DE2313832B2

DE2313832B2 - Verfahren zur Herstellung einer schmiedbaren Kobaltlegierung

Info

Publication number: DE2313832B2
Application number: DE19732313832
Authority: DE
Inventors: Auf Nichtnennung Antrag
Original assignee: Creusot-Loire Sa Paris
Current assignee: Creusot-Loire Sa Paris
Priority date: 1972-05-04
Filing date: 1973-03-20
Publication date: 1978-05-18
Also published as: FR2183353A5; DE2313832A1; DE2313832C3; IT984413B; GB1390684A; NL7304799A; JPS4941219A; SE395721B; CA978398A; CH569088A5; BE799123A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren der im Oberbegriff des Patentanspruchs 1 vorausgesetzten Art.

Dieser Kobaltlegierungstyp wurde entwickelt, um bei hohen Temperaturen eine hohe Kriech- und Korrosionsbeständigkeit aufzuweisen.

Die erfindungsgemäß herzustellende Legierung mit diesen Eigenschaften ist hauptsächlich zum Bau von Land- oder Seegasturbinen, Turboreaktoren, insbesondere zum Bau von Getriebegehäusen, Flammrohren und Verbrennungskammern von Turbomaschinen bestimmt. Um die Herstellung von tiefgezogenen geschweißten Konstruktionen für vorstehende Anwendungsfiille zu ermöglichen, ist die Entwicklung dieser Legierung darauf ausgerichtet, eine gute Eignung für die Verformung und eine gute Schweißbarkeit zu erhalten, die durch eine langsame Anlaß- bzw. Vergütungsaushärtungskinetik begünstigt wird. Das hauptsächlich aus einer solchen Legierung hergestellte Grundprodukt ist Blech.

Es gibt bereits zahlreiche Legierungen auf Kobaltbasis. Die Kobaltlegierungen für die obengenannten Anwendungsfiille haben einen Chromgehalt in der Größenordnung von 20%, denn dieses Element ist zum Erhalten einer guten Wärmeoxydationsbeständigkeit unerläßlich. Ein stärkerer Gehalt bringt eine starke Verringerung der Duktilität mit sich. Die Legierungen enthalten allgemein auch Nickel, das das austenitische Gefüge stabilisiert und die Tendenz zur Bildung kompakter Phasen verringert. Sie enthalten Zusatzelemente, die besonders zur Bewirkung einer Aushärtung und Verbesserung des Kriechwiderstandes bestimmt sind. Die Härtung der Kobaltlegierungen beruht allgemein auf einer Mischkristallhärtung und einer Aushärtung durch Ausscheidung von Karbiden. Die Aushärtung der Kobaltlegierungcn durch Ausscheidung von intermetallischen Phasen war bisher nur Gegenstand begrenzter Entwicklungen. Für die Mischkristallhärtung ist der Zusatz von elementen, wie Molybdän, Wolfram und Tantal sehr bekannt. Für die Aushärtung durch Ausscheidung von Karbiden werden Elemente zugesetzt, die sich leicht mit Kohlenstoff verbinden, wie Titan oder Niob. Die Mehrzahl der Kobaltlegierungen ist nicht schmiedbar und wird im gegossenen Zustand verwendet. Jedoch kennt man einige Legierungen die sich schmieden lassen. Unter diesen Legierungen soll die folgende unter verschiedensn Bezeichnungen bekannte erwähnt werden. Sie enthält 19 bis 21% Chrom, 9 bis 11% Nickel, 46 bis 53% Kobalt und Zusatzelemente, nämlich 14 bis 16% Wolfram, 0,05 bis 0,15% Kohlenstoff, 1 bis 2% Mangan, weniger als 1% Silizium und weniger als 3% Eisen. Die mechanischen Eigenschaften dieser Legierung werden hauptsächlich durch Mischkristallhärtung erhalten.

