DE112019001491B4

DE112019001491B4 - Ni-BASIERTE LEGIERUNG UND HITZEBESTÄNDIGES PLATTENMATERIAL, DAS UNTER VERWENDUNG DERSELBEN ERHALTEN WIRD

Info

Publication number: DE112019001491B4
Application number: DE112019001491.9T
Authority: DE
Inventors: Toshihiro Uehara; Shogo Momono
Original assignee: Proterial Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2018-03-23
Filing date: 2019-03-20
Publication date: 2023-07-20
Anticipated expiration: 2039-03-21
Also published as: DE112019001491T5; JPWO2019182024A1; US11208707B2; WO2019182024A1; US20210115537A1; JP6745050B2

Abstract

Eine Ni-basierte Legierung bestehend aus, bezogen auf die Masse, C: 0,002 bis 0,10%, Si: weniger als 1,0%, Mn: bis zu 1,0%, P: bis zu 0,04% (einschließlich 0%), S: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), Cr: 15,0 bis 25,0%, Co: 0,1 bis 18,0%, Mo: nicht weniger als 2,0% und weniger als 4,0%, Al: 3,5 bis 5,0%, Ti: nicht weniger als 0,01% und weniger als 0,5%, Zr: 0,01 bis 0,1%, B: 0,001 bis 0,015%, Fe: bis zu 3,0%, Mg oder Mg+0,6×Ca: 0,0005 bis 0,01%, N: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), O: bis zu 0,005% (einschließlich 0%) und der Rest Ni mit unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei S/Mg oder S/(Mg+0,6×Ca) bis zu 1,0 beträgt und wobei ein durch die folgende Formel (1) dargestellter G-Wert 30 bis 45 beträgt:G=7+0,11Cr+8,23Al+4,66Ti−0,13(Ni+Co)

Description

GEGENSTAND DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Ni-basierte Legierung, die wärmeverformbar ist, und eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit aufweist, und auf ein hitzebeständiges Plattenmaterial, das unter Verwendung derselben erhalten wird.
STAND DER TECHNIK
In einem Verbrennungsmotor, wie beispielsweise einem Automotor, wird die Verbindung an verschiedenen Verbindungsstellen unter Zwischenschaltung einer Metalldichtung durchgeführt, um das Austreten von Hochtemperaturverbrennungsgas und Kühlwasser zu vermeiden und die Luftdichtigkeit aufrechtzuerhalten. In den letzten Jahren hat sich die Verbrennungstemperatur des Motors aufgrund der Verbesserung der Kraftstoffeffizienz in Automobilen, der Verschärfung der Emissionskontrolle usw. tendenziell erhöht. Darüber hinaus nimmt auch die Anzahl der Motoren zu, die mit einem Abgasturbolader oder einer Abgasrückführung ausgestattet sind und Hochtemperaturabgas verwenden. Aufgrund der höheren Verbrennungstemperatur von Automobilmotoren ist es erforderlich, die Hitzebeständigkeit der Motorteile zu verbessern. Als Metallwerkstoff für Auslassventile von Motoren, Zündkerzen, Räder für Turbolader und dergleichen werden hitzebeständige Werkstoffe mit höherer Hochtemperaturfestigkeit und höherer Oxidationsbeständigkeit eingesetzt. Auspuffmetalldichtungen, Metallfedern, hitzebeständige Schrauben usw., die in den Verbindungsteilen von Motoren, einschließlich Abgasturbolader, Abgasrückführung usw. verwendet werden, stellen keine Ausnahme davon dar, und es ist erforderlich, dass diese Motorteile eine hohe Festigkeit bei hohen Temperaturen aufweisen.
Herkömmlich wird häufig austenitischer Edelstahl SUS 301 für eine Metalldichtung für einen Zylinderkopf eines Automotors verwendet. Mit zunehmender Motorleistung wurde austenitischer Edelstahl für Metalldichtungen mit einem hohen Anteil an N entwickelt, der eine weitere verbesserte Festigkeit, Hochtemperaturfestigkeit, Oxidationsbeständigkeit usw. aufweist (Patentdokument 1). Darüber hinaus werden eine Metalldichtung aus einer Fe-Ni-Cr-Legierung, die durch eine Kombination von Kaltwalzen und Ausscheidungshärtung verfestigt wurde, und ein Verfahren zu ihrer Herstellung offenbart (Patentdokument 2).
LISTE DER REFERENZDOKUMENTE
PATENTDOKUMENTE

