und dies zeigt,
dass sie in der Verschleißfestigkeit
mit Stellit 6 vergleichbar sind. Aus den vorstehenden Ausführungen
wird der Schluss gezogen, dass die Legierungen nach der vorliegenden
Erfindung eine schlechte Verschleißfestig keit bei Raumtemperatur
aufweisen, dass die Verschleißfestigkeit
jedoch mit steigender Temperatur deutlich zunimmt. Bei 500°C oder 700°C sind sie
hinsichtlich der Verschleißfestigkeit
mit Stellit 6 vergleichbar.
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Nach
dem vorstehend beschriebenen Verschleißfestigkeitstests wurde der
bewegliche Probekörper (in
Plattenform) von Probe Nr. 1 in seinem gleitenden Teil durchgeschnitten,
und der Schnitt wurde poliert und die Vickers-Härte
wurde gemessen. Die Ergebnisse sind in grafischer Form in 1A und 1B gezeigt,
wobei die Ordinate die Härte
und die Abszisse die Tiefe von der Gleitfläche angibt. (Der Punkt 0 auf
der Abszisse bezeichnet die Gleitfläche.) Es ist zu erkennen, dass
die bei 700°C
untersuchten Proben im Vergleich zu den bei Raumtemperatur untersuchten
Proben (1A) eine deutlich höhere Härte in der
Nähe (50 μm oder weniger)
der Oberfläche
aufweisen, wie in 1B gezeigt. Insbesondere
ist zu erkennen, dass die Härte
mit abnehmender Tiefe steil ansteigt. Ein möglicher Grund hierfür ist der,
dass nahe der Oberfläche
erhebliche Spannungen auftreten, die zu Kaltverfestigung führen, wenn
die Probe bei hohen Temperaturen dem Verschleiß ausgesetzt ist.
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Nach
dem vorstehend beschriebenen Verschleißfestigkeitstest bei 700°C wurde das
Feingefüge
der Probe Nr. 1 in der Nähe
der abgenutzten Oberfläche
untersucht. Das Ergebnis ist in 2 gezeigt.
Es ist zu erkennen, dass es eine Oxidschicht (vermutlich aufgrund
von Reibung bei hohen Temperaturen) in der abgenutzten Oberfläche gibt
und dass in der Unterschicht viele Gleitlinien (aufgrund von Verformung)
vorliegen. Das Ergebnis der Härtemessungen
zeigt, dass die Härte
in dem Bereich, in dem diese Gleitlinien dicht sind, deutlich zunimmt.
Das Vorliegen von vielen Gleitlinien deutet vermutlich darauf hin,
dass sich Versetzungen in der verformten Metallstruktur nahe der
Oberfläche
(ohne Erholung) ansammeln, wodurch es zu Kaltverfestigung kommt.
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Die
chemische Zusammensetzung ist es, die eine Erholung der Versetzung
verhindert und dadurch die Kaltverfestigung fördert. Wenn die Menge der Elemente,
die die Kaltverfestigung fördern,
erhöht
wird, während
gleichzeitig die Menge der Elemente, die die Kaltverfestigung behindern,
verringert wird, würde
die erhaltene Legierung eine gute Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen
aufweisen. Die Erfinder haben festgestellt, dass diese Kaltverfestigung über einen
breiten Temperaturbereich von 400 bis 800°C erfolgt. Der Grund, weshalb
die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung keine Kaltverfestigung
bei Raumtemperatur bewirken, muss untersucht werden. Dennoch scheinen
die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung nützlich als
Elemente für
Gasturbinen, weil sie eine gute Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen
aufweisen.
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Die
Legierungsproben Nr. 1 bis 9 in diesem Beispiel wurden durch wiederholtes
Pressen (oder Walzen) und Wärmebehandlung
bei Raumtemperatur oder hohen Temperaturen ohne Rissbildung und
andere Schäden
problemlos zu einer dünnen
Platte (2 mm dick) verarbeitet. Nach der Wärmebehandlung ließ sich die dünne Platte
ohne weiteres durch Kaltpressen mit Formwerkzeugen formen. Wie vorstehend
erwähnt,
zeigt dieses Beispiel, dass die Legierungen nach der vorliegenden
Erfindung nicht nur hinsichtlich der Verschleißfestigkeit bei hohen Temperaturen überlegen
sind, sondern auch in der Verarbeitbarkeit und Formbarkeit.
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Zweites Beispiel
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Es
gibt eine Situation, bei der der Schaft einer Turbinenschaufel mit
als Dichtungsstiften bezeichneten Plattenelementen versehen ist,
um die Schaufel gegen Vibrationen bei der Drehung zu schützen und
die Kühlluft
einzuschließen. 3 zeigt,
wie die Dichtungsstifte an der Schaufel befestigt sind. Die drei
Dichtungsstifte 1, die an der Innenfläche des Schaufelschafts 2 befestigt
sind, stabilisie ren die Schaufel. Bei laufender Turbine unterliegen
sie einem Verschleiß.
