CN105143482A - 镍-钴合金 - Google Patents

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Abstract

Ni-Co-合金，所述合金具有30至65重量％Ni、>0-最多10重量％Fe、>12至<35重量％Co、13至23重量％Cr、1至6重量％Mo、4至6重量％Nb+Ta、>0-<3重量％Al、>0至<2重量％Ti、>0–最多0.1重量％C、>0–最多0.03重量％P、>0–最多0.01重量％Mg、>0–最多0.02重量％B、>0–最多0.1重量％Zr，所述合金满足以下所列出的要求和标准：a)在3原子％＜Al+Ti(原子％)＜5.6原子％以及11.5原子％＜Co＜35原子％的情况下，900℃＜γˊ-固溶温度＜1030℃；b)在800℃时效处理退火500h之后的稳定组织和比例Al/Ti>5(基于以原子％计的含量)。

Description

镍-钴合金
本发明的主题涉及镍-钴合金。
燃气涡轮机中的旋转盘的重要金属材料是镍合金Alloy718。在表1中列出根据标准AMS5662的所述合金Alloy718的化学组成。
在表2中列出根据标准AMS5662的合金Alloy718必须满足的机械性质的要求。此外，对于用作航空涡轮机中的旋转盘而言，要求按照蠕变测试在650℃的温度和550MPa的负荷在35h的负载时间之后(在还更高的要求下在100h之后)<0.2％的伸长以及在疲劳强度试验(低循环疲劳，LowCycleFatigue/LCF-测试)中预期直至断裂的高循环数。在此，取决于测试条件，要求几万次循环直至大于十万次循环的循环数，所述测试条件基于不同的盘设计而指定。根据标准AMS5662，必须满足在三阶段退火之后的机械要求：在介于940和1000℃之间的退火温度的一阶段固溶退火+在720℃时效硬化8h+620℃维持8h。
两个析出相实质上对镍合金Alloy718的高的强度特性负责。这一方面是γ"-相Ni3Nb和另一方面为γ'-相Ni3(Al,Ti)。第三基本析出相是δ-相，其将合金Alloy718的应用温度限制在650℃的最高温度，因为高于该温度亚稳的γ”-相转变为稳定的δ-相。通过该转化，材料损失其蠕变强度特性。然而，在材料Alloy718从再熔炼铸锭到经锻造的钢坯的半成品的制造过程中，δ-相在锻造工艺期间具有重要作用，从而实现非常细晶粒的均匀的晶粒结构。在δ-相的析出温度范围内锻造温度的情况下，在晶粒细化中产生小份额的δ-相的析出。钢坯组织的该小晶粒仍然存在或者由于在尤其是涡轮机盘的制造时的热加工而还是细晶粒的，虽然在该情况下从低于δ-相-固溶温度的温度开始锻造。非常细晶粒的组织是在LCF测试的情况下直至断裂的非常高的循环数的前提条件。因为合金Alloy718的γ’-相的析出温度比大约1020℃的δ-相-固溶温度低得多，所述合金Alloy718具有宽的成型温度窗口，从而使得从铸锭锻造成钢坯或从钢坯锻造成涡轮机盘在由于γ'-相析出的可能的表面断裂方面是没有困难的，在非常低的温度锻造时可能出现所述表面断裂。因此，合金Alloy718在热成型工艺方面是非常好的。然而，不足之处在于合金Alloy718的直至650℃的相对低的应用温度。
另一种镍合金“Waspaloy”由于在直至约750℃的较高温度的良好的组织稳定性而出众并且因此提供比合金Alloy718高约100K的应用温度。合金Waspaloy由于元素Al和Ti的更高的合金份额而达到了在高至更高的温度的组织稳定性。由此，合金Waspaloy具有γ’-相的高的固溶温度，这使得较高的应用温度成为可能。合金Waspaloy的化学组成在表3中根据标准AMS5704列出。