Patentdokument 1: JP H9-279315 A
Patentdokument 2: JP 2011-80598 A

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
AUFGABE DER ERFINDUNG
Bei dem in Patentdokument 1 offengelegten austenitischen Edelstahl handelt es sich um einen austenitischen Edelstahl, der durch Zugabe einer großen Menge N eine verbesserte Hitzebeständigkeit aufweist. Es gibt jedoch eine Grenze für die Verbesserung der Hitzebeständigkeit durch Zugabe von N zur Verwendung in einer Metalldichtung einer Auspuffanlage, die höheren Temperaturen ausgesetzt ist. Darüber hinaus werden in Patentdokument 2 Legierungen und Herstellungsverfahren für verschiedene Metalldichtungen aus Fe-Ni-Cr-Legierungen offengelegt. Insbesondere die ausscheidungshärtende Fe-Ni-Cr-Legierung weist eine verbesserte Hochtemperaturfestigkeit auf, weil die γ' (Gamma-Strich)-Phase und/oder die γ'' (Gamma-Zweistrich)-Phase, die intermetallische Verbindungen aus Ni, Al, Ti und Nb sind, fein ausgehärtet sind. Doch selbst die ausscheidungshärtende Fe-Ni-Cr-Legierung, die Ni, Al, Ti, Nb, usw. enthält und in Patentdokument 2 offenbart wird, weist ein Problem auf, da sie nicht in der Lage ist, mit dem jüngsten Anstieg der Motortemperatur fertigzuwerden. Daher wird eine hitzebeständige Legierung, die höheren Temperaturen standhalten kann, gewünscht.
Ein Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung einer hochfesten Legierung auf Ni-Basis, die sich hauptsächlich für die Verbindung einer Auspuffanlage eignet, die einer hohen Temperatur ausgesetzt ist, wie beispielsweise in einem Kraftfahrzeugmotor, und die in der Lage ist, die Verarbeitung, wie beispielsweise Warm- und Kaltverformung, zu erleichtern, und eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit aufweist, sowie die Bereitstellung eines hitzebeständigen Plattenmaterials, das unter Verwendung derselben erhalten wird.
GEGENSTAND DER ERFINDUNG
Um die vorstehend genannten Probleme zu lösen, bewerteten die Erfinder der vorliegenden Erfindung den thermischen Absetzwiderstand der Legierung 718, von der allgemein bekannt ist, dass sie eine hohe Festigkeit aufweist, und stellten fest, dass die Verformung durch das thermische Absetzen bei 700°C gering, bei 800°C jedoch groß war. Auf der anderen Seite ist die Waspaloy-Legierung als eine Legierung auf Ni-Basis bekannt, die durch Ausscheidungshärtung verfestigt wird und eine höhere Hochtemperaturfestigkeit als die Legierung 718 aufweist. Die Waspaloy-Legierung weist jedoch insofern ein Problem auf, als dass die Warmverformung schwierig ist, weil die Festphasentemperatur der γ'-Phase, die eine Phase ist, die die Ausscheidung verfestigt, hoch ist.
Daher wurden intensive Untersuchungen an einer ausscheidungsverfestigten Superlegierung auf Ni-Basis durchgeführt, die eine höhere Hochtemperaturfestigkeit als die Legierung 718 und eine verbesserte Warmverformbarkeit im Vergleich zur Waspaloy-Legierung aufweist. Als ein Ergebnis wurde bei einer ausscheidungsverfestigten Legierung auf Ni-Basis mit hoher Festigkeit bei hohen Temperaturen, wie beispielsweise einer Waspaloy-Legierung, festgestellt, dass zur Verbesserung der Warmverformbarkeit eine Optimierung der chemischen Zusammensetzung zur Senkung der Solvus-Temperatur der γ'-Phase, die die ausscheidungsverfestigte Phase ist, und zur Erzielung einer hohen Hochtemperaturfestigkeit eine Optimierung der chemischen Zusammensetzung zur Erhöhung des Anteils der γ'-Phase wirksam ist. So haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung Legierungszusammensetzungen erfunden, die sowohl eine gute Warmverformbarkeit als auch eine hohe Hochtemperaturfestigkeit erreichen können.
Darüber hinaus ist bekannt, dass es zur Senkung der Solvus-Temperatur der γ'-Phase und zur gleichzeitigen Erhöhung der Ausscheidungsmenge vorzuziehen ist, die γ'-Phase als nur aus Ni und AI bestehende Phase ohne Zusatz von Ti und Nb zu erzeugen. Da jedoch Carbide des MC-Typs nur dann erzeugt werden, wenn überhaupt Ti und Nb hinzugefügt werden, werden Carbide des M₆C-Typs leicht erzeugt, und es kommt leicht zur Entmischung. Daher haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung erfunden, dass die Zugabe einer kleinen Menge Ti wirksam ist, um die Entmischung zu unterdrücken. Auf der Grundlage dieser neuen Erkenntnisse haben die Erfinder das optimale Gleichgewicht einer chemischen Zusammensetzung für eine Legierung auf Ni-Basis gefunden, die leicht durch Warm- und Kaltverformung hergestellt werden kann und eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit aufweist, und gelangten zu dieser Erfindung.
Daher bezieht sich die vorliegende Erfindung auf eine Legierung auf Ni-Basis bestehend aus, bezogen auf die Masse, C: 0,002 bis 0,10%, Si: weniger als 1,0%, Mn: bis zu 1,0%, P: bis zu 0,04% (einschließlich 0%), S: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), Cr: 15,0 bis 25,0%, Co: 0,1 bis 18,0%, Mo: nicht weniger als 2,0% und weniger als 4,0%, Al: 3,0 bis 5,0%, Ti: nicht weniger als 0,01% und weniger als 0,5%, Zr: 0,01 bis 0,1%, B: 0,001 bis 0,015%, Fe: bis zu 3,0%, Mg oder Mg+0,6×Ca: 0,0005 bis 0,01%, N: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), O: bis zu 0,005% (einschließlich 0%), und der Rest Ni mit unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei S/Mg oder S/(Mg+0,6×Ca) bis zu 1,0 beträgt und wobei ein durch die folgende Formel (1) dargestellter G-Wert 30 bis 45 beträgt. $G = 7 + 0,11 Cr + 8,23 Al + 4,66 Ti - 0,13 (Ni + Co)$
Bevorzugt besteht die hochfeste Legierung auf Ni-Basis aus, bezogen auf die Masse, C: 0,005 bis 0,05%, Si: bis zu 0,5%, Mn: bis zu 0,5%, P: bis zu 0,03% (einschließlich 0%), S: bis zu 0,007% (einschließlich 0%), Cr: 16,0 bis 23,0%, Co: nicht weniger als 4,0% und weniger als 15,0%, Mo: nicht weniger als 3,0% und weniger als 4,0%, Al: 3,0 bis 5,0%, Ti: 0,05% bis 0,3%, Zr: 0,02 bis 0,08%, B: 0,002 bis 0,010%, Fe: bis zu 3,0%, Mg oder Mg+0,6×Ca: 0,0005 bis 0,01%, N: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), O: bis zu 0,005% (einschließlich 0%) und der Rest Ni mit unvermeidbaren Verunreinigungen, und S/Mg oder S/(Mg+0,6×Ca) beträgt bis zu 1,0.
Außerdem beträgt gemäß der vorliegenden Erfindung die Solvus-Temperatur der y'-Phase bevorzugt 900 bis 1000°C.
Die vorliegende Erfindung bezieht sich ebenfalls auf hitzebeständiges Plattenmaterial aus der Ni-basierten Legierung.
WIRKUNGEN DER ERFINDUNG
Gemäß der vorliegenden Erfindung weisen Metalldichtungen, Federn für hohe Temperaturen, hitzebeständige Schrauben, Dichtringe usw., die zur Verbindung von Teilen verwendet werden, die hohen Temperaturen ausgesetzt sind, wie beispielsweise die Auspuffanlage eines Automotors, eine höhere Zuverlässigkeit auf, da eine gute Warmverformbarkeit des zu bearbeitenden Materials, eine gute Kaltverformbarkeit zur Erreichung der Form der Teile, eine hohe Festigkeit bei der Verwendung bei hohen Temperaturen, ein guter thermischer Absetzwiderstand und Ähnliches erreicht werden kann.
Figurenliste

ist ein Diagramm, das den Vergleich der Vickers-Härte nach der Behandlung in Lösung bei 1040°C und nach der Alterungsbehandlung zeigt.
ist ein Diagramm, das den Vergleich der thermischen Absetzverschiebung nach Erwärmung bei 700°C für 4 Stunden nach der Behandlung in Lösung bei 1040°C und nach der Alterungsbehandlung zeigt.
ist ein Diagramm, das einen Vergleich der thermischen Absetzverschiebung nach Erwärmung bei 800°C für 4 Stunden nach der Behandlung in Lösung bei 1040°C und nach der Alterungsbehandlung zeigt.
ist ein Diagramm, das einen Vergleich der thermischen Absetzverschiebung nach Erwärmung bei 700°C für 4 Stunden nach der Behandlung in Lösung bei hohen Temperaturen von 1100 bis 1150°C und nach der Alterungsbehandlung zeigt.
ist ein Diagramm, das einen Vergleich der thermischen Absetzverschiebung nach Erwärmung bei 800°C für 4 Stunden nach der Behandlung bei hohen Temperaturen in Lösung von 1100 bis 1150°C und nach der Alterungsbehandlung zeigt.

