DE2253229A1 - Kobalt-chrom-kohlenstofflegierung und verfahren zu deren herstellung - Google Patents

Description

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Fd.

Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie., Baden (Schweiz)

•Kobalt-Chrom-Kohlenstofflegierung und Verfahren zu deren Herstellung

Die Erfindung betrifft eine Legierung, umfassend die Komponenten Co, Cr*, C in Form einer ersten Phase der Zusammensetzung Co_1-Cr = j^sowie eines ersten Carbides der Zusammensetzung

X"" X X^

Cr „ Co C. = K' als zweite Phase und eines zweiten Carbides

' y y <5 i

der Zusammensetzung Cr₀„ Co C_ = KI als dritte Phase. Zum

ίά~Ζ Zb ο

Gegenstand der Erfindung gehört ferner ein Verfahren zur Herstellung einer solchen Legierung.

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Das Dreistoffdiagramm Co-Cr-C umfasst hochwarmfeste Legierungen mit umfangreicher technischer Anwendung, insbesondere für Turbinenschaufeln. Eine systematische metallographische Untersuchung eines dem vorliegenden System ähnlichen Mehrstoffsystems, welches ausser den genannten Komponenten noch Eisen und Nickel enthält, ist bekannt durch Köster und Sperner in "Archiv für das Eisenhüttenwesen", 1955, S. 555 - 559. Unter den in gewissen Grenzen möglichen qualitativen Rückschlüssen von dem dort untersuchten System auf das vorliegende System Co-Cr-C ist zunächst die Existenz eines ausgedehnten Dreiphasengebietes mit den drei eingangs erwähnten Phasen, nämlich dem jf'-Mischkristall des Cobalt und den beiden abgekürzt als K' und K' bezeichneten Carbiden, bis herab zur Raumtemperatur von Interesse. Bei einer Summenzusammensetzung innerhalb dieses dreieckförmigen Diagrammbereiches sind Erstarrungsgefüge mit spiessförmigen K'-Kristallen und unregelmässiuen K'-Kristallen

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in einer Grundmasse ausJf-Mischkristall festgestellt worden.

Der technisch hauptsächlich interessierende Bereich des Co-Cr-C-Diagramms, der benachbart zum Co-Cr-Randsystem liegt und vergleichsweise niedrige Kohlenstoffgehalte im Bereich einiger Gew% umfasst, ist durch eine eutektische Rinne beherrscht, die sich grob gesehen oarallpl zum

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Co-Cr-Randsystem erstreckt und drei ternäre Eutektika umfasst. Die beiden äusseren dieser eutektischen Punkte sind durch Einmündung je einer weiteren eutektischen Rinne in die erstgenannte eutektische Rinne bestimmt. Im Bereich der erstgenannten eutektischen Rinne sind bereits Legierungen für den Hochtemperatureinsatz vorgeschlagen worden (Thompson und Lemkey in "Metallurgical Transactions", 19 70, S. 2799 2806 sowie US-PS 3 552 953 und 3 564 940). Soweit diese Legierungen höhere Chromgehalte als ca. 41 Gew% (C-Gehalt gemäss Lage auf der eutektischen Rinne ca. 2,4 Gew%).aufweisen, -sind jedoch schlechtere mechanische Eigenschaften als bei den vergleichsweise chromarmen Legierungen festzustellen, und zwar insbesondere hinsichtlich zunehmender Sprödheit infolge Auftretens des Carbides K'. Ausserdem geht die hinsichtlich der Festigkeit günstige faserartige Erstarrungsstruktur im allgemeinen mehr oder weniger verloren und macht einer dreidimensional verketteten Morphologie Platz.

Der vorgenannte"Punkt der eutektischen Rinne etwa Hl Gew% Cr und 2,4 Gew% C stellt den Schnittpunkt eines quasibinären Schnittes mit der erstgenannten eutektischen Rinne dar und weist ein relatives Maximum der Solidustemperatur auf. In einem gewissen Abstand von diesem quasibinären Schnittpunkt zur chrcirre5.chcn Seite hin vereinigt sich eine vom Cr-C-Pand-