在表4中列出合金Waspaloy根据标准AMS5704必须满足的机械性质方面的要求。此外，对于用作航空涡轮机中的旋转盘而言，要求按照蠕变测试在测试温度和测试负荷在35h的负载时间之后(在还更高的要求下在100h之后)<0.2％的伸长以及在疲劳强度试验(低循环疲劳，LowCycleFatigue/LCF-测试)中预期直至断裂的高循环数。在此，取决于测试条件，要求几万次循环直至大于十万次循环的循环数，所述测试条件基于不同的盘设计而指定。根据标准AMS5704，必须满足在三阶段退火之后的机械要求：在介于996和1038℃之间的退火温度的四阶段固溶退火+在845℃稳定化退火4h+在760℃时效硬化16h。
然而，约1035℃的高的γ'-固溶温度也是合金Waspaloy的差的可热成型性的原因。在约≤980℃的表面温度的情况下，在从再熔炼铸锭到钢坯或者从钢坯到涡轮机盘的锻造工艺时就以可能由于γ’-相析出出现在锻件表面处的深度断裂。因此，Waspaloy的成型温度窗口相当小，这通过在加热炉中多次储存(Rücklagen)引起多个成型加热，由此导致较长的加工时间和因此较高的制造成本。由于必不可少的较高的锻造温度和不存在晶粒细化的δ-相，由合金Waspaloy构成的经锻造的钢坯不可实现非常细的晶粒结构，如在合金Alloy718的情形下所描述那样。
为了航空应用，将合金Alloy718和Waspaloy在VIM-炉中作为初生熔体熔融并在浇铸成圆形电极。在另外的加工步骤之后，所述电极在双熔熔炼法ESU-工艺中或在VAR-工艺中再熔炼或者在三熔方法VIM/ESU/VAR中生产VAR-再熔炼铸锭。在所述再熔炼铸锭可以热成型之前，使其经受均质化退火。接着在多个锻造加热中将再熔炼铸锭锻造成钢坯，再将所述钢坯用作用于制造例如涡轮机盘的锻造前体材料。
US6,730,264公开了以下组成的镍-铬-钴-合金：12至20％Cr，最高4％Mo，最高6％W，0.4至1.4％Ti，0.6至2.6％Al，4至8％Nb(Ta)，5至12％Co，最高14％Fe，最高0.1％C，0.003至0.03％P，0.003至0.015％B，余量的镍。
DE69934258T2公开了用于制备由Waspaloy形成的物品的方法，包括以下步骤：
a)提供材料装料，其以重量％计由18至21Cr、3.5至5Mo、12至15Co、2.75至3.25Ti、1.2至1.6Al、至多0.08Zr、0.003至0.010B、余量Ni和可能的杂质组成；
b)在真空环境中在低于100μ(13.33Pa)的压力下在不含陶瓷的熔融系统中熔融所述材料装料，并将所述材料装料升温至高于合金熔点200°F(93℃)以内的有限的过热；
c)在真空环境中在压铸设备的注射筒(Schussbüchse)中浇铸经熔融的原料装料，从而使经熔融的原料填充少于所述注射筒的一半；和
d)在压力下以可再利用的形式注射经熔融的原料。
本发明的目的在于提供合金，所述合金能够兼有两种已知合金Alloy718和Waspaloy的前文所述的优点，即合金Alloy718的良好的可热成型性和合金Waspaloy的直至约750℃的较高温度的组织稳定性。
该目的由Ni-Co-合金得以解决，所述合金具有30至65重量％Ni、>0-最多10重量％Fe、>12至<35重量％Co、13至23重量％Cr、1至6重量％Mo、4至6重量％Nb+Ta、>0-<3重量％Al、>0至<2重量％Ti、>0–最多0.1重量％C、>0–最多0.03重量％P、>0–最多0.01重量％Mg、>0–最多0.02重量％B、>0–最多0.1重量％Zr，所述合金满足以下所列出的要求和标准：
a)在3原子％≤Al+Ti(原子％)≤5.6原子％以及11.5原子％≤Co≤35原子％的情况下，900℃≤γ'-固溶温度≤1030℃；
b)在800℃时效处理退火(Auslagerungsglühung)500h之后的稳定组织和比例Al/Ti≥5(基于以原子％计的含量)。