MODUS ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
Zunächst wird jedes in der vorliegenden Erfindung spezifizierte Element und dessen Gehalt beschrieben. Darüber hinaus wird der Gehalt als Massen% beschrieben, sofern nicht anders angegeben.
C: 0,002 bis 0,10%
C verbessert nicht nur die Festigkeit und die Duktilität bei Raumtemperatur und hohen Temperaturen in einer ausgewogenen Weise, indem es Carbide des MC-Typs mit Ti bildet und die Körner feiner macht, sondern bildet auch eine Verbindung mit S, um die Wirkung der Verbesserung der Korngrenzenfestigkeit zu erzeugen. Daher ist es notwendig, eine kleine Menge hinzuzufügen. Beträgt sie jedoch weniger als 0,002%, so wird die Menge der gebildeten MC-Carbide verringert und eine ausreichende Wirkung kann nicht erzielt werden, während bei einem Anteil von mehr als 0,10% grobe Carbide vom MC-Typ erzeugt werden, wodurch die Duktilität verringert und die Menge an Ti, die für die Aushärtung während des Gebrauchs erforderlich ist, verringert wird. Daher wurde C auf 0,002 bis 0,10% festgelegt. Bevorzugt liegt die Untergrenze von C bei 0,005% und die Obergrenze bei 0,05%. Um die oben erwähnte Wirkung des C-Zusatzes zuverlässig zu erhalten, ist es außerdem bevorzugt, dass die Untergrenze von C 0,01% und die Obergrenze von C 0,04% beträgt.
Si: weniger als 1,0%, Mn: bis zu 1,0%
Si und Mn werden als desoxidierende Elemente zugesetzt, aber eine übermäßige Zugabe kann die Hochtemperaturfestigkeit verringern, so dass Si auf weniger als 1,0% und Mn auf bis zu 1,0% begrenzt ist. Besonders bevorzugt ist es, wenn Si bis zu 0,5% und Mn bis zu 0,5% beträgt.
P: bis zu 0,04% (einschließlich 0%), S: bis zu 0,01% (einschließlich 0%)
P und S sind verunreinigende Elemente und sind bevorzugt in kleinen Mengen enthalten und können daher jeweils 0% betragen. Obwohl P und S nicht aktiv zugesetzt werden, können sie aus Rohstoffen und Ähnlichem beigemischt werden. Im Falle der Beimischung, wenn P bis zu 0,04% und S bis zu 0,01% beträgt, wirken sich diese Mengen nicht nachteilig auf die Eigenschaften der Ni-basierten Legierung und des hitzebeständigen Plattenmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung aus. Daher wurde P auf bis zu 0,04% und S auf bis zu 0,01% eingestellt. P liegt bevorzugt bei bis zu 0,03%, besonders bevorzugt bei bis zu 0,01%. S liegt bevorzugt bei bis zu 0,007%, besonders bevorzugt bei bis zu 0,005%.
Cr: 15,0 bis 25,0%
Cr ist ein Element, das für die Aufrechterhaltung der Oxidationsbeständigkeit der Ni-basierten Legierung erforderlich ist. Wenn Cr weniger als 15,0% beträgt, kann die für die Ni-basierte Legierung erforderliche Oxidationsbeständigkeit nicht erreicht werden. Wenn Cr dagegen 25,0% überschreitet, wird die Austenit-Phase der Matrix instabil, und es bildet sich während der Langzeitverwendung eine schädliche Versprödungsphase, wie die σ (Sigma)-Phase, die die Festigkeit und Duktilität der Ni-basierten Legierung herabsetzt. Daher wurde Cr auf 15,0 bis 25,0% eingestellt. Die Untergrenze von Cr liegt bevorzugt bei 16,0% und die Obergrenze von Cr bevorzugt bei 23,0%.
Co: 0,1 bis 18,0%
Co ist ein wirksames Element, das sich nicht nur in der Austenit-Phase auflöst, um die Festigkeit durch Mischkristallverfestigung zu erhöhen, sondern auch dazu beiträgt, eine große Menge Mo, Al, Ti usw. aufzulösen, was indirekt die Mischkristallverfestigung und Aushärtung zur Verbesserung der Festigkeit fördert. Wenn der Co-Gehalt unter 0,1% liegt, ist die Wirkung tendenziell unzureichend, während bei einem Co-Gehalt von über 18,0% die Kaltverfestigung zunimmt und somit die Kaltverformbarkeit wahrscheinlich abnimmt und ebenfalls wird während des Einsatzes bei hohen Temperaturen leicht eine Versprödungsphase erzeugt. Daher wurde Co auf 0,1 bis 18,0% festgelegt. Es ist bevorzugt, in Mengen von wenigstens 4,0%, besonders bevorzugt bis zu 17,0%, ganz besonders bevorzugt weniger als 15,0% und noch weiter bevorzugt bis zu 14,0% vorhanden.
Mo: nicht weniger als 2,0% und weniger als 4,0%
Mo ist ein Element, das aufgrund der Mischkristallverfestigung durch Auflösung in der Austenit-Phase die Raumtemperaturfestigkeit und die Hochtemperaturfestigkeit wirksam erhöht. Es ist ein notwendiges und wichtiges Element, weil es die Wirkung hat, die Verformung bei hoher Temperatur durch Wechselwirkung mit Versetzungen während der Verwendung bei hoher Temperatur zu unterdrücken. Wenn Mo weniger als 2,0% beträgt, ist der Effekt der Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit gering, wohingegen bei 4,0% oder mehr eine Versprödungsphase, wie beispielsweise vom Carbid-Typ M₆C oder eine Laves-Phase erzeugt werden kann. Daher wurde Mo auf nicht weniger als 2,0% und weniger als 4,0% festgelegt. Die bevorzugte untere Grenze von Mo liegt bei 3,0%.
Al: 3,0 bis 5,0%
Al ist eines der wesentlichen Elemente der γ'-Phase, die eine intermetallische Verbindung ist, die sich während der Alterungsbehandlung oder während des Gebrauchs mit Ti ausscheidet und ist ein Element, das für die Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit während des Gebrauchs notwendig ist. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Menge an Ti in der γ'-Phase verringert, indem die Menge an Ti niedrig gehalten wird, und die Hauptbestandteile der γ'-Phase Ni und AI sind. Außerdem wird durch die Erhöhung der Menge an AI die Menge an γ' erhöht, die sich bei der Alterung ausscheidet, so dass die ausscheidungsverhärtende Wirkung im Betriebstemperaturbereich erhöht wird und die Festigkeit erhöht wird. Außerdem wird durch die Verwendung von Ni und Al als Hauptbestandteile der γ'-Phase die Solvus-Temperatur der γ'-Phase gesenkt und die Festigkeit im Temperaturbereich des Warmschmiedens verringert, um die Warmverformbarkeit zu verbessern. Wenn Al weniger als 3,0% beträgt, kann keine ausreichende Festigkeit im Betriebstemperaturbereich erreicht werden, wohingegen bei Zugabe von mehr als 5,0% die Solvus-Temperatur von γ' hoch wird und sich die Warmverformbarkeit verschlechtert. Daher wurde Al auf 3,0% bis 5,0% festgelegt. Die bevorzugte untere Grenze von Al liegt bei 3,5%.
Ti: nicht weniger als 0,01% und weniger als 0,5%