Die durch eine Vergütungs- bzw. Anlaßbehandlung nach dem Abschrecken dieser Legierung erhaltene Gefügsauahärtung ist gering. Die Ausscheidung von intermetallischen Phasen tritt hier nicht auf, und die Ausscheidung von Karbiden bleibt gering. Daher wird diese Legierung allgemein im nach Lösungsglühen abgeschreckten Zustand verwendet. Andererseits ist festzustellen, daß die für eine umfangreiche Ausscheidung erforderliche Übersättigung in einer Oberflächenzone erheblicher Dicke durch Abschrecken unmöglich zu erhalten ist. Diese Erscheinung ist im Fall von Blechen besonders ungünstig. Es sind außerdem schmiedbare Legierungen bekannt, bei denen die Mischkristallhärtung und die Aushärtung durch Ausscheidung von Karbiden von einer Gefügeaushärtung durch Ausscheidung von intermetallischen Phasen begleitet werden. Eine solche bekannte Legierung enthält 20% Chrom, 28% Nickel, 43% Kobalt und Zusatzelemente, nämlich 7% Wolfram, 4% Titan und 0,20% Kohlenstoff. Der Gehalt an Titan ist derartig, daß sich eine schnelle Aushärtung ergibt, die auf einer starken Ausscheidung einer Phase (Co, Ni)₃Ti beruht. Die Ausscheidungskinetik dieser Legierung ist noch nicht ausreichend langsam, um gute Schweißeigenschaften sicherzustellen. Eine in der FR-PS 2044 126 der Anmelderin beschriebene Legierung überwindet dieses Problem durch einen geringeren Titangehalt. Sie enthältO,O8-O,15%C, 18-25% Cr, 22-28% Ni, 5-12% Mo und/oder Ta und/oder W, 3-4% Ti und/oder Al und/oder Nb, bis zu 0,1% B und/oder Zr und/oder Hf, darunter vorzugsweise maximal 0,006% B, Rest Co. Ihre Herstellung erfolgt durch 1 bis 2 Stunden Lösungsglühen bei 1050-1225'C, Abschrecken an der Luft und 12-24 Stunden Ausscheidungsglühen bei 700-800 C, wobei sekundäre Karbide und eine intermetallische Phase y' ausgeschieden werden. Die Kriecheigenschaften dieser Legierung bei 0,2% Dehnung bzw. beim Bruch sind nicht für alle Zwecke befriedigend.

Andererseits ist aus der US-PS 29 74037 eine Legierung aus 15-30% Cr, 5-15% W, 0,1-1,3% C,

0,5-5% Nb, 0,01-0,2% B, bis zu 5% Ni und Rest Kobalt sowie eventuell weiteren Wahlkomponenten bekannt, die im Gußzustand eingesetzt wird und bei hohen Temperaturen gute Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit und gute Festigkeitseigensehaften aufweist.

Weiter ist es aus »Metals Handbook«, 1966, Seiten 467 und 486 bekannt, eine schmiedbare Legierung aus 0,15% C, 1,5% Mn, 0,5% Si, 20% Qr, 10% Ni, 15% W, 2% Fe, Rest Co nach einer Lösungsglühung von 1232' C in Wasser abzuschrecken, eine schmiedbare Legierung aus 0,40% C. 1,2% Mn, 0,4% Si, 20% Cr, 20% Ni, 20% Co, 4% Mo, 4% W, 4% Nb, Rest Fe nach einer Lösungsglühung von 1232X in Wasser abzuschrecken und bei 760C auszuhärten und eine schmiedbare Legierung aus 0,25% C, 1,0% Mn, 0,4% Si, 25% Cr, 20% Ni, 4% Mo, 2% W, 2% Nb, 3% Fe, Rest Co nach einer Lösungsglühung von 1246 C an der Luft abzukühlen und bei 760 ¹C auszuhärten.