根据本发明的合金的有利的实施方案参考所附的从属权利要求。
基于权利要求1所述的参数，根据本发明的合金不再具有合金Alloy718的缺点，即相对低的应用温度，也不再具有合金Waspaloy的缺点，即差的可热成型性。
根据本发明的合金优选满足以下要求：945℃≤γ'-固溶温度≤1000℃。
特别有利的是，当在ΔΤ(δ-γ')≥80K且Al+Ti≤4.7原子％时，可以将Co-含量调节为介于11.5和35原子％之间。
根据本发明的合金有利地具有等于或大于140K的δ-固溶温度和γ'-固溶温度之间的温度间隔并且在此具有介于15和35原子％之间的Co-含量。
根据本发明的另一方面，在所述合金中将Ti-含量调节为≤0.8原子％，其中优选基于含量≤0.65原子％的含量。同样对此可以有帮助的是将(Nb+Ta)-含量限制在介于4.7和5.7重量％之间的值，这改进了合金Alloy718的良好可热成型性和合金Waspaloy的高达约750℃的较高温度的组织稳定性。
两种元素含量比例的值域对于以原子百分比和重量百分比计的结果而言是不同的。在结构水平上，原子份额是重要的。尤其是在表6a中，对于根据本发明的合金重要的元素，即Al、Ti和Co以原子％给出。
作为伴随元素，根据本发明的合金可以包含以下元素：
Cu最高0.5重量％
S最高0.015重量％
Mn最高1.0重量％
Si最高1.0重量％
Ca最高0.01重量％
N最高0.03重量％
O最高0.02重量％
如果对于各应用情形是有意义的，则根据本发明的合金按需要还可以包含以下元素：
V至多4重量％
W至多4重量％。
在根据本发明的合金中，可以如下调节以下元素：
0.05原子％≤Ti≤0.5原子％，
3.6原子％≤Al≤4.6原子％，
15原子％≤Co≤32原子％。
取决于根据本发明的合金的应用领域，以成本观点重要的可能是，元素Ni和/或Co被廉价元素Fe部分地替换。
根据本发明的合金优选可被用作航空涡轮机中的部件，尤其是旋转式涡轮机盘的部件以及用作固定式涡轮机的部件。
所述合金可以被制成以下半成品形式：带材、板材、线材、棒材。
所述材料是耐高温的，并且除了已经提及的应用以外，还可用于以下应用领域：发动机制造中、废气系统中、作为热保护装置、炉制造中、容器制造中、发电厂建造中、尤其是作为过热器管、作为供气和供油技术中的部件、在固定式燃气涡轮机和蒸汽涡轮机中、以及作为用于所有上述应用的焊接添加料。
本发明描述了镍合金，其尤其用于航空涡轮机的关键的旋转部件。根据本发明的合金在高的温度下具有高的组织稳定性并且因此提供比已知的镍合金Alloy718高达100K的温度负荷的可应用性。此外，根据本发明的合金由于比已知的镍合金Waspaloy更佳的可成型性而出众。本发明的合金提供使得在燃气涡轮机中以盘、叶片、支架、壳体或轴形式的可应用性成为可能的技术性能。
上述合金描述了化学组成、技术性能和用于由根据本发明的镍-钴合金制备原料半成品的方法。在下文详述根据本发明的合金的性能：
借助实验室真空电弧炉生产大量具有不同化学组成的实验室熔体。
在具有13mm直径的实心(massive)圆柱形铜金属铸型中进行浇铸。在熔化时，生产三个具有约80mm长度的棒材。将所有合金在熔化之后均质化。整个方法在真空炉中进行并由两个阶段组成：1140℃/6h+1175℃/20h。之后在氩气气氛中进行淬火。经熔化的合金的热加工经由旋转锻造机实现。所述棒材一开始具有13mm的直径并且在四个旋转锻造过程中在直径方面各以一毫米逐渐变细至9mm的最终直径。
表1公开了根据有关标准AMS5662的对应现有技术的合金Alloy718的化学组成，而表2阐明了该合金的机械性能。
表3公开了根据有关标准AMS5662的对应现有技术的合金Waspaloy的化学组成，而表4阐明了该合金的机械性能。