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system kommende peritektische Reaktion mit der eutektischen Rinne und bildet hier, wie neuere Untersuchungen (Sahm et al. in "Metallurgical Transactions", 1972, S. 1022 - 1025) annehmen lassen, ein drittes ternäres Eutektikum mit einem entsprechenden relativen Minimum der Liquidustemperatur. Die bisher praktisch verwendeten Legierungen mit Summenzusammensetzungen in der eutektischen Rinne liegen hauptsächlich auf der cobaltreichen Seite des genannten quasibinären Schnittes bis einschliesslich zu dem erwähnten Schnittpunkt mit 2,U Gew% C selbst einschliesslich (sogenannte "73C-Legierung"). Für die letztgenannte Legierung ist auch bereits die Anwendung der gerichteten Erstarrung bekannt geworden, die hier zu einem eutektischen Gefüge mit faserartig erstarrter disperser Phase führt. Es sind hier Carbidfasern mit einem Kern aus K' und einer äusseren Schicht aus K' festgestellt worden. Diese Struktur zeigt, dass die bekannte Legierung eine Summenzusammensetzung am Rande des Raumtemperatur-Dreiphasenbereiches V^^-KO-KI, ^zum Zweiphasengebiet Y-Kl hin aufweist. Die äussere K'-Schicht der dispersen Kristallfasern erklärt sich durch sekundäre Ausscheidung beim Abkühlungsvorgang infolge einer Verschiebung der Löslichkeitsgrenze bei. höheren Temperaturen zur Seite des Dreiphasengebietes )f"^9~KI hin.

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sie praktische Anwendung gefunden haben, hauptsächlich in einem Gebiet der Summenzusammensetzungen innerhalb des Zweiphasenbereiches Ψ~ΚΙ bzw. - wie erwähnt - im benachbarten Randgebiet des Dreiphasenbereiches Y'-K'-K' (alles bezogen auf die Raumtemperaturgrenzen dieser Bereiche) angesiedelt. Die bevorzugte Anwendung dieser Legierungen für Gasturbinenschaufeln bedingt neben hohen Anforderungen hinsichtlich der Hochtemperaturfestigkeit auch entsprechende Anforderungen hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit, vor allem Beständigkeit gegen Heissgaskorrosion bei Temperaturen von 1000 C und darüber¹ in 0_-, S-, Na-, Cl- und V-haltigen Verbrennungsgasen. Im Hinblick darauf wäre eine Erhöhung des Chrorngehaltes und eine Verminderung des Kohlenstoffgehaltes der Legierungen erwünscht, was jedoch bisher auf Schwierigkeiten wegen der damit - wie erwähnt - verbundenen Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften stiess. Aufgabe der Erfindung ist es daher, einen Legierungsbereich aus dem Co-Cr-C-System anzugeben, der sich bei höheren Chromgehalten und entsprechend niedrigeren Kohlenstoffgehalten durch erhöhte Heissgaskorrosionsbeständi^keix

/Wenipstens

auszeichnet, jedoch andererseits⁷keine wesentliche Beeinträchtigung der Zähigkeit, und Hochtei.vperaturfestigkeit aufweint.

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Die erfindungsgemässe Lösung dieser Aufgabe beruht auf der neuen Erkenntnis, dass bei Sunmienzusammensetzungen innerhalb der Raumtemperaturgrenzen des Dreiphasenbereiches k^-K'-K' ein doppelteutektisches Gefüge auftritt, d.h. ein Gefüge mit zwei morphologisch voneinander abgesetzten f-Carbid-Eutektika. Demgemäss kennzeichnet sich die erfindungsgemässe Legierung durch einen die erste Phase, d.h. ^-Cobalt, und das erste Carbid, d.h. K', enthaltenden ersten eutektischen Gefügebestandteil und durch einen die genannte erste Phase und das zweite Carbid, d.h. K', enthaltenden zweiten eutektischen Gefügebestandteil. Bei einer solchen Legierung lässt sich, wie Untersuchungen gezeigt haben, eine günstige Hochtemperaturfestigkeit auch bei höheren Chromgehalten und somit bei erhöhter Korrosionsbeständigkeit aufrechterhalten.

Insbesondere hat es sich herausgestellt, dass wenigstens einer der beiden eutektischen Gefügebestandteile auch bei höheren Chromgehalten faserartig zur Erstarrung gebracht werden kann, und zwar mittels gerichteter Erstarrung einer Schmelze mit einer Summenzusammensetzung innerhalb der Raumtemperaturprenzen des Dreiphasenr.ebietes Y'-K'-K' . Er; hat sich hierbei pezeipt, dass eine dopr>tlt.;uto:ktische Struktur jedenfalls dann erreichbar ist, wenn die peri c'htete.