Schließlich ist aus der US-PS 34 16 916 eine warm- und kaltverformbare Kobaltlegierung bekannt, die aus 18-25% Cr, 11-15% W, 0,05-0,5% C, 16-25% Ni, 0,001-0,025% B, bis zu 1,5% Mo, bis zu insgesamt 1% Zr, Nb, Ti und/oder Ta, Rest Co besteht, bei 1177 C 15 Minuten geglüht und mit dem Gebläse abgekühlt wird. Dabei wird vermutlich die kubischflächenzentrierte Matrix durch Verbundwirkung des Nickels, Eisens, Kohlenstoffs und Mangans stabilisiert, und es entstehen M₆C- sowie MijCf.-Karbidausscheidungen. Die Kriecheigenschaften dieser Legierung beim Bruch bzw. bei 0,2 oder 1% Dehnung sind für besondere Zwecke nicht ausreichend.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, das im Oberbegriff des Patentanspruchs 1 vorausgesetzte Verfahren derart abzuändern, daß man in der aus der US-PS 34 16 916 an sich bekannten Kobaltlegierung einerseits eine Mischkristallhärtung und andererseits eine Aushärtung nur durch Ausscheidung von sekundären Karbiden mit dem Zweck hervorruft, die Kriecheigenschaften bei hohen Temperaturen zu verbessern und eine gute Oxydationsbeständigkeit bei hoher Temperatur, eine gute Warmduktilität, eine gute Eignung zum Tiefziehen und eine günstige Ausscheidungskinetik zu gewährleisten.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch die im kennzeichnenden Teil des Patentanspruchs 1 angegebenen Maßnahmen gelöst.

Weitere Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen gekennzeichnet.

Durch Begrenzung des Kohlenstoffgehalts bis zu 0,30% und des Gehalts an Titan und/oder Niob auf 0,5 bis 2% und die rasche Abschreckung wird erreicht, daß feine und zahlreiche Titan- und/oder Niobkarbide bei der Ausscheidungsglühung ausgeschieden werden und die angestrebten Eigenschaftsverbesserunijen erhältlich sind.

Die Erfindung wird im folgenden in ihren Einzelheiten beschrieben, wobei die Zusammensetzung und die Eigenschaften einer erfindungsgemäß hergestellten Legierung beispielsweise angegeben werden.

Die Legierung kann an Luft odc· im Vakuum, mit oder ohne Umschmelzen im Ofen mit Abschmelzelektrode im Vakuum oder unter Schlacke, oder nach jeder Kombination dieser Verfahrensarten hergestellt werden.

Um die gewünschte Gefügeaushärlung durch Ausscheidung von Karbiden zu erhalten, sind die Prozentsätze des Elements Kohlenstoff und der Elemente Titan bzw. Niob und Bor, die vereint vorliegen, um diese Ausscheidung zu begünstigen, entscheidend. Wie bereits angegeben, müssen die Gewichtsanieile dieser Elemente der Legierung folgende sein: 0,10 bis 0,30% Kohlenstoff, 0,5 bis 2% wenigstens eines der Elemente Titan und Niob sowie 0,005 bis 0,02% Bor. Das stark karbidbildende Element Titan bildet stabile Titankarbide, die eine günstige Wirkung auf die Aushärtung und das Kriechen ausüben. Man kann annehmen,

in daß das Bor dabei die Aktivität des Kohlenstoffs verbessert und so die Ausscheidung von feinen und zahlreichen Karbiden erleichtert und eine starke Ausscheidung auch in den Oberflüchenzonen zu erhalten gestattet. Der Gehalt an Kohlenstoff muß in dem

π angegebenen Bereich gewählt werden, damit die Ausscheidung der Karbide ausreichend erfolgt. Ein starker Prozentsatz an Kohlenstoff über dem angegebenen Höchstwert würde die Duktilität der Legierung verringern und sie schwer schmiedbar machen. Der Ge-

>n halt an Bor muß an oder unter der genannten Obergrenze liegen, um die Bildung von Eutektika mit niedrigen Schmelzpunkten zu vermeiden, die die Legierung schwierig schmiedbar machen wurden. Der Gehalt an Titan muß ebenfalls an oder unter der an-

_>-> gegebenen oberen Grenze gehalten werden, denn bei höherem Titangehalt würde sich die Bildung einer aushärtenden intermetallischen Phase des Typs (Co, Ni)₃Ti ergeben.

