DE2011058A1 - - Google Patents

Description

Gießbare Legierungen auf Mckelbasis

Die Erfindung betrifft die Klasse der gießbaren Legierungen auf Nickelbasis· Biese Legierungskiass« zeigt eine hervorragend· Daueretandfestigkeit in der Gegend von etwa 93O*Ü (170O⁰P) und Eigenschaften bei Raumtemperatur , die si· vom Gesichtspunkt der angewandten Technik oder des Ingenieurs oder Konstrukteurs geeignet machen. Diese Legierungsklasse enthält y-Phasen und γ-Primärphasen. Es ist wesentlich, daß. diese Legierungsklasse so aufgebaut ist, daß der Unterschied der Gitterparameter zwischen der y-Phase und der γ-Primärphase weniger als 0,002 £ ( etwa 20 χ 1O^t2 cm; 8 χ 1θ"¹² inches) beträgt.

Seit längerer Zeit wird eine zunehmend intensive Suche nach gießbaren Superlegierungen, die für die angewandte Technik oder den Ingenieur oder Konstrukteur annehmbare mechanische Eigenschaften -J₀₉^ Raumtemperatur und überlegene Dauerstandfeetigkeiten bei Temperaturen mindestens bis hinauf zu 930⁰C (17QO⁰F) besitzen, durchgeführt_β Insbesondere werden derartige Legierungen stark zur erleichterten Herstellung der Krafträder von Gasturbinen benötigt, deren Gestaltung kompliziert ist und die eine

Dimensionsstabilität bei ziemlich hohen Betriebstemperaturen beibehalten müssen» Sie Masse der hierzu angewandten Legierungen ist auf der Basis von Nickel ausgebildet» Diese Superlegierungen auf Nickelbasis sind im allgemeinen hoch legiert» Es wurde nun festgestellt, daß die Eigenschaften dieser hoch legierten gießbaren Legierungen auf Nickelbasis systematisch auf ein Optimum

en
gebracht werden kann*, wenn ein sehr genauer Ausgleich zur Erzielung einer sehr exakten Übereinstimmung der Gitterparameter der γ-Phase und der γ-Primärphase bewirkt wird·

Aufgrund der Erfindung ergeben sich Superlegierungen auf Nickelbasis, die besonders brauchbar für hoch beanspruchte Blätter in Gasturbinen sind» Diese Eigenschaft beruht auf der neuen Übereinstimmung oder Anpassung der Dimensionen der beiden Phasen. Die Erfindung ist deshalb für Gasturbinen ausβerst wichtig·

Erfindungsgegenstand ist eine Superlegierung auf Nickelbasis, die eine ausgezeichnete Spannungsbeständigkeit in der Gegend von etwa 93O«C (170O⁰P) besitzt und Chrom in einer Menge von 4 bis 8%, Kobalt in einer Menge von 0 bis 10%, Wolfram in einer Menge von 5 bis 10%, Molybdän in einer Menge von O bis 2%, Aluminium in einer Menge von 3 bis 7%, Titan in einer Menge von 0 bis 4%, Niob in einer Menge von 0 bis 5%_f Tantal in einer Menge von 0 bis 8%, Kohlenstoff in einer Menge von 0,04 bis 0,2%, Rest im wesentlichen insgesamt Nickel und Einschlußreste von 0,05 bis 0,2?» Zirkon und 0,005 bis 0,02 % Bor, wobei weiterhin die Volumenfraktion der aus der γ-Phase ausgefallenen γ-Primärphase im Bereich von 50 bis 70% liegt und die .Gitterparameter der γ-Phase und der γ-Primärphase sich um weniger als 0,oo2 Ä unterscheiden«enthält.

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Sine sorgfältige Betrachtung der nachfolgend gegebenen Tabelle erbringt ein leichteres Verständnis der Erfindung.