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Erstarrung mit einer VJachstums geschwindigkeit der Kristalle oberhalb ca. 5 cm/h durchgeführt wird. Unter sonstigen die faserartige Erstarrung begünstigenden Bedingungen, insbesondere in den höheren Bereichen der weiter unten angegebenen Werte des Temperaturgradienten im Bereich der ■ Erstarrungsfront, ist ein doppelteutektisches Gefüge auch bei niedrigeren Wachstumsgeschwindigkeiten bis herab zu ca. 2 cm/h festgestellt worden. Als ausreichende und hinsichtlich des Verfahrensaufwandes günstige Wachstümsgeschwindigkeiten haben sich Werte von 5 bis 20 cm/h einwiesen, sofern eine faserartige Morphologie nur des y-K-'-Eutektikums verlangt ist.

Für eine möglichst stark ausgepi^-ägte faserartige Struktur beider eutektischer Gefügebestandteile ist neben einer höheren VJachstums geschwindigkeit von mindestens ca. 20 cm/h der Temperaturgradient im Bereich der Erstarrungsfront als wichtiger Verfahrensparame'ter anzusehen. Es haben sich hier Werte von mindestens ca. 2 0 K/cm als grundsätzlich ausreichend herausgestellt. In Richtung höherer Vierte des Temperaturgradienten sind keine praktisch interessanten Begrenzungen festgestellt worden, es kommen Vierte bis in den Bereich von 500 - 800 K/cm als anwendbar in Betracht, Andererseits ist für eine stark ausrp.nrciptp Fa^ρ.τςί-T¹IiIc"?"!.ir« pin Ter.vDora.tur-

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gradient von mindestens 50 K/cm zu bevorzugen. Die Temperatur der Schmelze als Ausgangszustand für die gerichtete Erstarrung wird zweckmässig zwischen 1350 - 1600 C, vorzugsweise auf etwa 1450 C, eingestellt.

Die Erfindung wird weiter anhand von Beispielen unter Bezugnahme auf die Zeichnungen erläutert. Hierin zeigt

Fig. 1 eine perspektivische, nicht massstäbliche Uebersicht des hier interessierenden Bereiches des Temperatur-Phasendiagramms für das Dreistoffsystem Co-Cr-C,

Fig. 2 eine Draufsicht des Diagrammabschnitts gemäss Fig. 1 mit den entsprechenden Primärkristallisationsbereichen,

Fig. 3 einen vergrösserten Ausschnitt aus Fig. 2 im Bereich der eutektischen Rinne,

Fig. 4 einen Vertikalschnitt durch das räumliche Diagramm gemäss Fig. 1 längs der eutektischen Rinne in Abwicklung,

Fig. 5 einen vergrösserten Ausschnitt aus Fig. 4,

Fig. 6 einen Raumtemperatur-Horizontalschnitt des Diagramms gemäss Fig. 1,

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Fig. 7a und 7b das Schliffbild einer Legierung mit doppelteutektischem Gefüge und einem faserartig erstarrten Eutektikum im Längs- bzw. Querschnitt zur Faserrichtung,

Fig. 8a und 8b ein Längs- bzw. Quer-Schliffbild entsprechend Fig. 7, jedoch für eine doppelteutektisehe Legierung mit faserartiger Morphologie beider Eutektika,

Fig. 9a und 9b wiederum ein Längs- bzw. Quer-Schliffbild

für eine doppelteutektisehe Legierung mit besonders ausgeprägter Faserstruktur und

Fig. 10 ein Diagramm der Temperaturabhängigkeit der Zugfestigkeit von der Temperatur für eine bekannte Co-Cr-C-Legierung und im Vergleich dazu einige entsprechende Werte einer doppelteutektischen Legierung.