Der optimale sich aus der Ausscheidung der Karbide

JH ergebende Effekt wird durch eine nach den oben definierten Kriterien gewählte Zusammensetzung erhalten, die außerdem der beanspruchten Wärmebehandlung unterworfen ist. So stellt man für die erfindungsgemäß hergestellten Legierungen fest, daß die Erhöhung der Lösungsglühtemperatur das Verhalten hinsichtlich des Kriechwiderstandes deutlich verbessert. Man kann annehmen, daß die Wirkung der Lösungsglühtemperatur wahrscheinlich mit der Wiederauflösung der Primärkarbide und mit der Kornvergrößerung verbunden ist.

Dagegen zeigen Tiefziehbarkeitsversuche, daß diese Eigenschaft, wenn man sie als Funktion der Lösungsglühtemperatur mißt, ein Minimum durchläuft. Man kann annehmen, daß sich diese Erscheinung aus um· gekehrten Auswirkungen der Kornvergröberung und der fortschreitenden Wiederaullösung der Primärkarbide ergibt. So muß die Lösungsglühung, die praktisch bei einer Temperatur nahe 1200 C durchgeführt wird, einen Kompromiß zwischen den verschiedenen Eigen-

jo schäften darstellen, die durch diese Behandlung in verschiedener Weise beeinflußt werden. Eine nach der Lösungsglühung und Abschreckung durchgelührte Ausscheidungsglühung ist für die erfindungsgemäü hergestellte Legierungen erforderlich, und ihre Wir-

-,i kung ist praktisch sehr erheblich. Die Ausscheidungsglühung nach der Lösungsglühung und dem Abschrecken führt zu einer starken Ausscheidung von Karbiden, die eine sehr wirksame Aushärtung ergibt. Die optimale Wirkung wird bei einer Temperatur

bo nahe 800 C und einer Dauer in der Größenordnung von 16 Stunden erhalten. Die Wiederaullösung der Karbide tritt ab 1100 C ein. Wenn die Ausscheidungsglühung für die mechanischen Eigenschaften günstig ist, ist eine langsame Kinetik dieser Aushärtungsvor-

h5 gänge wünschenswert, um eine gute Schweißbarkeit zu erreichen. Tatsächlich ergibt sich bei der erfindungsgemäß hergestellten Legierung die Aushärtung erst nach 100 oder mehr Minuten hei 7S(I nrlcr Si«) ί'

Die Ausscheidung von Karbiden wird gleichfalls begünstigt, da die Ausscheidungsglühung nach rascher Abkühlung von der Lösungsglüluing durchgeführt wird. Die günstige Wirkung dieser rapiden Abkühlung ergibt sich daraus, daß so die der Lösungsglühtemperatur entsprechende Leerstellenkonzentration maximal beibehalten wird. Praktisch wird die rapide Abkühlung durch Abschrecken in Wasser erreicht.

Die Elastizitätsgrenze einer Legierung nach einer Lösungsglühung und Ausscheidungsglühung ist offenbar höher als die einer Legierung, die nur der Lösungsglühung unterworfen wurde. Dagegen ist die Duktilität ab 600 oder 700'C einer der Lösungs- und Ausscheidungsglühung unterworfenen Legierung niedriger als die einer nur lösungsgeglühten und abgeschreckten Legierung. Man kann annehmen, daß dieser Unterschied auf der Ausscheidung von Karbiden vor oder im Lauf der Versuche beruht. Auch die Ausscheidungsglühung muß hier also einen Kompromiß zwischen verschiedenen Eigenschaften ergeben. Die Wärmebehandlungen sollen vorzugsweise unter Schutzgasatmosphäre ablaufen, um mögliche Kohlenstoff- und Borverluste zu vermeiden.