实验室熔体的根据本发明的化学组成在表5中举出。其中作为参比材料，还考虑已知合金A718、A718Plus和Waspaloy。除了所述参比材料以外，还采用字母V和L和采用各两位数字标明试验合金。这些试验合金的化学组成包括以元素Ti、Al、Co和Nb的含量表示的变体。
如果考虑元素Ti、Al和Co以原子百分比计的含量以及Al+Ti之和和元素含量Al/Ti的比例，则在所选择的范围内在γ'-固溶温度、δ-固溶温度与γ'-固溶温度之间的差值、避免初生δ-相和避免η-相、在800℃时效处理退火试验500h之后的组织稳定性、和A718的固溶退火和两阶段时效硬化退火的标准热处理(980℃/1h+720℃/8h+620℃/8h，参见标准AMS5662)之后的机械硬度HV方面产生非常好的技术性能。
在表6a中，试验合金和三种参比材料的元素Al、Ti和Co以原子百分比计的含量以及含量之和Al+Ti之和(以原子百分比计)和比例Al/Ti在表5中举出。
此外，表6b包括了计算得出的δ-相和γ’-相的固溶温度以及由此计算得出的δ-固溶温度和γ'-固溶温度之间的温度差ΔΤ(δ-γ')。在表6b中，另外给出了对试验合金计算的机械硬度值10HV(在根据A718的标准AMS5662的三阶段时效硬化热处理980℃/1h+720℃/8h+620℃/8h之后)。此外，表6b说明了出现η-相外观的评价(计算或观察的)。
在以下实施方案中阐释了选择根据本发明的合金的标准并给出了示例性的试验合金。
出于强度稳定性和组织稳定性的原因，根据本发明的合金的γ'-固溶温度应当比合金A718的γ'-固溶温度高50K，根据本发明的合金具有约850℃的γ'-固溶温度。另一方面，根据本发明的合金的γ'-固溶温度应当低于/等于1030℃。1030℃大致相当于合金Waspaloy的γ'-固溶温度。更高的γ'-固溶温度非常负面地影响可热成型性，因为例如在锻造工艺中在锻件的表面温度已经轻微低于γ'-固溶温度的情况下，γ'-析出导致锻件表面强烈的硬化，这又可能在另外的锻造成型时导致锻件表面的显著的断裂。
因此，应当满足要求900℃<γ'-固熔温度≤1030℃。
图1中示出了与试验合金的化学组成的含量之和Al+Ti(原子％)相关的试验合金的γ'-固溶温度。
由图1看出，通过限定3原子％≤Al+Ti(原子％)≤5.6原子％满足了要求“900℃≤γ'-固熔温度≤1030℃”。试验合金V12、V13、V14、V15、V16、V17、V20、V21、V22、L04、L07、L09、L15、L16、L17和L18是该范围的示例性合金。
为了还更佳的可热成型性，根据本发明的合金的γ'-固溶温度应当为<1000℃，以及为了在还更高的温度的组织稳定性，所述γ'-固熔温度为>945℃。对于该范围而言，试验合金V14、V16、V17、V20、V21、V22、L04、L15、L16、L17和L18是示例性合金。限制在在945℃和1000℃之间的温度范围由图2是显而易见的。
试验合金的Co-含量影响δ-固熔温度和γ'-固熔温度并且因此影响ΔΤ(δ-γ')。根据本发明的合金的Co-含量不能过高，由此不出现初生δ-相。这将Co-含量限制在＜35原子％。出现初生δ-相的示例性的合金是试验合金L12和L13，而这具有约50原子％的Co-含量。
图3(其中相对试验合金的Co和Ti的含量的图标记了η-相的出现)显示了在具有大于16原子％的Co-含量的合金的情况下，必须将根据本发明的合金的Ti-含量限制在≤0.8原子％，以避免稳定的η-相的出现。具有≤0.8原子％的Ti的示例性合金是试验合金V12、V13、V14、V15、V16、V17、V21和V22。优选的合金具有≤0.65原子％的Ti-含量。这是示例性试验合金V16、V17、V21和V22。