Ti ist eines der wesentlichen Elemente der γ'-Phase, die eine intermetallische Verbindung ist, die sich während der Alterungsbehandlung oder während des Gebrauchs mit Al ausscheidet, und es ist ein Element, das bei der Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit während des Gebrauchs wirksam ist. Wenn jedoch andererseits die Menge an Ti in der γ'-Phase zunimmt, erhöht sich die Solvus-Temperatur der γ'-Phase und die γ'-Phase löst sich auch im Warmverformungstemperaturbereich nicht auf, was zu einer signifikanten Abnahme der Warmverformbarkeit führt. Wenn also der Warmverformbarkeit eine Bedeutung beigemessen wird, ist es wirksam, die Menge an Ti auf ein niedriges Niveau zu unterdrücken und nur eine geringe Menge hinzuzufügen. Darüber hinaus bildet Ti zusammen mit C ein Carbid des MC-Typs und ist wirksam, um das Wachstum von Austenit-Körnern zu unterdrücken und eine geeignete Korngröße beizubehalten. Da Ti enthaltendes Carbid des MC-Typs S auflösen kann, ist es außerdem wirksam, um S, der sich wahrscheinlich in den Austenit-Korngrenzen entmischt, wirksam einzufangen, wodurch die Reinheit verbessert wird und die Hochtemperaturfestigkeit erhöht wird. Wenn Ti weniger als 0,01% beträgt, kann keine ausreichende Wirkung erzielt werden. Wenn es andererseits 0,5% oder mehr beträgt, ist die Solvus-Temperatur der γ'-Phase zu hoch und die Warmverformbarkeit verschlechtert sich. Daher wurde Ti auf nicht weniger als 0,01 % und weniger als 0,5% eingestellt. Die bevorzugte untere Grenze von Ti liegt bei 0,05% und die bevorzugte obere Grenze von Ti liegt bei 0,3%.
Zr: 0,01 bis 0,1%
Zr muss hinzugefügt werden, um die Korngrenzen zu verstärken. Da Zr eine wesentlich kleinere Atomgröße als Ni aufweist, das ein Element ist, aus dem die Matrix besteht, hat es die Wirkung, sich an den Korngrenzen zu entmischen und den Korngrenzenschlupf bei hohen Temperaturen zu unterdrücken. Insbesondere hat es die Wirkung, dass es die Kerbrissempfindlichkeit deutlich verringert. Daher kann die Wirkung der Verbesserung der Zeitstandfestigkeit und der Duktilität bei Kriechbruch erzielt werden, aber wenn eine übermäßige Menge hinzugefügt wird, verschlechtert sich die Oxidationsbeständigkeit, während bei einem Anteil von weniger als 0,01% der Grad der Entmischung an der Korngrenze gering ist, so dass keine ausreichende Wirkung erzielt werden kann. Daher wurde Zr auf 0,01 bis 0,1% festgelegt. Eine bevorzugte untere Grenze liegt bei 0,02% und eine bevorzugte obere Grenze liegt bei 0,08%.
B: 0,001 bis 0,015%
B ist ein Element, das die Festigkeit und Duktilität bei hohen Temperaturen aufgrund der Verfestigung der Korngrenzen wirksam erhöht, wenn es in einer geringen Menge zugegeben wird. Wenn es jedoch in Mengen von weniger als 0,001 % zugegeben wird, ist das Ausmaß der Entmischung an den Korngrenzen gering und die Wirkung ist nicht ausreichend. Andererseits, wenn es 0,015% überschreitet, wird die Anfangsschmelztemperatur beim Erwärmen gesenkt und die Warmverformbarkeit verringert. Daher wurde B auf 0,001 bis 0,015% festgelegt. Eine bevorzugte untere Grenze ist 0,002% und eine bevorzugte obere Grenze ist 0,010%.
Fe: bis zu 3,0%
Fe hat die Wirkung, die Warm- und Kaltverformbarkeit der Legierung zu verbessern. Wenn jedoch Fe 3,0% übersteigt, nimmt die Hochtemperaturfestigkeit ab und die Oxidationsbeständigkeit verschlechtert sich, so dass Fe auf bis zu 3,0% begrenzt ist. Es ist bevorzugt auf bis zu 2,0% begrenzt. Um die Wirkung von Fe sicher zu erhalten, wird die Untergrenze von Fe bevorzugt auf 0,3% festgelegt.
Mg: 0,0005 bis 0,01%
Mg hat nicht nur die Wirkung, Sauerstoff als Desoxidationsmittel zu reduzieren, sondern es wird hinzugefügt, um die Warmverformbarkeit durch Fixierung von S durch Bindung mit an den Korngrenzen abgetrenntem S zu verbessern. Wenn Mg weniger als 0,0005% beträgt, ist die Wirkung der Fixierung von S nicht ausreichend, während, wenn sie 0,01 % überschreitet, der Gehalt an Oxiden und Sulfiden erhöht wird, so dass die Reinheit verringert wird, und der Gehalt an einer Verbindung mit Ni mit einem niedrigen Schmelzpunkt erhöht wird, so dass die Warmverformbarkeit verringert wird. Somit wird Mg auf 0,0005 bis 0,01% begrenzt. Die bevorzugte untere Grenze von Mg ist 0,001%, und die bevorzugte obere Grenze von Mg ist 0,007%. Die bevorzugte Obergrenze von Mg liegt bei 0,005%. Es ist zu beachten, dass ein Teil oder die Gesamtheit von Mg durch Ca ersetzt werden kann, und in diesem Fall kann (Mg+0,6×Ca) auf den Bereich von Mg allein beschränkt werden.
S/Mg: bis zu 1,0
Da der Zweck der Zugabe von Mg darin besteht, die Warmverformbarkeit durch Fixierung von S, das sich an den Korngrenzen trennt, zu verbessern, wird die Zugabemenge entsprechend der Menge von S festgelegt. Um den schädlichen Einfluss von S auf die Warmverformbarkeit zu unterdrücken, ist es wirksam, den Wert von S/Mg auf bis zu 1,0 zu begrenzen. Wenn ein Teil oder das gesamte Mg durch Ca ersetzt wird, ist es vorzuziehen, den Wert von S/(Mg+0,6×Ca) auf bis zu 1,0 zu begrenzen. Das Verhältnis zwischen S/Mg und S/(Mg+0,6×Ca) ist bevorzugt auf bis zu 0,5 zu begrenzen.
N: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), O: bis zu 0,005% (einschließlich 0%)
O und N verbinden sich mit Al, Ti, Zr, B, Mg, usw. zu Oxid- oder Nitrid-Einschlüssen, so dass der Reinheitsgrad und die Warm- und Kaltverformbarkeit verringert werden. Zusätzlich zur Verringerung der Menge an Al und Ti, die die γ'-Phase bilden, kann es die Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungsverfestigung während des Gebrauchs behindern. Daher ist es vorzuziehen, den Gehalt an N und O so niedrig wie möglich zu halten und er kann 0% betragen. Vorzugsweise sollte N bis zu 0,01% und O bis zu 0,005% betragen, und ganz bevorzugt ist O bis zu 0,004% und N bis zu 0,005%.
Der Rest Ni mit unvermeidbaren Verunreinigungen
Der Rest Ni ist ein Austenit-bildendes Element. Da die Austenit-Phase dicht mit Atomen gepackt ist, ist die Diffusion der Atome auch bei hoher Temperatur langsam, und die Hochtemperaturfestigkeit ist höher als die Hochtemperaturfestigkeit der Ferrit-Phase. Darüber hinaus hat die Austenit-Matrix eine große Mischkristallbegrenzung der Legierungselemente und ist vorteilhaft für die Ausscheidung der γ'-Phase, die wesentlich für die Ausscheidungsverfestigung ist, sowie für die Verfestigung der Austenit-Matrix selbst durch Mischkristallverfestigung. Ni ist ebenfalls ein Hauptbestandteil der γ'-Phase, die eine ausscheidungsverfestigende Phase ist, und stellt ein wesentliches Element dar. Da das wirksamste Element, das die Austenit-Matrix bildet, Ni ist, ist der Rest in der vorliegenden Erfindung Ni. Natürlich sind Verunreinigungen, die unvermeidlich enthalten sind, eingeschlossen.
Zusätzlich zu den unvermeidbaren Verunreinigungen können die unten aufgeführten Elemente innerhalb der folgenden Bereiche, die nur wenig wesentliche Auswirkungen haben, in den Rest aufgenommen werden.