Die verbesserte gemäß der Erfindung hergestellte Kobaltlegierung, bei der die Gefügeaushärtung durch Ausscheidung von Karbiden vorgenommen wird, hat außerdem Vorteile aufgrund einer Mischkristallhärtung. Man stellt experimentell fest, daß das kombinierte Vorliegen von Nickel und Chrom in bestimmten Anteilen die Härtung, die Stabilität und die Warmfestigkeit von Kobalt verbessert. Die Zusätze von Nickel und Chrom zum Kobalt sind also nicht einfach unabhängig voneinander. Die Anwesenheit von Eisen neigt dazu, die Härtung zu verringern, weshalb der Gehalt an diesem Element begrenzt sein muß. Wanrend die Erhöhung des Kobaltgehalts zur Begünstigung des hexagonalen Gefüges tendiert, spielt das Nickel eine Rolle als Stabilisator der kubischflächenzentrierten Struktur gegenüber einerseits Kobalt und andererseits Elementen wie Chrom, Molybdän, Wolfram und Tantal. Der Gcsamtgehalt dieser Elemente, die zur Härtung der durch die Hauptelemente gebildeten Mischkristalle zugesetzt werden, muß an oder unterhalb der angegebenen Grenze von 17% liegen. Eine Erhöhung des Gesamtgehalts jenseits dieser Grenze würde die Bildung von spröden Phasen begünstigen. Andererseits würde ein zu großer Gehalt an diesen Elementen, insbesondere Wolfram und Tantal, deren Dichten hoch sind, die Dichte der Legierung ungünstig beeinflussen.

Der bekannte Zusatz von Chrom verbessert, wie weiter oben angegeben ist, die Oxydationsbeständigkeit. Der Chromgchalt soll andererseits nicht die obere Grenze überschreiten, um das Auftreten von kompakten Phasen des Sigmatyps zu vermeiden, die zur Versprödung der Legierung führen. Die Legierungen können zusätzliche Elemente, wie 1 bis 2% Mangan, zur Begünstigung der Schmiedbarkeit und solche Elemente, wie Hf, Y, La, bis zu 1% enthalten, um die Schmiedbarkeit und die Oxydationsbeständigkeit zu verbessern,

Definitiv sind die Gehalte der verschiedenen FIcmcntc nicht voneinander unabhängig. Für die bezweckte Verwendung sind die Gcwichtsgehiiltc vorzugsweise folgende: 0,15 bis 0,25% Kohlenstoff, 19 bis 21% Chrom, 9 bis 11% Nickel, 14 bis 16% Wolfram, weniger als 0,3% Eisen, 0,5 bis 2% Titan und Niob, 0,005 bis 0,02% Bor. Beispielsweise gibt die folgende Tabelle! die Zusammensetzung liner crfindungsgciniiß hergestellten Legierung an. Die Gewichtsprozentsätze sim folgende:

Tabelle I

C Ni Cr W Tc Ti B Co

0,20 10 20 15 <0,3 1 0,010 Rest

Die Eigenschaften dieser Legierung sollen nun unter Bezugnahme auf die Zeichnung erläutert werden; in der Zeichnung zeigt

ij Fig. 1 Kriechversuche, bei denen die Belastungo in hbar, die eine Dehnung von 0,2% nach 100 Stunden ergibt, als Funktion der Temperatur/ angegeben wird, Fig. 2 Kriechversuche, bei denen als Funktion der

Temperatur/ die Belastung angegeben wird, die den

:o Bruch nach 100 Stunden hervorruft,

Fig. 3 als Funktion der Temperatur/ einerseits die Elastizitätsgrenzen (Kurven E) und andererseits die Bruchfestigkeiten (Kurven R) nach Versuchen im Vakuum,

.'■> F i g 4 als Funktion der Temperatur / die Dehnung A in %, die im Vakuum gemessen wurde, zwecks Bewertung der Duktilität,

Fig. 5 als Funktion der Temperatur/ die Einschnürung Z in %, die im Vakuum gemessen wurde, zwecks in Bewertung der Duktilität,

F i g. 6 als Funktion der Anlaßtemperatur / die durch Aushärtung erzielte Härte D in Vickers-Einheiten,

Fig. 7 als Funktion der Zeit T die Entwicklung der Härte D bei einer Anlaßtemperatur von 600, 700 .i) und 800 C,

Fig. 8 den Gewichtszuwachs GP(mg/cm²) als Funktion der Zeit T des Aussetzens einer Probe in Luft bei lOOOX,

Fig. 9 das Feingefüge der erfindungsgemäß her-■40 gestellten Legierung bei Maximalaushärtung entsprechend Fig. 6 und

Fig. 10 das entsprechende Feingefüge der bekannten Legierung.