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In dieser Tabelle stellen die mit 406 und 407 bezeichneten Legierungen Vertreter der legierungsklasse gemäß der Erfindung dar und die Legierung TRW6A stellt eine handelsübliche Legierung darf die nicht im Rahmen der Erfindung liegt« ■

Die kritischen Dauerstandsfestigkeiten bei hoher Temperatur dieser Legierungen sind in der nachfolgenden Tabelle aufgeführt«

Tabelle II Dauerstandsfestigkeitslebensdauer, Stunden

' 406 407 TRW6JL

930«« (170O⁰F) und 2990 kg/οπΓ (42 000 psi) 185 140 160 76O0C (HOO⁰I¹) und 7030 kg/om² (100 000psi) 309 ■- 190

Aus der nachfolgenden Tabelle III ergibt es sich, daß die Legierungen 406 und 407 gemäß der Erfindung Eigenschaften bei Raumtemperatur besitzen, die denjenigen der handelsüblichen Legierung TRW6A gleich oder überlegen sind_e

	Tabelle	III	ia Dehnung
Le gierung	0,2^-Streck- festigkeit	Zug festigkeit	4,5 7,0 4,2
406 407 TRW6A	143 000 137 000 136 000	164 000 163 000 152 000

Die Unterschiede in den Eigenschaften der Legierungen

406 und 407 sind auf die Abwesenheit von Niob* in der Legierung 407 zurückzuführen« Es ist besonders darauf hinzuweisen, daß weder die Legierung 406 noch die Legierung

407 Hafnium oder Rhenium enthalten, die beide selten und

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teuer sind*

Mittels der Röntgenanalyse wurde festgestellt, daß bei den Legierungen 406 und 407 der Gitterabstand weniger als 0,001 Ä (etwa 10 χ 10"¹² cm; 4 x 10"¹² inches) beträgt, während in der handelsüblichen TRW6A-Legierung der entsprechende*unterschied etwa 0,002 Ä (20 χ 10 cm,

■»12

8 χ 10 inches) beträgt. Dieser relativ geringe Unterschied des Grades, injdem sich die Parameter bei den Legierungen 406 und 407 im Gegensatz zur Legierung TRW6A annähern, ist hinsichtlich der Wirkung auf das Verhalten der Legierung bei höheren Temperaturen äusserst signifikant. Je höher die angewandte Spannung und/oder Temperatur ist, desto größer ist die Neigung der γ-Primärphase, sich zu vergröbern.

Es ist wichtig, Kohlenstoff so zuzugeben, daß sich stabile Carbide an den Korngrenzflächen ergeben, um die Kriechduktilität zu erhöhen und die Dauerstandslebensdauer zu verlängern. Ausser dem Vorteil, daß der Zusatz einer größeren Menge von lösungsverstärkenden Elementen ermöglicht wird, sind niedrige Chromgehalte (weniger als 7$) ebenfalls insofern günstig, als die Menge an Chromcarbiden verringert wird. Diese Carbide zeigen eine Neigung zur Vergrößerung und zum Zusammenfliessen in den Korngrenzflächen bei hohen Temperaturen und Beanspruchungen, wodurch sich eine Verringerung der tertiären Kriech— duktilität ergibt. Der Molybdängehalt sollte ebenfalls auf weniger als 2?έ verringert sein, um die Entwicklung von schwächenden nadeiförmigen Molybdäncarbiden zu verhindern.

Diese Legierungen können durch das übliche VakuumschmeIzverfahren hergestellt werden. Die Endzusammen—

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Setzung der Legierungen sollte gemäß der Erfindung inner·» halb der folgenden Bereiche liegen, Rest Nickel:

allgemein bevorzugt allg« bev. allg. bev·

Or 4-8J6 5,5-6,5 Al 3-796 4-6 G 0,04-0,296 1,0-1,2

Oo O-IO36 9-10 Ti O-456 1,5-2,5 Zr 0,05-0,236 0,05-0,07

W 5-IO56 8-9 Kb O-556 0-2,5 B 0,005-0,0236 0,01-0,02

Mo 0^236 0,8-1,2 Ta O-856 5,5-6,5 Reat: Nickel und Verunreinigungen.