W≤0,2%, Summe aus Nb, Ta und REM≤0,1%

Darüber hinaus sind Ag, Sn, Pb, As und Bi ebenfalls Verunreinigungselemente, die sich an den Austenit-Korngrenzen abtrennen und eine Abnahme der Hochtemperaturfestigkeit verursachen, und Ag, Sn, Pb, As, und Bi sind bevorzugt auf insgesamt bis zu 0,01% begrenzt.
G-Wert: 30 bis 45
Um eine hohe Hochtemperaturfestigkeit zu erreichen, wird eine γ'-Phase benötigt, die eine Verfestigungsphase ist, die sich aushärtet, und je höher die Menge der γ'-Phase ist, desto höher ist die Hochtemperaturfestigkeit, wohingegen bei einer übermäßigen Erhöhung der γ'-Phase, die Solvus-Temperatur der γ'-Phase ansteigt, so dass auch die Festigkeit bei der Warmverformungstemperatur zunimmt und sich die Warmverformbarkeit verschlechtert. Um sowohl eine hohe Hochtemperaturfestigkeit im Betriebstemperaturbereich und eine gute Warmverformbarkeit im Warmverformungstemperaturbereich zu erreichen, ist es daher notwendig, die Mengen der spezifischen Legierungselemente im optimalen Gleichgewicht einzustellen. Als Ergebnis umfangreicher Forschung haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung Cr, Al, Ti, Ni und Co als spezifische Legierungselemente ausgewählt, um den relativen Ausdruck der folgenden Formel (1) abzuleiten, und einen optimalen Bereich des G-Wertes bestimmt, der ein Wert aus der Formel (1) ist, der sich auf die Menge der γ'-Phase bezieht. $G = 7 + 0,11 Cr + 8,23 Al + 4,66 Ti - 0,13 (Ni + Co)$
In diesem Fall stellt jedes Elementsymbol den Wert der Massen-% des Elements dar. Wenn der G-Wert unter 30 liegt, kann keine ausreichende Hochtemperaturfestigkeit erreicht werden, während bei einem G-Wert von über 45 keine gute Warmverformbarkeit erreicht werden kann. Daher wurde der G-Wert auf 30 bis 45 festgelegt.
Solvus-Temperatur der γ'-Phase: 900 bis 1000°C
Die Solvus-Temperatur der γ'-Phase hat großen Einfluss auf die Warmverformbarkeit. Da die Solvus-Temperatur der y'-Phase niedriger ist, kann der Warmverformungstemperaturbereich, in dem die γ'-Phase, die die Warmverformbarkeit behindert, nicht existiert, auf niedrigere Temperaturen ausgedehnt werden, was die Warmverformung erleichtert. Wenn die Solvus-Temperatur der y'-Phase 1000°C übersteigt, verengt sich der Temperaturbereich, in dem eine Warmverformung möglich ist, was die Anzahl der Warmverformschritte erhöht und die Produktivität verringert, oder es kommt zu Rissen während der Warmverformung, was die Verarbeitung in eine vorbestimmte Form erschwert. Ist die Temperatur jedoch niedriger als 900°C, nimmt der Anteil der γ'-Phase im Betriebstemperaturbereich ab und die Warmfestigkeitstemperatur sinkt. Daher wird die Solvus-Temperatur der γ'-Phase auf 900 bis 1000°C festgelegt. Eine bevorzugte Untergrenze der Solvus-Temperatur der γ'-Phase liegt bei 920°C und eine bevorzugte Obergrenze der Solvus-Temperatur der γ'-Phase liegt bei 980°C.
Die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann sowohl eine Hochtemperaturfestigkeit im Betriebstemperaturbereich, als auch eine gute Warmverformbarkeit im Warmverformungstemperaturbereich erreichen, wenn sie auf ein geschmiedetes Material aufgebracht wird, das durch eine Presse, einen Hammer, ein Ringwalzwerk usw. warmgeformt wird (beispielsweise Gasturbinenscheiben, Gasturbinengehäuse usw.), ist sie leicht herzustellen, und es kann eine hohe Festigkeit bei hohen Temperaturen erreicht werden. Darüber hinaus ist es einfach, ein Produkt mit einer stark bearbeiteten Form und Abmessungen mit kleinen Querschnittsflächen herzustellen, wie beispielsweise Plattenmaterial (einschließlich aufgewickelter Bänder), Stäbe und Drähte (einschließlich aufgewickelter Drähte), die durch Warmwalzen, Kaltwalzen, Kaltziehen usw. hergestellt werden, indem eine gute Warmbearbeitbarkeit ausgenutzt wird. Besonders bei Anwendung auf ein hitzebeständiges Plattenmaterial kann die Hitzebeständigkeitstemperatur der Metalldichtung und der Feder für hohe Temperaturen stark erhöht werden.
Im Allgemeinen hat das hitzebeständige Plattenmaterial oft eine Dicke von bis zu 1 mm, aber die Dicke ist nicht darauf beschränkt. Darüber hinaus werden das hitzebeständige Plattenmaterial und der Draht oft als Teile in einem in Lösung behandelten Zustand oder nach einer Behandlung in Lösung mit anschließender Alterungsbehandlung verwendet. Für Teile, die in eine hochpräzise Form gegossen werden müssen, oder für Teile, die eine anfängliche Härte und Zugfestigkeit erfordern, können sie jedoch nach einer Behandlung in Lösung mit anschließender milder Kaltverformung oder einer weiteren Alterungsbehandlung verwendet werden. Daher ist es zulässig, die Bedingungen für die Wärmebehandlung und die Kaltverformung so zu wählen, dass sie die geforderten Eigenschaften nicht wesentlich verschlechtern.
BEISPIELE
BEISPIEL 1

Ein 10 kg Block wurde durch Vakuum-Induktionsschmelzen hergestellt. Die chemischen Zusammensetzungen der Legierungen Nr. 1 bis 5, die innerhalb des in der vorliegenden Erfindung angegebenen Zusammensetzungsbereichs hergestellt wurden, und der Vergleichslegierungen Nr. 21 und 22 werden in Tabelle 1 und 2 gezeigt. Darüber hinaus kann als Schmelzverfahren ein allgemeines Schmelzverfahren für Superlegierungen angewendet werden, einschließlich, aber nicht beschränkt auf beispielsweise nur Vakuum-Induktionsschmelzen, Doppelschmelzen aus Vakuum-Induktionsschmelzen mit anschließendem Vakuum-Lichtbogenumschmelzen, Doppelschmelzen aus VakuumInduktionsschmelzen mit anschließendem Elektroschlackeumschmelzen, Dreifachschmelzen aus Vakuum-Induktionsschmelzen mit anschließendem Elektroschlackeumschmelzen und Vakuum-Lichtbogenumschmelzen. Die in Tabelle 1 und Tabelle 2 gezeigten Blöcke wurden 20 Stunden lang einer Homogenisierungsbehandlung bei 1180°C unterzogen und dann warm geschmiedet (plastische Verformung), um Stangenmaterialien mit einem Querschnitt von 20 mm × 45 mm herzustellen. Die Legierungen mit dem in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Zusammensetzungsbereich zeigten keine Risse während des Warmschmiedens und wiesen eine gute Warmverformbarkeit auf. Dagegen wurden bei der Vergleichslegierung Nr. 21 an den Ecken Risse gefunden. Zusätzlich wurde dem Stangenmaterial ein runder Stabzugprüfkörper mit einem parallelen Teildurchmesser von 8 mm und einer parallelen Teillänge von 24 mm entnommen und einem Zugversuch bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 10/s bei verschiedenen hohen Temperaturen unterzogen. Der Temperaturbereich für 60% oder mehr Verringerung der Bruchfläche wurde gemessen und die Warmverformbarkeit bewertet.