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Die
Dichtungsstifte 1 wurden aus der kobaltbasierten Legierung
(Probe Nr. 1 in Tabelle 1) hergestellt und für Verbrennungstests an tatsächlichen
Turbinenschaufeln befestigt. Die Herstellung der Dichtungsstifte umfasste
die Schritte Schmieden, Lösungsglühen und
Pressen bei Raumtemperatur. Zum Vergleich wurden auch Dichtungsstifte
durch Schmieden aus einer bekannten nickel- oder kobaltbasierten
Legierung hergestellt. Die aus der kobaltbasierten Legierung nach
der vorliegenden Erfindung hergestellten Dichtungsstifte zeigten nach
dem Verbrennungstest keine Anzeichen von Verschleiß oder Schäden, während einige
der Vergleichsdichtungsstifte an ihren Kanten Anzeichen von Verschleiß aufwiesen.
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Drittes Beispiel
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Eine
Gasturbine weist ein als Übergangsstück bezeichnetes
zylindrisches Element auf, das Gas mit hoher Temperatur aus dem
Brennkammereinsatz der Turbine zuführt. Dieses Element weist den
in 4A und 4B gezeigten
Aufbau auf. Das eigentliche Übergangsstück 3 weist
eine runde Gaseintrittsöffnung
(die in den Brennkammereinsatz passt) und eine rechteckige Gasaustrittsöffnung auf.
Die rechteckige Öffnung
weist einen rechteckigen Rahmen 4 auf, der mit Rillen versehen
ist, in die Dichtungsplatten 6 und 7 eingesteckt
werden, um das Hochtemperaturgas einzuschließen. Die Dichtungsplatten,
die in Kontakt mit dem Rahmen sind, unterliegen dem Verschleiß aufgrund
von Vibrationen. Die Dichtungsplatten 7, die miteinander
in benachbarte Rahmen eingesteckt werden, sind flach, aber die Kanten
der Dichtungsplatten 6, die den Rahmen mit den feststehenden
Schaufeln der ersten Stufe verbinden, sind durch Pressen gebogen.
(Der gebogene Teil der Dichtungsplatte greift in die Rille 5 des
Rahmens ein.) 5 zeigt in einer Schnittansicht,
wie die Dichtungsplatte 6 an dem Rahmen 4 und
der feststehenden Schaufel 8 der ersten Stufe befestigt
ist. Verschleiß tritt
hauptsächlich
auf der Oberfläche
der Dichtungsplatte 7 und der Innenfläche 10 des gebogenen
Teils der Dichtungsplatte 6 auf, wie in 5 gezeigt.
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Die
Dichtungsplatten 6 und 7 wurden aus der kobaltbasierten
Legierung (Probe Nr. 3 in Tabelle 1) durch Schmieden, Lösungsglühen und
Kaltpressen in der gleichen Weise wie im zweiten Beispiel hergestellt. Der
gebogene Teil der Dichtungsplatte 6 wurde ebenfalls durch
Kaltpressen geformt. Das Ergebnis des Verbrennungstests mit einer
tatsächlichen
Gasturbine hat gezeigt, dass die aus der bekannten kobaltbasierten
Legierung hergestellten Dichtungsplatten auf der Oberfläche der
Platte 7 und auf der Innenfläche 10 des gebogenen
Teils Verschleiß ausgesetzt
sind, während
die aus der kobaltbasierten Legierung nach der vorliegenden Erfindung
hergestellten Dichtungsplatten nur geringem Verschleiß (1/3 oder
weniger) ausgesetzt sind. Daher zeigt dieses Beispiel, dass die
kobaltbasierte Legierung nach der vorliegenden Erfindung sehr wirksam
bei der Verringerung von Verschleiß ist.
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Die
kobaltbasierte Legierung nach der vorliegenden Erfindung weist eine
gute Verschleißfestigkeit
bei hohen Temperaturen auf (vergleichbar mit der von Stellit 6 als
ein typisches herkömmliches
verschleißfestes Material),
dank der Kaltverfestigungseigenschaften ihrer Matrix, auch wenn
sie keine großen
Mengen Hartpartikel (wie zum Beispiel Carbide) in ihrer Struktur
enthält.
Neben einer guten Verschleißfestigkeit
weist sie auch eine gute Verarbeitbarkeit und Formbarkeit zur Herstellung
von Hochtemperaturelementen zur Verwendung in einer Gasturbine auf.
Aufgrund des verringerten Verschleißes tragen solche Elemente
zur Senkung der Instandhaltungskosten von Gasturbinen und zur Verbesserung
ihrer Betriebseffizienz bei.
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Während die
Erfindung in ihren bevorzugten Ausführungsformen beschrieben worden
ist, gilt als vereinbart, dass die verwendeten Begriffe und Ausdrücke lediglich
als be schreibend und nicht als einschränkend anzusehen sind und dass Änderungen
innerhalb des Umfangs der anliegenden Ansprüche vorgenommen werden können.