Sit Zusammensetzungen werden innerhalb der vorstehenden |

Bereiche so gewählt, daß die Volumenfraktion der aus der γ-Phase ausgefallenen y-Primärphaee im Bereich von 50 bis 7036 gehalten wird und daß die Gitterparameter der beiden γ- und γ-Primärphasen sich um weniger als 0,002 S. unterscheiden·.

Als Stand der Technik seien folgende Literaturstellen aufgeführt:

Kear, Β·Η· and Piearcey, B.J»,Trans.Met*Soc. AIHE, Bd.239, 1967, S. 1209,

Türkin, I.L· and Kancheev, O»D·,Metal Science and Heat Treatment, Hos« 1 and 2, Jan«-Feh« 1967, S. .10, Pridanteev, M«T_#, Russian Metallurgy (Metallg),No«5, I 1967, S. 14,

Taylor, Ά. and Ployd, R.W., J. Inst.Met., Bd. 81, 1952/53» S· 451, Thielemann, R₉HV, US-Patent Ho* 3 I64 565·

Superlegierungen auf Viokelbasis zur Verwendung bei hohen Temperaturen bestehen im wesentlichen aus einer Dispersion der γ-PrimSrphase, d.h. einer geordneten Phase auf der Basis der intermetallischen Verbindung Ni-Al, in einer Matrix der γ-Phase, d.h. einer festen Lösung

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auf Nickelfoasis, zusammen mit verschiedenen Arten von Legierungsearbiden, die sowohl innerhalb ale auch zwischen den Körnern verteilt sind. Die langzeitige Dauerstandsfestigkeit dieser Legierungen hängt von der Anwesenheit einer ausreichenden Volumenfraktion der fein dispergieren γ-Primärphase ab. Es ist bekannt, daß die Beständigkeit gegenüber einer plastischen Verformung bei den für das Kriechen charakteristischen Spannungsbeanspruchungen von der Beweglichkeit der Dislokationen in der Legierung abhängig ist· Chemische Zusammensetzung und Struktur der Legierung müssen so gewählt werden, daß die Bewegung der Dislokationen bei Beanspruchungshöhen von technologischem Interesse begrenzt sind. Die Begrenzung der Dislokationsbewegung nimmt mit der plastischen Beständigkeit der γ-Phase, der plastischen Beständigkeit der γ-Primärphase und der Anwesenheit von y-/y-Primärphaeen-örenzflachen zu· Durch die letzteren ergeben sich Oberflächen, wo die Dislokationen aufgefangen werden können. Deshalb liegt das kritische mikrostrukturelle Merkmal in der Menge der y-Zf-Primärphasen-Grenzfläche je Volumeneinheit der Legierung; dieses Verhältnis nimmt mit einer Zunahme der Volumenfraktion der γ-Primärphase und einer Abnahme der Teilchengröße der γ-Primärphase zu« Es zeigte sich, daß die Dauerstandsfestigkeit von zwei.phaaigen Legierungen mit γ-Phase und γ-Primärphase auf Nickelbasie sehr empfindlich von dem Unterschied der Gitterparameter zwischen der γ—Phase und der γ—Primärphase abhängt. Bei einem großen Unterschied der Gitterparameter (Unstimmigkeit) zwischen den beiden zusammenhängenden Phasen tritt eine beträchtliche Treibkraft in Form von gelagerter Elastizitäteenergie auf, die ein Wachsen und ZusammenfHessen der γ-Primärphase verursacht, d.h. das Verhältnis von deren Oberfläche zum Volumen verringert. Je kleiner die Un-

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stimmigkeit ist, desto geringer ist das Ausmaß der Vergröberung der γ-Primärphase«