在锻造工艺时，为了组织的晶粒细化，使用少许份额的δ-相，即在最终地锻造加热中，从稍微低于δ-固溶温度的温度开始锻造，以产生各锻件的非常细晶粒的组织。为了可以在另一方面以足够大的锻造温度窗口加工，γ'-固溶温度不能过高，并且其必须明显低于根据本发明的合金的δ-固溶温度。所述足够大的锻造温度窗口应当为≥80K。因此，δ-固熔温度与γ'-固溶温度之间的差值ΔΤ(δ-γ')应当为≥80K。
由图4看出，当Al+Ti含量之和≤4.7原子％且Co-含量≥11.5原子％时，ΔΤ(δ-γ')为≥80K。当合金的Co-含量同时为≥15原子％时，≥140K的δ-固熔温度与γ'-固溶温度之间的还更大的温度间隔也是可能的。
另一标准由这样的要求产生，即根据本发明的合金的组织在800℃的时效处理退火温度(500h之后)的情况下应当是稳定的。根据本发明的合金满足了该标准，所述合金具有Al/Ti≥5.0的比例。对此的示例性合金是试验合金V13、V15、V16、V17、V21和V22。
在表7中举出了根据本发明的合金所要求Al/Ti-比例的示例性试验合金。
试验合金L4、V10、V15、V16和V17在800℃时效处理退火500h之后的示例性REM-照片示于图5a-5e中。
表1：根据标准AMS5662的合金Alloy718的化学组成。
元素 重量百分比
C 最高0.08
Mn 最高0.35
P 最高0.015
S 最高0.015
Si 最高0.35
Cr 17-21％
Ni 50-55％
Fe 余量
Mo 2.8-3.3％
Nb 4.75-5.5％
Ti 0.65-1.15％
Al 0.2-0.8％
Al+Ti 0.85-1.95％
Co 最高1％
B 最高0.006％
Cu 最高0.3％
Pb 最高0.0005％
Se 最高0.0003％
Bi 最高0.00003％
表2：根据标准AMS5662的合金Alloy718的机械性质
表3：根据标准AMS5704的合金Waspaloy的化学组成。
元素 重量百分比
C 0.02-0.10％
Mn 最高0.1％
P 最高0.015％
S 最高0.015％
Si 最高0.15％
Cr 18-21％
Fe 最高2％
Mo 3.5-5.0％
Nb
Ti 2.75-3.25％
Al 1.2-1.6％
Co 12-15％
Ni 余量
B 0.003-0.01％
Cu 最高0.1％
Zr 0.02-0.08％
Pb 最高0.0005％
Bi 最高0.00003％
Se 最高0.0003％
Ag 最高0.0005％
表4：根据标准AMS5704的合金Waspaloy的机械性质。
表5：试验合金的化学组成(以重量百分比计)(首次分析)。所有合金的C-含量为约0.025重量％。关于伴随元素，各合金可以按需要包含以下元素：Cu、S、Mn、Si、Ca、N、O。取决于应用情形，各合金中也可以存在W至多4重量％和/或V至多4重量％。合金A718Plus和Waspaloy包含各1重量％W。
合金 Ni Fe Cr Mo Ti Al Nb+Ta Co
V05 余量 0.05 18.17 2.96 2.00 1.96 5.50 17.03
V07 余量 0.06 18.40 2.96 2.01 1.97 5.45 29.95
V10 余量 0.05 18.48 3.03 1.11 2.04 5.38 17.03
V11 余量 0.06 18.50 3.05 1.11 2.03 5.39 30.04
V12 余量 0.05 18.40 2.97 0.50 1.23 5.53 17.04
V13 余量 0.04 18.41 2.99 0.49 1.97 5.50 16.98
V14 余量 0.04 18.43 2.99 0.49 1.60 5.52 17.01
V15 余量 0.04 18.50 2.96 0.50 2.33 5.45 17.05
V16 余量 0.05 18.25 2.98 0.17 1.90 5.51 17.25