Fig. 1 zeigt mit der Temperatur T/⁰C als Höhenkoordinate den Bereich des Co-Cr-C-Systems in der Nachbarschaft des Randsystems Co-Cr mit einer etwa parallel zu diesem Randsystem verlaufenden ersten eutektischen Rinne Rl zwischen

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den Eutektika El und E2 in den Randsystemen Cr-C und Co-C. Im Verlauf dieser eutektischen Rinne sind bekanntermassen zwei ternäre Eutektika EtI und Et2 mit abzweigenden eutektischen Rinnen R2 und R3 vorhanden. Zwischen diesen beiden ternären Eutektika liegen zwei relative Temperaturmaxima von quasibinären eutektischen Schnitten, von denen in Fig. nur die entsprechenden Schnittpunkte EqI und Eq2 mit der eutektischen Rinne Rl angedeutet sind. Zwischen den letztgenannten Punkten liegt gemäss neueren Untersuchungen wiederum ein relatives Temperaturminimum entsprechend einem dritten ternären Eutektikum S2, welches durch Einmündung einer peritektischen Stufe P in die eutektische Rinne Rl gegeben ist. Die genannte peritektische Stufe P geht aus von einer entsprechenden peritektischen Carbidreaktion im Randsystem Cr-C auf der kohlenstoffreichen Seite des Eutektikums El.

In Fig. 2 sind die Primärkristallisationsgebiete im Bereich der eutektischen Rinnen Rl, R2 und R3 mit den bereits erwähnten ausgezeichneten Punkten innerhalb der Rinne Rl sowie ausserdem die beiden durch die Punkte EqI und Eq2 verlaufenden

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quasibinären Schnitte si und s2 angedeutet. Ausserdem finden sich die Randpunkte des Systems Cr-C entsprechend den Carbiden K'(χ = O) = Cr-C₃ und K'(χ = 0) = Cr₀₀C. sowie einen i. ,1 ο ο Io b

weiteren, hier nicht näher interessierenden Carbid K'(χ = 0) = Cr₅C₀. Im vorliegenden Fall interessieren die Primärkristallisationsgebiete NA', K' -und K', letzteres ein schmaler Streifen zwi-schen der peritektischen Stufe P und dem oberen Abschnitt der eutektischen Rinne Rl. Der Vollständigkeit halber ist noch die hier ebenfalls nicht näher interessierende (i -Phase des Cobalt eingetragen.

In Fig* 3 ist der hier vor allem interessierende Bereich der eutektischen Rinne Rl mit den im ternären Eutektikuin S2 zusammenstossenden Primärkristallisationsbereichen ^K, K' und K' vergrössert wiedergegeben, Ausserdem ist hier neben dem quasibinären Schnitt s2 (strichpunktiert) der untere Zipfel des noch näher zu besprechenden Raumtemperatur-Drei~ phasengebietes f* K' + K' angedeutet (strichliert). Die untere Grenze dieses Dreiphasengebietes unterkreuzt die eutektische Rinne Rl etwa im quasibinären Eutektikum Eq2. Längs der genannten eutektischen Rinne zur chromreichen Seite hin bis zum letztgenannten Punkt erstrecken sich die als technisch interessant vorgeschlagenen Hochtemperaturlegierungen ("73C"). Von hier an zur chromreichen Seite

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bis zum oberen Grenzpunkt G des Raumtemperatur-Dreiphasengebietes f+ K' + K' unter der eutektischen Rinne Rl er-

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streckt sich der Bereich von Legierungen mit der Möglichkeit einer doppelteutektischen Erstarrungsstruktur, soweit es sich um den Bereich der eutektischen Rinne selbst handelt. Beiderseits der eutektischen Rinne Rl erstreckt sich dieser Existenzbereich doppelteutektischer Legierungen innerhalb der Grenzen des Dreiphasengebietes Y^+ K' + K'.

Der in Fig. 4 wiedergegebene Schnitt längs der eutektischen Rinne Rl, in den der Vollständigkeit halber noch die Phasenraumschnitte mit den Co-MischkristallmodifikationenoCund (f eingetragen sind, zeigt zwischen den ternären Eutektika S2 und E„„ strichliert den bisher angenommenen Verlauf der Liquidus- und Soliduslinie sowie der Löslichkeitsgrenze zwischen den Phasengebieten jf + K' + K' und j^+ K' gemäss der bisher hier angenommenen peritektischen Reaktion. In ausgezogenen Linien ist dagegen in Fig. 4 der nach neueren Untersuchungen anzunehmende Verlauf der Phasengrenzen mit dem quasibinären Eutektikum Eq2 (relatives Maximum der Liquidustemperatur) und beiderseitigen Erstarrungsgebieten Schmelze + V⁷ + K' angedeutet. Auch die im Solidusgebiet bis zur Raumtemperatur hin verlaufende Löslichkeitsgrenze zwischen den Gebieten y+ K' + K' einerseits und Ψ* K' andererseits hat danach einen anderen als bisher anfennimnp.npn Vprlauf

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mit stärkerer Krümmung im oberen' und steileren Verlauf im unteren Temperaturbereich.