,In der Praxis gibt es eine Grenze hinsichtlich der Volumenfraktion der γ-Primärphase, die in stabil diaper« gierter Form bei hohen Temperaturen während brauchbaren Zeiträumen verbleibt. Bei γ-Primärphasenteilchen mit einer Durohschnittsgröße im Bereich von"0,2 bis 0,5 Ά beträgt die obere Grenze der Volumenfraktion der γ-Primärphase etwa 60 bis 70$. Bei höheren Fraktionen zeigen die γ-Primärphasenteilchen eine Neigung zum Zusammen- |

fliessen«, Die Wirksamkeit von 60 Vol₀-# der γ-Primärphase hinsichtlich der Dauerstandsfestigkeit ließ sieh experimentell zeigen,,

In Übereinstimmung mit der Erzielung von 60 Vol.-# der γ-Primärphase mit einem Gitterparameter, der demjenigen der γ-Phase so nahe als möglich kommt, sollten sowohl die γ-Phase als auch die γ-Primärphase die. größte Beständig-, keit gegenüber der Dislokationsbewegung aufgrund der Verstärkung der festen Lösung besitzen» Es ist aus einfachen ternären Phasendiagrammen bekannt, daß Elemente, welche Aluminium in der einfachen Μ,ΑΙ-γ-Primärphase ersetzen, in Legierungen mit einer γ-Phase plus einer γ-Primärphas· M so verteilt sind, daß die γ-Primärphase mehr dieser Elemente enthält als die γ-Phase_o Beispiele für derartige Elemente sind Titan und Niob, Die chemische Ähnlichkeit von Tantal und Niob und die bekannte Tatsache, daß Tantal die Menge der in einer Legierung vorliegenden γ-Primärphase erhöht, belegen, daß Tantal sich auch vorzugsweise in die γ-Primärphase verteilt und dabei das Aluminium durch Verdrängen ersetzt. Deshalb sind in Legierungen auf Nickelbasis mit γ-Phase plus γ-Primärphäse die Elemente

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Titan, Niob und Tantal die hauptsächlichsten Lösungsverstärker der γ-Primärphase· Weiterhin verteilen sich solche Elemente, die lediglich Nickel oder sowohl Nickel als auch Aluminium im Ni,Al (γ-Primärphase) ersetzen, vorzugsweise in der γ-Phase bei Legierungen mit einer γ-Phase und einer γ-Primärphase. Die Elemente, die in der γ—Phase 1ösungsverstärkend wirken, sind Kobalt, Chrom, Molybdän und Wolfram.

Die Kenntnis der Verteilungseigenschaften der Legierungselemente und ihrer jeweiligen Gitterparameter ergibt die Basis für die selektive Wahl der gewünschten Elemente in der Legierungszusammensetzung. Bei einem Nickel-Chrom-*r—-Aluminium-System ist es bekannt, daß bei einem Chromgehalt von weniger als etwa 20 Atom-# die γ-Primärphase einen größeren Gitterparameter als die γ-Phase hat und daß dieser Unterschied mit abnehmendem Chromgehalt zunimmt. In Tabelle IV ist der engste Annäherungsabstand der Atome in der γ-Phase und γ-Primärphase für eine Nickellegierung mit 9|6 Atom-# Cr, 8,3 Atom-# Al und für die Elemente, die jeweils in der γ-Phase und γ-Primärphase zur Verdrängung dienen, aufgeführt.

Tabelle IV Engster Annäherungsabstand, A*

γ-Phase 2,502 γ-Primärphase 2,512

Ni 2,491 Al 2,862

Co 2,506 Ti 2,890

Cr 2,498 Nb 2,859

Mo 2,725 Ta 2,86 W 2,739

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Es ergibt sich, daß ein Ersatz von Al in der γ-Primärphase dureh Ti, Hb oder Ta zu keiner sehr großen Zuiiahee des Gitterparameters der γ-Primärphase führt; die Verdrängung duroh Co oder Cr oder Ni in der y-Phase hat ebenfalls nur einen geringen Einfluß auf den Gitterparameter. Jedoch wird durch Zugabe von Atomen mit größerer Größe, beispielsweise Molybdän und Wolfram, eine Zunahme der Gitterparameter der y~Phase um einen beträchtlichen Betrag erreicht· Deshalb hat man, um sich dem gewünschten Unterschied von Hull zwischen der γ-Phase und der γ-Primärphase anzunähern, die Zusätze von Ti, Nb und Ta, die , sich vorzugsweise in der γ-Primärphase verteilen, gegen ' " die Zusätze an Mo und W, die sich vorzugsweise in der y-Phaee^verteiJ.en, abzuwägen.