V17 余量 0.05 18.48 2.96 0.17 1.90 5.40 24.98
V20 余量 0.05 18.70 2.99 0.52 2.04 5.60 30.10
V21 余量 0.04 18.70 2.96 0.20 2.04 5.58 25.06
V22 余量 0.04 18.70 2.96 0.20 2.04 5.40 30.10
L03 余量 0.18 18.20 2.90 0.75 0.63 5.49 16.98
L04 余量 0.04 18.45 3.06 1.09 1.24 5.46 17.05
L06 余量 0.21 18.40 2.91 0.73 0.64 5.49 30.00
L07 余量 0.38 18.32 2.93 1.07 0.92 5.49 17.04
L09 余量 0.46 18.40 2.94 1.46 1.23 5.60 16.90
L12 余量 0.34 18.50 2.90 0.72 0.61 5.36 49.76
L13 余量 0.45 18.32 2.90 1.48 0.69 5.59 49.88
L15 余量 0.03 18.47 3.03 1.09 1.25 5.38 13.99
L16 余量 0.03 18.46 3.02 1.64 0.92 5.40 12.00
L17 余量 0.04 18.42 3.04 1.12 1.23 5.41 25.14
L18 余量 0.05 18.49 3.04 1.11 1.24 5.38 30.01
A718 余量 17.06 18.71 2.93 0.99 0.48 5.32 0.02
A718Plus 余量 10.00 18.00 2.75 0.70 1.45 5.45 9.00
Waspaloy 余量 0.20 19.5 4.25 3.00 1.30 0 13.5
表6a：试验合金的以原子百分比表示的元素含量或者元素含量的比例
表6b：δ-和γ’-相的固熔温度，δ-和γ’-相的固熔温度的差值ΔΤ(δ-γ')，硬度10HV(对A718根据标准AMS5662在时效硬化热处理980℃/1h+720℃/8h+620℃/8h之后)和试验合金的η-相评价。
表7：根据本发明的合金所要求的Al/Ti比例的示例性试验合金。
以进一步描述的方式中的本发明的主题参见图6和7与表8结合。
图6和7显示了新合金(VDMAlloy780Premium)在20℃、650℃、700℃和750℃时的具有强度测试数据的图，在此装料25、26和27与属于现有技术的合金Alloy718(装料420159)对比。由所述图可看出，A780相对于A718在更高的测试参数在拉伸试验中达到更高的强度值Rp0,2(以硬化状态的镦煅试样测量)。
此外发现，A780即使在蠕变断裂测试和应力断裂测试中在700℃也实现期望的机械性质：明显小于0.2％蠕变拉伸以及在应力断裂测试中>23h的明显更长的保持时间(在其它相同的测试条件下，如A718在仅直至650℃的测试温度所达到的这些性质)。
表8显示了在图6和7中举出的装料25-27，其与A718对比。在此可看出的是，A780-装料25-27在热拉伸试验中在较高的温度(700℃和750℃)的抗拉强度Rm尤其实现了比A718更高的值。
附图描述
图1：与化学组成的含量之和Al+Ti(原子％)相关的试验合金的γ'-固溶温度。
图2：在945℃和1000℃之间的限定的温度范围的与化学组成的含量之和Al+Ti(原子％)相关的试验合金的γ'-固溶温度。
图3：相对试验合金的Co和Ti含量的图的η-相的出现。
图4：与含量之和Al+Ti(原子％)相关的试验合金的δ-固熔温度和γ'-固溶温度之间的差值。空心方形：Co<11.5原子％，空心菱形：11.5原子％≤Co≤18原子％，实心菱形：Co>18原子％。