In den Fig. 1 bis 5 entsprechen die Kurvenbezugs-4) ziffern 1 bis 5 folgende Behandlungen:

1. 1150C 2 h 7£ + 800/825⁰C 16 h TA

2. -1200"C 2h TE+ 8OO/825X 16 h TA

3. 125OC 2 h 7Έ + 800/825C 16 h TA r₍₎ 4. 1200C 2 h TE

5. 1250 C 2 h TE

Tl' = Abschrecken in Wasser.

TA ~ Anlassen und Luftabkühlung.

^r)5 Die Kurven mit dem Bezugszeichen ACentsprechen einer bekannten Legierung mit 20% Chrom, 10% Nickel und 15% Wolfram.

Es wird zunächst auf die Fig. I und 2 eingegangen. Die Kurven 1, 2 und 3 entsprechen den Versuchen

ho mit Proben, die einer Lösungsglühung bei 1150 bzw. 1200 bzw. 1250'C, dann einer Wasserabschreckung und danach einer Ausscheidungsglühung von 16 Stunden bei 800 bis 825"C unterworfen wurden. Die Kricchwiderstandswerte werden durch Erhöhen der Lösungs-

h^ri glühtemperatur verbessert, was wahrscheinlich mit der Wiederauflösung der primürkarbidc und der Kornvergrößerung zusammenhängt, obwohl sich diese nur von öASTM-Einhcitcn bei 1150¹¹C auf 4 bis 5 ASTM-

Einheiten bei 1250"C verändert. Diese Kriecheigenschaften sind besser als die der bekannten Kobaltlegierung (AQ.

F i g. 3 zeigt als Funktion der Temperatur / die Festigkeit und die Elastizitätsgrenze (jeweils α in hbar) der erfindungsgemäß hergestellten Legierung bei mit hoher Geschwindigkeit erfolgendem Zug. Der Vergleich der Kurven El, EA und £5 zeigt, daß die aushärtende Ausseheidungsglühung zu einer merklichen Frhöhung der Elastizitätsgrenze rührt. Diese Eigenschaften sind etwas besser als die der bekannten Legierungen, Die Festigkeitswerte Λ 2, Λ 4 und Λ 5 stimmen unter sich ab etwa 750⁰C überein.

Die F i g. 4 und 5 zeigen die Dehnungskurven A in % und die Einschnürungskurven Z in % als Funktion der Temperatur t. Sie lassen erkennen, daß der relative Abfall der Warmduktilität bei etwa 750°C aufgrund der Ausscheidungen bei den erfindungsgemäß hergestellten Legierungen wenig ausgeprägt ist. Die Kurven 4 und 5 zeigen andererseits den für die Duktil ität etwas ungünstigen Einfluß der Lösungsglühtemperatur, die allgemein einen Kompromiß unter Berücksichtigung der verschiedenen Warmeigenschaften darstellt. Der Vergleich der Ergebnisse der lösungsgeglühten Proben (4 und 5) und der lösungsgeglühten und angelassenen Probe (2) zeigt, daß der Duktilitätsabfall ab 600 bis 700⁰C auf der Ausscheidung von Karbiden vor oder im Lauf des Versuchs beruht.

Fig. 6 zeigt als Funktion der Anlaßtemperatur/, die sich aus einer Ausseheidungsglühung von 16 Stunden nach einer Lösungsglühung bei 1200⁰C (Abkühlung im Wasser) ergebende Härte D in Vickers-Einheiten. Die Aushärtung aufgrund der Ausscheidung von Karbiden ist bei 800⁰C maximal. Die Wiederauflösung ergibt sich bei 1100'C. Das Mikrogefüge bei der Maximalhärtung ist in Fig. 9 dargestellt. Das Korn ist im Vergleich mit dem der bekannten Legierung, deren Mikrogefijge Fig. 10 bei gleicher Vergrößerung zeigt, fein.

Die Aushärtung erfolgt in genügend langsamer Weise, so daß die Schweißbarkeit der Legierung gut ist. So zeigt die Fig. 7, daß die in Vickers-Einheiten aufgetragene Härte D nach Ausseheidungsglühung der erfindungsgemäß hergestellten Legierung erst nach etwa 100 Minuten bei 750 oder 800"C erfolgt. Die Anlaßdauer T ist in Minuten angegeben.