Auf der Basis der ternären Legierung Ni-Cr-Al ergibt sich, daß je niedriger der Chromgehalt ist, d.h. größerer Unterschied, desto größer die Menge desjenigen Legierungselementes ist, welches zum Ausgleich der Gitterparameter der γ-Phase und γ-Primärphase zugegeben werden muß, die zu einer wesentlichen Erhöhung der Festigkeit der festen Lösung führt· Sie Grundlage der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen Unterschied von Null zwischen den Gitterparametern der γ-Phase und der y-Primärphase zu i

erzielen, der mit dem maximal zulässigen Ersatz solcher Elemente, die die beiden Phasen verstärken, übereinstimmt·

Als spezifisches Beispiel für die Herstellung einer Legierung der erfindungsgemäßen Legierungsklasse wurde die Legierung 406 unter Anwendung des nachfolgenden Schmelzverfahrene hergestellts'

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1. Anfangsbeschickung im AlgOe-Schmelztiegel: Ni, Or, Co, Mo und 0,1 C.

2· Es wurde geschmolzen und bei etwa 1540% (2800⁰F) zur Desoxydation gehalten (Absieden des Kohlenstoffe).

3· Am Ende des Verkochens des Kohlenstoffs wurden W, Ta und Nb zugesetzt.

4· Nach gründlichem Vermischen wurden Al und Ti zugegeben«

5· Schließlich wurde der Rest an C, sowie B und Zr zugegeben.

6. Es wurde bei etwa 1510% (2750⁰F) entweder in (a) zu einem Gußstück als Erschmelzungemasse oder (b) in eine erhitzte (930%; 1700⁰F) keramische Gußform vergossen.

Da der Gitteruntersohied der kritische Faktor beim Aufbau dieser Legierung ist, werden nachfolgend die zur Bestimmung dieses kritischen Faktors angegebenen Verfahren und eine kurze Zusammenfassung der Theorie gegeben.

Röntgenstrahlen mit einer Wellenlänge 7\^erß^eben eine Beugungsspit«· beim Winkel Θ, dtr in Beziehung zu dem Abstand zwischen den Atomebenen d nach folgender Gleichung Bttht: ),«2di Sinus Θ. Der Wert d steht in Beziehung zum Gitterparameter a für die Ebene (h kl) in Miller, indices entsprechend

d² . · .²

2 2 2

ir + k^ + i^d

Durch Bestimmung von θ auf einen Diffraktometer kann man den Wert a bei Kenntnis von > und ( h kl ) berechnen.

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Die Legierungen 406 und TH.W6A wurden bei 127O⁰C während 3 Stunden lösungswärmebehandelt und dann zu einem Pulver als Ausgangsmaterial zur Eöntgenbeugung zerkleinert» Das gefeilte Material wurde während 2 Stunden "bei 100⁰C sowohl zur Entspannung der inneren Spannungen aufgrund des Eeilens als auch zur Vervollständigung der Ausfällung " der γ-Primärphase angelassen· Das Pulver wurde in einem Norelco-Diffraktometer mit Kupferstrahlung untersticht, wobei die in den nachfolgenden Hechnungen angewandten Wellenlängen Ka₁ « 1,54050 £ und Ka₂ *. 1,54433 i be- " "'^: trugen. Als Kompromiß zwischen der Intensität und der | Auftrennung der Κα-« und Kap-Beugungsgipfel wurden die Beugungsgipfel für die (311) - Linie, d.h. h «3, k » 1, 1 » 1) bei 2 θ » ~ 91° gewählt· IaIIs kein Unterschied zwischen den Gitterparametern der y-Phase und der y~Primärphase besteht, kann die Winkeltrennung ( θ ) zwischen den Kupfer-Ka^- und -Kap-beugungsspitzen zu 0,24° berechnet werden. Falls sich jedoch die Gitterparameter der γ—Phase und der γ—Primärphase unterscheiden, werden die beobachteten Beugungsspitzen aufgrund der Überlappung der Ka-- und Kag-Spitzen aus jeder der beiden Phasen Verbreitert* : :