图5：试验合金L4、V10、V15、V16和V17在800℃时效处理退火500h之后的示例性REM-照片。
图6：与Alloy718对比的A780变体(拉伸试验：Rp0,2)。
图7：与Alloy718对比的A780变体(拉伸试验：Rm)。

Claims (17)

1.Ni-Co-合金，所述合金具有30至65重量％Ni、>0-最多10重量％Fe、>12至<35重量％Co、13至23重量％Cr、1至6重量％Mo、4至6重量％Nb+Ta、>0-<3重量％Al、>0至<2重量％Ti、>0–最多0.1重量％C、>0–最多0.03重量％P、>0–最多0.01重量％Mg,>0–最多0.02重量％B,>0–最多0.1重量％Zr，所述合金满足以下所列出的要求和标准：
a)在3原子％≤Al+Ti(原子％)≤5.6原子％以及11.5原子％≤Co≤35原子％的情况下，900℃≤γ'-固溶温度≤1030℃；
b)在800℃时效处理退火500h之后的稳定组织和比例Al/Ti≥5(基于以原子％计的含量)。
2.根据权利要求1所述的合金，所述合金满足945℃≤γ'-固溶温度≤1000℃。
3.根据权利要求1或2所述的合金，所述合金具有ΔΤ(δ-γ')≥80K且Al+Ti≤4.7原子％，以及具有Co-含量≥11.5和≤35原子％。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的合金，所述合金具有等于或大于140K的δ-固溶温度和γ'-固溶温度之间的温度间隔并且具有≥15和≤35原子％的Co-含量。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的合金，所述合金具有Ti-含量≤0.8原子％。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的合金，所述合金具有Ti-含量≤0.65原子％。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的合金，所述合金具有4.7≤Nb+Ta≤5.7重量％的含量。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的合金，所述合金按需要包含以下伴随元素：
最高0.5重量％Cu
最高0.015重量％S
最高1.0重量％Mn
最高1.0重量％Si
最高0.01重量％Ca
最高0.03重量％N
最高0.02重量％O。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的合金，所述合金按需要还包含：
至多4重量％V
至多4重量％W。
10.根据权利要求1至9中任一项所述的合金，所述合金包含根据以下限值的Ti、Al和Co：
0.05原子％≤Ti≤0.5原子％，
3.6原子％≤Al≤4.6原子％，
15原子％≤Co≤32原子％。
11.根据权利要求1至10中任一项所述的合金，其特征在于，按需要可将元素Ni和/或Co被元素Fe部分地替换。
12.根据权利要求1至11中任一项所述的合金，其特征在于，所述合金可用于以下半成品形式：带材、板材、线材、棒材。
13.根据权利要求1至12中任一项所述的合金的用途，作为航空涡轮机的部件，尤其是旋转式涡轮机盘的部件以及固定式涡轮机的部件。
14.根据权利要求1至12中任一项所述的合金的用途，用于发动机制造中、炉制造中、容器制造中、发电厂建造中。
15.根据权利要求1至12中任一项所述的合金的用途，作为供气和供油技术中的部件。
16.根据权利要求1至12中任一项所述的合金的用途，作为固定式燃气涡轮机和蒸汽涡轮机中的部件。
17.根据权利要求1至12中任一项所述的合金的用途，作为焊接添加料。
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