Tabelle 2

Nr.	S/Mg	G-Wert	Hinweis
1	0,50	32,5	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
2	0,33	34,7	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
3	0,28	36,8	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
4	0,29	34,6	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
5	0,43	34,8	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
21	0,29	25,3	Vergleichslegierung
22	1,20	11,4	Vergleichslegierung

Aus den geschmiedeten Werkstoffen der erfindungsgemäßen Legierungen Nr. 1 bis 5 wurde ein Plattenmaterial mit einer Dicke von 2 mm herausgeschnitten, und die Behandlung in Lösung erfolgte bei 1040°C und das Kaltwalzen wurde wiederholt, und anschließend wurde das Kaltwalzen mit einer Walzreduktion von 50% durchgeführt, um ein Plattenmaterial mit einer Dicke von 0,2 mm herzustellen. Aus den geschmiedeten Materialien der Vergleichslegierungen Nr. 21 und 22 wurde ebenfalls ein Plattenmaterial mit einer Dicke von 2 mm herausgeschnitten. Die Behandlung in Lösung bei 1080°C und das Kaltwalzen wurden für die Vergleichslegierung Nr. 21 wiederholt und die Behandlung in Lösung bei 980°C und das Kaltwalzen wurden für die Vergleichslegierung Nr. 22 wiederholt, und schließlich wurde das Kaltwalzen mit einer Walzreduktion von 50% durchgeführt, um ein Plattenmaterial mit einer Dicke von jeweils 0,2 mm herzustellen.
Die Plattenmaterialien mit der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung und der Vergleichslegierung mit einer Dicke von jeweils 0,2 mm wurde einer Behandlung in Lösung unterzogen, die 5 Minuten lang bei 1040°C gehalten wurde, gefolgt von einer raschen Abkühlung. Das Plattenmaterial der Vergleichslegierung Nr. 21 wurde einer Behandlung in Lösung unterzogen, die 5 Minuten lang bei 1080°C gehalten wurde, gefolgt von einer raschen Abkühlung. Ferner wurden die Plattenmaterialien mit der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung und der Vergleichslegierung Nr. 21 einer Behandlung in Lösung unterzogen, gefolgt von einer kurzzeitigen Alterungsbehandlung bei 840°C für 4 Stunden (Alterungsbehandlung A) und einer kurzzeitigen Alterungsbehandlung bei 760°C für 4 Stunden (Alterungsbehandlung B), gefolgt von einer Luftkühlung. Auf der anderen Seite wurde das Plattenmaterial der Vergleichslegierung Nr. 22 einer Behandlung in Lösung unterzogen, indem es 1 Stunde bei 980°C gehalten und dann rasch abgekühlt wurde.
Nach der Behandlung in Lösung wurde es einer langen Alterungsbehandlung (Alterungsbehandlung C) unterzogen, bei der es 8 Stunden lang bei 720°C gehalten, über 2 Stunden auf 620°C abgekühlt, 8 Stunden lang bei 620°C gehalten und dann an der Luft abgekühlt wurde. An dem in Lösung behandelten Material und dem alterungsbehandelten Material wurden eine Vickers-Härtemessung und ein thermischer Absetzversuch durchgeführt.
Beim thermischen Absetzversuch wurde ein plattenförmiges Prüfstück mit einer Breite von 10 mm und einer Länge von 100 mm 4 Stunden lang bei 700°C und 800°C in einem Zustand erhitzt, in dem der zentrale Teil in Längsrichtung um 5 mm gegenüber einer Länge von 80 mm gebogen war. Das Ausmaß der Biegeverformung nach dem Abkühlen wurde gemessen, und die thermische Absetzverschiebung wurde aus der Differenz des Ausmaßes der Biegung vor und nach dem Erwärmen berechnet, und der thermische Absetzwiderstand wurde entsprechend der Größe bewertet.

Tabelle 3 zeigt die Solvus-Temperatur der γ'-Phase, die durch die Berechnung des thermodynamischen Phasendiagramms erhalten wurde, und den Temperaturbereich, in dem die Verringerung der Bruchfläche im Hochtemperaturzugversuch 60% oder mehr betrug. Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass alle Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung eine Solvus-Temperatur der γ'-Phase zwischen 900 und 1000°C und einen breiten Temperaturbereich von 300°C oder mehr aufweisen, in dem die Bruchflächenverkleinerung im Hochtemperaturzugversuch 60% oder mehr beträgt. Andererseits ist in der Vergleichslegierung Nr. 21 zu erkennen, dass die Solvus-Temperatur der γ'-Phase 1000°C übersteigt und der Temperaturbereich, in dem die Bruchflächenverkleinerung im Hochtemperaturzugversuch 60% oder mehr beträgt, nur 220°C beträgt und eng begrenzt ist. Das zeigt, dass die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung einen ausreichend breiten Warmverformungstemperaturbereich und eine gute Warmverformbarkeit aufweisen.
Tabelle 3

Nr.	γ'-Phase Solvus-Temperatur (°C)	Temperaturbereich für 60% oder mehr Verringerung der Bruchfläche (°C)	Hinweis
1	930	>370	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
2	951	>370	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
3	970	340	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
4	944	370	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
5	960	>370	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
21	1031	220	Vergleichslegierung