Unter Anwendung eines graphischen Auftrennverfahrens ' | für die Ka-- und Kap-Spitzen bei der Legierung 406 wurde eine Trennung von 0,25° in 2 θ erhal'ten, was anzeigt, daß die Gritterparämeter der γ-Phase und der γ-Primärphase praktisch identisch sind, d.h. sich um weniger als 0,001 £ unterscheiden· Die Breite* der halben^jISpitzenhöhe des-₁-Gipfele beträgt 0,2625° als 2 θ· Bei !DRW6A ist

- und Ka₂-Spitzentrennung 0,30° als 2 θ und die Breite der halben Spitzenhöhe für Ka₁ beträgt 0,2875° als 2 β* Diese Zunahme der Trennung der Ka₁- und Kag-Gipfel und

die Zunahme der Breite (Breite der halben Spitzenhöhe) des Ka₁- Gipfels zeigt an, daß der Unterschied zwischen den Gitterparametern der γ-Phase und der γ-Primärphase bei TRW6A größer ist als bei der Legierung 406. Der Unterschied der Winkel zwischen den Ka--Gipfeln der γ-Phase und der y-Primärphase bei TRW6A beträgt ungefähr O,015° als 2 Θ, was einem Unterschied des Gitterparameters Ton 0,002 Ä entspricht·

Vorzugsweise werden deshalb bei den erfindungsgemäßen Legierungssystemen die Zusätze von Titan, Niob und Tantal, die sich vorzugsweise in die γ-Primärphase verteilen, gegen die Zusätze von Molybdän und Wolfram, die sich vorzugsweise in die γ-Phase verteilen, so ausgeglichen, daß eine Legierung erhalten wird, bei denen sich die Gitterparameter der γ-Phaee und der γ-Primärphase um weniger als 0,002 Ä. unterscheiden»

Besonders bevorzugt wird eine Superlegierung auf Nickelbasis, die etwa 10?G Kobalt, etwa 656 Chrom, etwa 8_f5j6 Wolfram, etwa 1£ Molybdän, etwa 4,5?* Aluminium, etwa 2# Niob, etwa 656 Tantal, etwa 2# Ti, etwa 0,11% Kohlenstoff, etwa 0,06?t Zirkon und etwa 0,01596 Bor enthält und die einen Unterschied der Gitterparameter von weniger als 0,001 & zeigt. Durch Abänderung der vorstehenden Superlegierung auf Nickelbasis, indem das Niob weggelassen wird, der Aluminiumgehalt auf 5f7# erhöht wird und der Titangehalt auf 1,5?£ verringert wird, wird eine weitere bevorzugte Legierungsstruktur erhalten, die einen Unterschied der Gitterparameter von weniger als 0,001 & zeigt*

Vorzugsweise beträgt der Gehalt an Tantal plus gegebenenfalls Niob mehr als 3»5#· Bevorzugt kann diese Menge bis etwa 956 betragen,

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Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung thermisoh hoohbeanspruchbarer Legierungen, bei denen die Volumenfraktion der aus der γ-Phase ausgefallenen y-Primärphase 50 bis 70 GeW₀-Jt beträgt und sich die Gitterparameter der γ-Phaee und der γ-Primärphase um weniger als 0,002 £., vorzugsweise weniger ale 0,001 A₉ unterscheiden, besteht darin, daß zunächst ein Gemisch aus Nickel, etwa 4 bis 8j£ Cr₉ etwa O bis 10jC Qo, etwa 0 bis 2jC Mo und etwa bis 0,2* desoxydierend Takuumrereehmolsen wird, dann unter Beibehaltung dir VakuuMschmelsbedingungen etwa 5 bis 10£ W, etwa 0 bie 8J< Ia und etwa 0 bis 5^ Hb und schließlich etwa 3 bis 7jt 11 und etwa 0 bis 43* Ti zugegeben werden und absohliesäend die ergänzende Restmenge an C, so daß etwa O₉04 bi« 0₉2jt 0 enthalten sind, und an etwa 0,05 bis 0₉2jC Zr und etwa 0,005 bis 0,02#B eingeschmolzen werden, worauf die Sohmelze vergossen wird«