In Fig. 5 ist der Bereich des Schnitts längs der eutektischen Rinne Rl, soweit er das Raumtemperatur-Dreiphasengebiet

KI + K' durchdringt, vergrössert heraus gezeichnet.. Man sieht hier, dass die obere Grenze G des genannten Raumtemperatur-Dreiphasengebietes in der eutektischen Rinne nur wenig vom quasibinären Eutektikum EqI entfernt ist, während die untere Grenze des Raumtemperatur-Dreiphasengebietes praktisch mit dem quasibinären Eutektikum Eq2 zusammenfällt. Auf der chromreichen Seite des den Dreiphasenabschnitt der eutektischen Rinne unterteilenden ternären Eutektikums S2 erstarrt primär ein v'+ k'-Eutektikum, während die Restschmelze bei Erreichen des Punktes S2 als ternäres Eutektikum erstarrt, und zwar bei geeigneten Bedingungen erfindungsgemäss mit der Morphologie eines Doppeleutektikums mit den Gefügebestandteilen Ϋ+ K' und V⁷+ K'. Entsprechende mit umgekehrter Reihenfolge der Kristallisierung bezüglich Kl und Kl gilt für die Erstarrung von Legierungen auf der anderen Seite des ternären Eutektikums im Intervall bis zum Dreiphasenpunkt S3, der jedoch infolge der verschwindend geringen Breite des ErstarrungsIntervalls Schmelze + Ψ+ K' äusserst nahe am ternären Eutektikum S2 liegt und daher praktisch vernachlässigbar ist. Im übrigen Bereich des Dreiphasengebietes bis zur cobaltreichen Raumtemperaturgrenze entsprechend Eq2 hin liegt nach Durchlaufen des verschwindend A098 13/0753

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schmalen Erstarrungsintervalls zunächst t'+ K' vor, während sich nach Unterschreiten der Löslichkeitsgrenze sekundär K' bildet. Erfindungsgemäss wurde festgestellt, dass bei geeigneten Verfahrensbedingungen auch hier ein doppelteutektisches Gefüge erhalten werden kann.

Fig. 6 zeigt die Raumtemperaturgrenzen des Dreiphasengebietes Y⁷+ K' + K' selbst. Unterhalb davon ist das breite old ,

If + K'- und oberhalb das schmale if+ K'-Zweiphasengebiet erkennbar, während das j^-Gebiet ebenfalls auf einen schmalen Streifen geschrumpft ist, der nur noch mit der unteren Spitze des dreieckförmigen Dreiphasengebietes If+ K' + K' in Verbindung steht. Zum Randsystem Cr-C hin ist das Dreiphasengebiet durch ein reines Carbidgebiet K' + K' begrenzt.

Grundsätzlich ist nach der der Erfindung zugrunde liegenden Erkenntnis ein doppelteutektisches Gefüge bei Summenzusammensetzungen innerhalb der Raumtemperaturgrenzen des Dreiphasengebietes Ψ> + K' + K' möglich. Bevorzugt bildet sich diese Morphologie jedoch innerhalb eines streifenförmigen Abschnitts dieses Dreiphasengebietes aus, der sich längs der dem Co-C-Randsystem zugewandten, d.h. in den vorliegenden Darstellungen längs der unteren Raumtemperaturgrenze gl des Dreiphacengebictcs erstreckt und zur chrcmroichcn

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Seite hin durch eine zu, dieser unteren Raumtemperaturgrenze gl parallele Gerade g2 begrenzt ist, welph letztere durch das ternäre Eutektikum S2 verläuft. Dieser bevorzugte Legierungsbereich ist in Fig. 3 und 6 schraffiert hervorgehoben. Innerhalb dieses bevorzugten Gebietes sind .wiederum von besonderem Interesse diejenigen Legierungen, deren Summenzusammensetzung in der Nähe der eutektischen Rinne liegt. Diese durch die Feinheit ihres Gefüges ausgezeichneten Legierungen liegen somit innerhalb eines Bereiches von folgenden Eckzusammensetzungen:

I. Co = 57,8 %, Cr = 40,0 %, C = 2,2 %;

II. Co = 55,9 %, ' Cr = 42,0 %, C = 2,1 %;

III. Co = 53,0 %_s Cr = 44,5 %₅ C = 2,5 %;

IV. Co = 55,9 %, Cr = 41, 5 %, C = 2,6 %.

Dieser Bereich ist in Fig. 3 zwischen dem quasibinären Eutektikum Eq2 und dem ternären Eutektikum S2 angedeutet und durch feinere Schraffur hervorgehoben.