zeigt die Vickers-Härte bei Raumtemperatur nach Behandlung in Lösung und Alterungsbehandlung. Die Ergebnisse der Härte für „nach Behandlung in Lösung“ in sind von links nach rechts Nr. 1 bis 5, Nr. 21 und 22. Die Ergebnisse der Härte der „Alterungsbehandlung A“ und der „Alterungsbehandlung B“ sind von links nach rechts Nr. 1 bis 5 und 21. Die Härte der „Alterungsbehandlung C“ ist Nr. 22.
Die Härte der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt nach der Behandlung in Lösung etwa 300 HV in Vickers-Härte und die Härte wird durch die Alterungsbehandlung leicht erhöht, aber sie beträgt etwa 310 bis 340 HV in Vickers-Härte. Die Härte nach der Behandlung in Lösung ist niedrig genug, um eine plastische Kaltverformung, wie beispielsweise Kaltwalzen zu ermöglichen. Auf der anderen Seite hat die Vergleichslegierung Nr. 21 nach der Behandlung in Lösung eine Vickers-Härte von etwa 300 HV, aber sie härtet durch die Alterungsbehandlung auf etwa 350 bis 360 HV aus. Darüber hinaus hat die Vergleichslegierung Nr. 22 nach der Behandlung in Lösung eine niedrige Vickers-Härte von etwa 270 HV, härtet aber durch die Alterungsbehandlung deutlich auf eine Härte von etwas weniger als 500 HV aus. Die Härte der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung bei Raumtemperatur ist etwas niedriger als die der Vergleichslegierung.
und zeigen die thermische Absetzverschiebung nach der Behandlung in Lösung und der Alterungsbehandlung. Die Ergebnisse der thermischen Absetzverschiebung „nach der Behandlung in Lösung“ in und sind von links nach rechts die Nr. 1 bis 5, Nr. 21 und 22. Die Ergebnisse der thermischen Absetzverschiebung der „Alterungsbehandlung A“ und der „Alterungsbehandlung B“ sind von links nach rechts die Nr. 1 bis 5 und Nr. 21. Die thermische Absetzverschiebung der „Alterungsbehandlung C“ ist Nr. 22.
Wie in und gezeigt, weisen die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung Nr. 1 bis 5 im Vergleich zur Vergleichslegierung Nr. 21 sowohl nach der Behandlung in Lösung als auch nach der Alterungsbehandlung die gleiche thermische Absetzverschiebung auf, und der thermische Absetzwiderstand ist gut. Jedoch hat die Vergleichslegierung Nr. 21, wie in Tabelle 3 gezeigt, eine Warmverformbarkeit, die geringer ist, als die der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung, und wenn sie auf relativ dünne, plattenförmige Teile aufgetragen wird, bleibt ein Problem der Herstellbarkeit bestehen. Darüber hinaus ist zu erkennen, dass die Vergleichslegierung Nr. 22 sowohl nach der Behandlung in Lösung als auch nach der Alterungsbehandlung eine große thermische Absetzverschiebung aufweist, und der thermische Absetzwiderstand ist viel schlechter als der thermische Absetzwiderstand der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung. Wie oben beschrieben, wird davon ausgegangen, dass die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung sowohl eine gute Herstellbarkeit als auch einen guten thermischen Absetzwiderstand aufweist.
Darüber hinaus wurden 0,2 mm dicke, in einer Walzreduktion von 50% kaltgewalzte Plattenmaterialien aus den Legierungen gemäß der Erfindung Nr. 1 bis 5 durch Änderung der Behandlungstemperatur in Lösung auf hohe Temperaturen behandelt. Das heißt, die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung Nr. 1 bis 3 wurden einer Behandlung in Lösung unterzogen, die 5 Minuten lang bei 1125°C gehalten wurde, gefolgt von einer schnellen Abkühlung. Die erfindungsgemäße Legierung Nr. 4 wurde einer 5-minütigen Behandlung in Lösung bei 1100°C unterzogen, gefolgt von einer schnellen Abkühlung. Die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung Nr. 5 wurde einer Behandlung in Lösung unterzogen, die 5 Minuten lang bei 1150°C gehalten wurde, gefolgt von einer schnellen Abkühlung. Außerdem wurde nach der Behandlung in Lösung eine Kurzzeitalterungsbehandlung bei 840°C für 4 Stunden (Alterungsbehandlung A) und eine Kurzzeitalterungsbehandlung bei 760°C für 4 Stunden (Alterungsbehandlung B) durchgeführt, gefolgt von einer Luftkühlung.
Das in Lösung behandelte Material und das alterungsbehandelte Material wurden einem thermischen Absetzversuch durch Erhitzen bei 700°C und 800°C für 4 Stunden, wie oben beschrieben, unterzogen. und zeigen die thermische Absetzverschiebung nach der Behandlung in Lösung und der Alterungsbehandlung.
Die Ergebnisse der thermischen Absetzverschiebung „nach der Behandlung in Lösung“ in und sind von links nach rechts die Nr. 1 bis 5 und Nr. 22. Die Ergebnisse der thermischen Absetzverschiebung „Alterungsbehandlung A“ und „Alterungsbehandlung B“ sind von links nach rechts Nr. 1 bis 5. Die thermische Absetzverschiebung der „Alterungsbehandlung C“ ist Nr. 22. Wie in und gezeigt, zeigten die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung Nr. 1 bis 5 im Vergleich zu der Vergleichslegierung Nr. 22 sowohl nach der Lösungs- als auch nach der Alterungsbehandlung eine wesentlich geringere thermische Absetzverschiebung, die den in und gezeigten Ergebnissen ähnlich ist. Wie jedoch in gezeigt wurde, war beim thermischen Absetzversuch bei 700°C die thermische Absetzverschiebung bei der Alterungsbehandlung B geringer, wenn die Behandlung in Lösung bei höheren Temperaturen durchgeführt wurde, als wenn die Behandlung in Lösung bei 1040°C durchgeführt wurde und der thermische Absetzwiderstand wurde weiter verbessert. Darüber hinaus war, wie in gezeigt, beim thermischen Absetzversuch bei 800°C die thermische Absetzverschiebung bei der Behandlung in Lösung bei höheren Temperaturen stärker verringert, als bei der Behandlung in Lösung bei 1040°C in den Wärmebehandlungen „nach der Behandlung in Lösung“, „Alterungsbehandlung A“ und „Alterungsbehandlung B“ und der thermische Absetzwiderstand wurde weiter verbessert. Es wird angenommen, dass dies darauf zurückzuführen ist, dass die Behandlung in Lösung bei hohen Temperaturen den Lösungsprozess der Legierungselemente fördert, die zur Ausscheidungsverfestigung beitragen, und die Aushärtung während des thermischen Absetzversuchs beschleunigen und dass die Vergröberung der Austenit-Körner als Matrix eine Kriechverformung verhindert.
Aus den oben genannten Ergebnissen ergibt sich, dass die Ni-basierte Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung geeignete Eigenschaften, beispielsweise für Metalldichtungen und Federn für hohe Temperaturen aufweist.
BEISPIEL 2
Ein 10 kg Block wurde durch Vakuum-Induktionsschmelzen hergestellt. Tabelle 4 und Tabelle 5 zeigen die chemischen Zusammensetzungen der Legierung Nr. 6, die innerhalb des gemäß der vorliegenden Erfindung angegebenen Zusammensetzungsbereichs hergestellt wurde und der Vergleichslegierung Nr. 23. Hinsichtlich des Schmelzverfahrens kann das allgemeine Schmelzverfahren für Superlegierungen angewendet werden, einschließlich, aber nicht beschränkt auf beispielsweise Vakuum-Induktionsschmelzen, Doppelschmelzen aus Vakuum-Induktionsschmelzen mit anschließendem Vakuum-Lichtbogenumschmelzen, Doppelschmelzen aus Vakuum-Induktionsschmelzen mit anschließendem Elektroschlackeumschmelzen, Dreifachschmelzen aus VakuumInduktionsschmelzen mit anschließendem Elektroschlackeumschmelzen und Vakuum-Lichtbogenumschmelzen. Die in Tabelle 3 und Tabelle 4 gezeigten Blöcke wurden 20 Stunden lang einer Homogenisierungsbehandlung bei 1180°C unterzogen und dann warm geschmiedet (plastische Warmverformung), um Stangenmaterialien mit einem Querschnitt von 20 mm × 45 mm herzustellen.
Tabelle 5