Bevorzugte Anwendung finden die erfindungsgemäßen Legierungen als Schaufelräder oder Blätter derselben in Gasturbinen·

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Claims (4)

~ 16 ~ Patentansprüche

1. Superlegierung auf Nickelbasis mit ausgezeichneter Spannungsbeanspruchung bei etwa 93CW (170O⁰P), bestehend aus 4· bis 8* Chrom, 0 bis 10* Kobalt, 5 bis IO96 Wolfram, 0 bis 2* Molybdän, 3 bis 7* Aluminium, 0 bis 4* Titan, 0 bis 5* Niob, 0 bis 8* Tantal, 0,04 bis 0,256 Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Nickel und Einschlußrückstände mit 0,05 bis 0,2* Zirkon und 0,005 bis 0,02# Bor, wobei die Yolumenfraktion der aus der γ-Phase ausgefallenen γ-Primärphase im Bereich von 50 bis 70* liegt und die Gitterparameter der (jHPhase und der y«Primärphase sich um weniger als 0,002 Ä unterscheiden·

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusätze an Titan, Niob und Tantal, die sich vorzugsweise in die γ-Primärphase verteilen, gegen die Zusätze an Molybdän und Wolfram, die sich vorzugsweise in die γ-Phase verteilen, so ausgeglichen sind, daß die Gitterparameter der γ-Phase und der γ-Primärphaie eich um weniger ale 0,002 Ä unterscheiden«

3· Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Tantal plus Mio· größer als 3,5Ji let.

4. Legierung naeh Anspruch 1 bie 3» dadurch gekennzeichnet, daß sie etwa 1O]C Kobalt, etwa 6* Chrom, etwa 8,5* Wolfram, etwa 1* Molybdän, etwa 4,5* Alu« minium, etwa 2* Viob, etwa 6* Tantal, etwa 2* Titan, etwa 0,11* Kohlenttoffi etwa 0,06* Zirkon und etwa 0,015* Bor enthält und eine Unstimmigkeit der Gitter« parameter ron weniger als 0,001 1 besitzt -.

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5· legierung naoh Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß Niob fehlt, der Äluminiumgehalt auf etwa 5,7# erhöht ist und der Titangehalt auf etwa 1,5$ erniedrigt ist und die Unstimmigkeit der G-itterparameter weniger ist und di· Unstimmigkeit der Gitterparameter weniger als 0,001 A beträgt«

6« Verfahren zur Herstellung von Legierungen nach Anspruch 1 bis 5» dadurch gekennzeichnet, daß zunächst ein Gt- _ misch aus Nickel, etwa 4 bis 8# Gr₁ etwa 0 bis 1Qji Go, I etwa 0 bis 2# Mo und etwa bis Q,2# 0 desoxydierend vakuumverschmolzen wird, dann unter Beibehaltung der Vakuumschmelzbedingungen etwa 5 bis 10$ ¥, etwa 0 bis 8# Ta, und etwa 0 bis 5^ Nb und schließlich etwa 3 bis 7 £ Al und ttwa 0 bis 4 S* Ti zugegeben werden und abschliessend di· ergänzende Sestmenge 0, so daß etwa 0,04 bis 0,2£ Q enthalten sind, und an etwa 0,05 bis 0,2J* Zr und etwa 0,005 bis 0,02#B eingeschmolzen werden, worauf di· Schmelze vergossen wird«

7· Anwendung der Legierungen naoh Anspruoh 1 bis 5 für Schaufelräder oder Blätter von Schaufelrädern in Gas« i turbinen. '

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