Die Verbesserung der Wanneigenschaften wird erreicht, ohne an Oxydationsbeständigkeit zu verlieren, wenn man Vergleiche mit den bekannten Kobaltlegierungen anstellt. Man stellt nämlich in Fig. 8 fest, daß die erfindungsgemäß hergestellte Legierung (Kurve I) weniger schnell Gewichtszuwachs als die bekannte Legierung (KurvetQ hat. Die Zeit Γ der

ίο Behandlungsdauer an Luft bei 1000⁰C ist in Minuten, der Gewichtszuwachs GP in mg/cm² angegeben.

Tiefziehversuche wurden mit bei 1150 bzw. 1200 bzw. 1250°C lösungsgeglühten und abgeschreckten Blechen von 2 mm durchgeführt. Eine andere Versuchsreihe ermöglichte einen Vergleich des Verhaltens dieser Bleche mit dem der bekannten Legierung sowie eine genaue Erfassung des Einflusses einer Ausseheidungsglühung. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabellen zusammengefaßt. Die Tiefziehbarkeitswerte entsprechen der maximalen Eindringtiefe E des Stempels in mm bis zum Auftreten des ersten Risses. Die erfindungsgemäß hergestellte Legierung läßt sich sehr günstig mit der bekannten vergleichen. Andererseits durchläuft die Tiefziehbarkeit ein Minimum, wenn die Lösungsglühtemperatur erhöht wird, was wahrscheinlich auf entgegengesetzte Wirkungen der Kornvergrößerung und der fortschreitenden Wiederauflösung der Primärkarbide zurückzuführen ist.

Tabelle	35	1150^c	Il	h	TE	16hFÄ	*)	Emm	Legie
Zustand	1200^C		h	TE	16hfR	*)	bekannte	rung]
	an ^125(\|C		h	TE	16hFÄ	*)	Legierung	2,77
1200^c		h	TE				2,63
1200^C	I	h	7E+700"C				3,27
1200'		h	7E+800°C			2,92
12O0^c			re+9oo°c		2,88	3,22
			45 *) Luftabkühlung.		3,27	1,93
	2h				2,27	2,01
¹C	2				1,65
¹C	2
C	2
'C	2
C	2
C	2
C

Hierzu 4 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung einer schmiedbaren Kobaltlegierung, bei dem man eine Legierung, die aus 5 bis 30% Nickel, 18 bis 25% Chrom, insgesamt 5 bis 17% mindestens eines der Elemente Wolfram, Tantal und Molybdän, wenigstens 0,10% Kohlenstoff, einem Gehalt an Titan und/oder Niob, 0,005 bis 0,02% Bor, 0 bis 1% Lanthan, 0 bis 1 % Yttrium, 0 bis 1 % Hafnium, Rest Kobalt und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, einer Lösungsglühung von wenigstens einer Stunde bei 1150 bis 1250^aC, einer Abschreckung und zur Ausscheidung sekundärer Karbide einer 12- bis 24stündigen Ausscheidungsglühung bei wenigstens 750"C unterwirft, dadurch gekennzeichnet, daß zwecks Erhaltens einer durch Ausscheidungen von feinen und zahlreichen Titan- jnd/oder Niobkarbiden gehärteten Legierung der Kohlenstoffgehalt bis zu 0,30% und der Gehalt an Titan und/oder Niob 0,5 bis 2% betragen und man die Lösungsglühung in einer Schutzatmosphäre durchrührt, die Abschreckung der Legierung rasch, insbesondere in Wasser, vornimmt und die Ausscheidungsglühung bei Temperaturen bis zu 850"C durchführt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Legierung zusätzlich 1 bis 2% Mangan enthält.

3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Legierung 9 bis 11% Nickel, 19 bis 21% Chrom, 14 bis 16% Wolfram, 0,15 bis 0,25% Kohlenstoff, 0,5 bis 2% Titan und Niob, 0,005 bis 0,02% Bor und weniger als 0,3% Eisen enthält.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß auch die Ausscheidungsglühung unter Schutzgasatmosphäre vorgenommen wird.