Nr. S/Mg G-Wert Hinweis

6 0,50 32,5 Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung

23 0,33 34,7 Vergleichslegierung

Die geschmiedeten Stangenmaterialien wurden einer Behandlung in Lösung unterzogen, bei der sie 4 Stunden lang bei 1020°C gehalten und anschließend an der Luft abgekühlt wurden. Darüber hinaus wurden die Stangenmaterialien einer Alterungsbehandlung unterzogen, bei der sie 4 Stunden lang bei 843°C gehalten wurden, gefolgt von einer Luftkühlung und dann 16 Stunden lang bei 760°C gehalten wurden, gefolgt von einer Luftkühlung. Nach der Alterungsbehandlung wurde dem Stangenmaterial ein runder Stabzugprüfkörper mit einem parallelen Teildurchmesser von 6,35 mm und einer Messlänge von 25,4 mm entnommen und ein Zugversuch bei Raumtemperatur durchgeführt. In ähnlicher Weise wurde dem Stangenmaterial nach der Alterungsbehandlung ein runder Stabzugprüfkörper mit einem parallelen Teildurchmesser von 6,35 mm und einer Messlänge von 25,4 mm entnommen und einem Kriechversuch mit einer Zugspannung von 276 MPa bei 816°C unterzogen, um die Bruchzeit zu bestimmen. Zusätzlich wurde nach der Alterungsbehandlung ein zylindrischer Prüfkörper mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Länge von 20 mm aus dem Stangenmaterial entnommen und dann einem Oxidationsversuch unter der Bedingung unterzogen, dass er 100 Stunden lang bei 800°C und 954°C an Luft gehalten und anschließend an der Luft abgekühlt wurde, um die Gewichtszunahme durch Oxidation aus der Gewichtsänderung vor und nach dem Versuch zu bestimmen. Tabelle 6 zeigt die Ergebnisse des Zugversuchs bei Raumtemperatur, Tabelle 7 zeigt die Ergebnisse des Kriechversuchs und Tabelle 8 zeigt die Ergebnisse des Oxidationsversuchs. Tabelle 6

Nr.	0,2% Dehngrenze (MPa)	Zugfestigkeit (MPa)	Dehnung (%)	Verringerung der Fläche (%)	Hinweis
6	859	1186	26,9	40,1	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
23	1083	1391	26,3	41,8	Vergleichslegierung

Tabelle 7

Nr.	Prüftemperatur (°C)	Zugfestigkeit (MPa)	Bruchzeit (h)	Hinweis
6	816	276	56	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
23	816	276	46,9	Vergleichslegierung

Tabelle 8

Nr.	Prüftemperatur (°C)	Haltezeit (h)	Gewichtszunahme durch Oxidation (mg/cm²)	Hinweis
6	800	100	0,038	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
23	800	100	0,271	Vergleichslegierung
6	954	100	0,327	Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung
23	954	100	1,950	Vergleichslegierung

Tabelle 6 zeigt, dass die erfindungsgemäße Legierung Nr. 6 ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweist, wie zum Beispiel 0,2% Dehngrenze von 775 MPa oder mehr, Zugfestigkeit von 1125 MPa oder mehr, 20% oder mehr Dehnung und 20% oder mehr Verringerung der Fläche. Obwohl die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung Nr. 6 eine geringfügig niedrigere Dehngrenze und Zugfestigkeit bei Raumtemperatur aufweist, als die Vergleichslegierung Nr. 23, sind diese Werte höher als die untere Grenze (758 MPa) der Dehngrenze bei Raumtemperatur und die untere Grenze (1103 MPa) der Zugfestigkeit der Norm AMS 5707M von Flugzeugwerkstoffen, die der Vergleichslegierung Nr. 23 entsprechen.
Tabelle 7 zeigt, dass die Zeitstandfestigkeit unter den Bedingungen von 816°C und 276 MPa für die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung Nr. 6, die länger als die der Vergleichslegierung Nr. 23 ist, 30 Stunden oder mehr beträgt. Die Zeitstandfestigkeit von 23 Stunden oder mehr der Norm AMS 5707M für Flugzeugwerkstoffe, die der Vergleichslegierung Nr. 23 entsprechen, ist ausreichend erfüllt.
Tabelle 8 zeigt, dass die erfindungsgemäße Legierung Nr. 6 im Vergleich zu der Vergleichslegierung Nr. 23 nach 100-stündigem Halten bei 800°C und 954°C in Luft eine wesentlich geringere Oxidationsgewichtszunahme aufweist und eine sehr gute Oxidationsbeständigkeit besitzt. Daraus geht hervor, dass die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung gute Zugeigenschaften bei Raumtemperatur und hohen Temperaturen, Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen und Oxidationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen aufweisen, selbst in einem geschmiedeten Werkstoff.
INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
Wie oben beschrieben, können beim Aufbringen der erfindungsgemäßen Legierung auf ein Schmiedeprodukt, wie beispielsweise eine Gasturbinenkomponente, gute Warmverformbarkeit und hohe Festigkeit erreicht werden. Wenn die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung für eine Metalldichtung, eine Feder für hohe Temperaturen, einen hitzebeständigen Bolzen, einen Dichtungsring usw. verwendet wird, die zum Verbinden von Teilen verwendet werden, die hohen Temperaturen ausgesetzt sind, wie beispielsweise ein Abgassystem eines Kraftfahrzeugmotors, haben diese eine höhere Zuverlässigkeit, da eine gute Warmverformbarkeit für einen zu bearbeitenden Werkstoff, eine gute Kaltverformbarkeit für den Erhalt der Form der Teile, eine hohe Festigkeit bei Verwendung bei hohen Temperaturen, ein guter thermischer Absetzwiderstand und Ähnliches erreicht werden können und ein thermisches Absetzen während der Verwendung verhindert werden kann.

Claims

Eine Ni-basierte Legierung bestehend aus, bezogen auf die Masse, C: 0,002 bis 0,10%, Si: weniger als 1,0%, Mn: bis zu 1,0%, P: bis zu 0,04% (einschließlich 0%), S: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), Cr: 15,0 bis 25,0%, Co: 0,1 bis 18,0%, Mo: nicht weniger als 2,0% und weniger als 4,0%, Al: 3,5 bis 5,0%, Ti: nicht weniger als 0,01% und weniger als 0,5%, Zr: 0,01 bis 0,1%, B: 0,001 bis 0,015%, Fe: bis zu 3,0%, Mg oder Mg+0,6×Ca: 0,0005 bis 0,01%, N: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), O: bis zu 0,005% (einschließlich 0%) und der Rest Ni mit unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei S/Mg oder S/(Mg+0,6×Ca) bis zu 1,0 beträgt und wobei ein durch die folgende Formel (1) dargestellter G-Wert 30 bis 45 beträgt: $G = 7 + 0,11 Cr + 8,23 Al + 4,66 Ti - 0,13 (Ni + Co)$
Die Ni-basierte Legierung gemäß Anspruch 1, wobei die Ni-basierte Legierung, bezogen auf die Masse, besteht aus C: 0,005 bis 0,05%, Si: bis zu 0,5%, Mn: bis zu 0,5%, P: bis zu 0,03% (einschließlich 0%), S: bis zu 0,007% (einschließlich 0%), Cr: 16,0 bis 23,0%, Co: nicht weniger als 4,0% und weniger als 15,0%, Mo: nicht weniger als 3,0% und weniger als 4,0%, Al: 3,5 bis 5,0%, Ti: 0,05% bis 0,3%, Zr: 0,02 bis 0,08%, B: 0,002 bis 0,010%, Fe: bis zu 3,0%, Mg oder Mg+0,6×Ca: 0,0005 bis 0,01%, N: bis zu 0,01% (einschließlich 0%), O: bis zu 0,005% (einschließlich 0%) und der Rest Ni mit unvermeidbaren Verunreinigungen, und wobei S/Mg oder S/(Mg+0,6×Ca) bis zu 1,0 beträgt.
Die Ni-basierte Legierung gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei die Solvus-Temperatur einer γ'-Phase 900 bis 1000°C beträgt.
Ein hitzebeständiges Plattenmaterial, das aus einer Ni-basierten Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3 hergestellt wird.
Die Ni-basierte Legierung gemäß Anspruch 1, 2 oder 3, wobei die obere Grenze von Ti 0,3% beträgt, bezogen auf die Masse der Ni-basierten Legierung.