Im folgenden wird ein spezielles Ausführungsbeispiel beschrieben:

Es wurde eine Legierung mit folgender Summenzusammensetzung erschmolzen:

50,375 Gew% Co, 47,500 Gew% Cr, 2,1Ub Gevj'i C.

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Diese Zusammensetzung entspricht einem Punkt im Bereich der eutektischen Rinne Rl innerhalb der Raumtemperaturgrenzen des Dreiphasengebietes ψ* K' + K', jedoch ausserhalb der oben erwähnten, bevorzugten Zusammensetzungsbereiche, und zwar einem Punkt in der Nähe des oberen Grenzpunktes G in Fig. 3.

Die Legierung wurde aus einer Ueberhitzungstemperatur von T - 1450 C mit einer Wachsturnsgeschwindigkeit ν = 7 cm/h und mit einem Temperaturgradienten (1 = 500 K/cm im Bereich der Erstarrungsfront zur gerichteten Erstarrung gebracht. Es ergab sich eine Doppelkompositstruktur gemäss Fig. 7a und 7b mit faserartig erstarrtem V+ K'-Eutektikum el und netzartig erstarrtem ^+ K'-Eutektikum e2. Der Querschnitt gemäss Fig. 7b zeigt eine im wesentlichen gleichmässige Verteilung der dispersen Phase beider Eutektika innerhalb der jeweils zugehörigen V^-Matrix.

Eine Legierung gleicher Zusammensetzung wie oben erwähnt wurde ferner mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von ca. 70 cm/h, wiederum bei einem Temperaturgradienten von ca. 500 K/cm und bei gleicher Ueberhitzungstemperatur, gerichtet erstarrt. Es ergab sich nun ein doppelteutektisches Gefüge gemäss Fig. 8a und 8b, wobei jedoch beide Eutektika faserartig

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erstarrt sind. Dieses Ergebnis ist bemerkenswert, weil die Kristallstruktur des Carbids K' an sich keine faser- · artige Morphologie erwarten lässt. Es ist daher anzunehmen, dass die Erstarrung zunächst nur V^+ K'-Eutektikum liefert, welches sich dann in einem Sekundärprozess bei Durchgang durch die stark temperaturabhängige Löslichkeitsgrenze (Fig. 5) zwischen den beiden Phasengebieten Ϋ'+ K* + K' und V'+ K' in K' umwandelt.

Fig. 9a und 9b zeigen eine ausgeprägt faserartige Struktur einer doppelteutektischen Legierung mit durchgehenden Fasersträngen des V"+ K'-Eutektikums sowie eines unregelmässigen V*+ K'-Teileutektikums. Diese Morphologie wurde mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von ca. 7 cm/h und mit einem Temperaturgradienten von ca. 500 K/cm erhalten.

Die Vergrösserung des Schliffbildes gemäss Fig. 9a beträgt 18 : 1 und diejenige für Fig, 9b 27 : 1. Die eutektischen Gefügebestandteile mit K' und K' sind entsprechend wie in Fig. 7 und 8 mit el und e2 bezeichnet.

Fig. 10 zeigt die Abhängigkeit der Zugfestigkeit C₀ in kp/mm

über der Temperatur T in C i_n einer ausgezogenen Linie für die bekannte Legierung "73C" (Zusammensetzung siehe Punkt Eq2 in Fig. 3 mit Co = 56.9 Gew%. Cr = U0.7-Rpw%, C = 2,U Gewi)=

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Die Hochtemperaturfestigkeit einer Legierung gemäss vorstehendem Beispiel wurde im Bereich zwischen 800 und 1000 C gemessen. Die erhaltenen Werte sind in Fig. 10 in kreisförmier Markierung eingetragen und lauten wie folgt:

T(0C)	ran )	900	900	1000	1000	1000	1000
B	70	78	45	47	50	60

Dieses Ergebnis bedeutet, dass die Hochtemperaturfestigkeit der doppelteutektischen Legierung der bekannten, chromärmereη Legierung mindestens gleichwertig ist. Die durch den höheren Chronigehalt erzielte Steigerung der Korrosionsbeständigkeit ist daher in Erfüllung der Erfindungsaufgabe nicht mit einer Verminderung der Hochtemperaturfestigkeit verbunden.

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Claims (11)

Patentansprüche

1. Legierung, umfassend die Komponenten Co^ Cr, C in Form
einer ersten Phase de.r Zusammensetzung Co₁ _ Cr = V^ sowie
eines ersten Carbides der Zusammensetzung Cr„_ Co C-, = KJ,
als zweite Phase und eines zweiten Carbides der Zusammensetzung Cr_{0 x}_ Co Cf- = K' als dritte Phase, gekennzeichnet durch einen die erste Phase ( V") und das erste Carbid (KI,) enthaltenden ersten eutektischen Gefügebestandteil (el) und durch
einen die erste Phase (YO und das-zweite Carbid (K4) enthaltenden zweiten eutektischen Gefügebestandteil (e2).

2. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet.-. durch eine
Summenzusammensetzung innerhalb eines gradlinig begrenzten
Abschnittes des Raumtemperatur-Dreiphasengebietes y*"+Ki+Ki, der sich längs der dem Co-C-Randsystern des Co-Cr-C-Diagramms zugewandten, unteren Raumtemperaturgrenze' (gl) des Dreiphasengebietes v^+Kl+Ki erstreckt und zur chromreichen Seite hin durch eine zu dieser unteren Raumtemperaturgrenze (gl) parallele Gerade (g2) durch das ternäre Eutektikum (S2) mit den
Gleichgewichtsphasen w, K£ und K' begrenzt ist.

3. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine Summenzusammensetzung innerhalb eines geradlinig begrenzten Bereiches des Dreistoffdiagramms Co-Cr-C mit folgenden Eck-

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Zusammensetzungen in Gevj%: 2253229

I. Co = 57,8 Z, Cr = 40,0 Z, C = 2,2 Z;

II. Co = 55,9 Z, Cr = 42,0 %, C =2,1 %;

III. Co = 53,0 Z, Cr = 44,5 Z, C = 2,5 Z;

IV. Co = 55,9 -Z, Cr = 41,5 Z, C = 2,6 Z.

4. Legierung nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch eine Summenzusammensetzung im Bereich eines Abschnitts der eutektischen Rinne des Dreistoffdiagramms Co-Cr-C zwischen einem ternären Eutektikum (S2) mit den Gleichgewichtsphasen ^", K', K' einerseits und einem Punkt in dieser eutektischen Rinne mit einer Summenzusammensetzung gemäss einem Kohlenstoffgehalt von etwa 2,2 Gew# andererseits.

5. Legierung nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die disperse Phase (KI) des ersten eutektischen Gefügebestandteils (el) wenigstens abschnittsweise in faserartiger_Struktur vorliegt.

6. Legierung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die dispersen Phasen (Kl, Kl) der beiden eutektischen Gefügebestandteile (el, e2) wenigstens abschnittsweise in faserartiger Struktur mit zueinander im v;esentlichen paralleler Faserlängsrichtung vorliegen.

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7. Verfahren zur Herstellung einer Legierung nach einem oder mehreren der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass eine Schmelze mit einer Summenzusammensetzung innerhalb der Raumtemperaturgrenzen des Dreiphasengebietes Y^-Ki-Ki einer gerichteten Erstarrung unterworfen wird,

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die gerichtete Erstarrung mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von mindestens 2 cm/h, vorzugsweise mit einer solchen von mindestens 5 cm/h, durchgeführt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die gerichtete Erstarrung mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von wenigstens 20 cm/h durchgeführt wird.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die gerichtete Erstarrung mit einem Temperaturgradienten im Bereich der Erstarrungsfront von wenigstens 20 K/cm, vorzugsweise mit einem solchen von wenigstens 50 K/cm, durchgeführt wird.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 10, dadurch ge- " kennzeichnet, dass die gerichtete Erstarrung aus einer Schmelze mit einer Temperatur zwischen 1350 und l6üO°C, vorzugsweise von 145O°C, durchgeführt wird.

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