DE2313832C3 - Verfahren zur Herstellung einer schmiedbaren Kobaltlegierung - Google Patents

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren der im Oberbegriff des Patenta. spruchs 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. LIm die Herstellung von tiefgezogenen geschweißten Konstruktionen für vorstehende Anwendungsfälle 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 Tür die obengenannten Anwendungsfälle 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 Duktilitiit mit sich Die Legierungen enthalten allgemein auch Nickel, das das aüstenitische 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 Kobaltlegierungen durch Ausscheidung von intermetallischen Phasen war bisher nur Gegenstand begrenzter Entwicklungen. Für die Misclikristallhärtung 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 K-jbaltlegierungen 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 verschiedenen 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 erhaltea

Die durch eine Veigütungs- bzw. Anlaßbehandlung nach dem Abschrecken dieser Legierung erhaltene Gefügeaushärtung 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 Logierung 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)Ji beruht. Die

so Ausscheidungskinetik dieser Legierung ist noch nicht ausreichend langsam, um gute Schweißeigenschaften sicherzustellen. Eine in der FR-PS 20 44 126 der Anme'derin beschriebene Legierung überwindet dieses Problem durch einen geringeren Titangehalt. Sie enthält 0,08-0,15% C, 18-25% Cr. 22-28% Ni. 5-12% Mo und/oder Ta und/oder W, } 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 70Ö-^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 füi? 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% B₁ bis zu 5% Ni und Rest Kobalt sowie eventuell weiteren Wahl komponenten bekannt, die im Gußzustand eingesetzt wird und bei hohen Temperaturen gute Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit und gute Festigkeitseigenschaften aufweist

Weiter ist es aus »Metals Handbook«, 1966, Seiten 467 und 486 bekannt, einp 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 1232¹⁵C 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 1232°C in Wasser abzuschrecken und bei 760°C 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^CC an der Luft abzukühlen und bei 760°C 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% NL, 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 M₂3C₆-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 Jxydationsbeständigkeit bei hoher Temperatur, eine gute Warmduktilität, eine gute Eignung zum Tiefziehen und eine günstige Ausschsidungskinetik 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 unu zahlreiche Titan- und/oder Niobkarbide bei der Ausscheidungsglühung ausgeschieden werden und die angestrebten Eigenschaftsverbesserungen erhäitlich 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 oder im Vakuum, mit oder ohne Umschmelzen im Ofen mit Abschmelze elektrode im Vakuum öder unter Schlacke, öder nach jeder Kombination dieser Verfahrensarten h&rgesteilt werden,

Um die gewünschte Gefugeaushärtung durch Ausscheidung von Karbiden zu erhalten, sind die Prozentsätze des Elements iCohiünstoff und der Elemente Titan bzw. Niob und Bor, die vereint vorliegen, um diese Ausscheidung zu begünstigen, entscheidend. Wie bereits angegeben, müssen die Gewichtsanteüe 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, 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 Oberflächenzonen zu erhalten gestattet. Der Gehalt an Kohlenstoff muß in dem 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 Gehalt an Bor muß an oder unter der genannten Obergrenze liegen, um die Bildung von Ei -ktika mit niedrigen Schmelzpunkten zu vermeiden, di: die Legierung schwierig schmiedbar machen würden. Der Gehalt an Titan muß ebenfalls an oder unter der angegebenen 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 ergebende Effekt wird durch eine naoh 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 Kon.vergrößerung verbunden ist.

Dagegen zeigen Tiefziehbarkeitsversuche, daß diese Eiger.jchaft, wenn man sie als Funktion der Lösungsglühtemperatur mißt, ein Minimum durchläuft. Man kann annehmen, daß sich diese Erscheinung aus umgekehrten Auswirkungen der Kornvergröberung und der fortschreitenden Wiederauflösung der Primärkarbide ergibt. So muß die Lösungsglühung, die praktisch bei einer Temperatur nahe 1200 C durchgeführt wird, einen Kompromiß zwischen den verschiedenen Eigenschaften darstellen, die durch diese Behandlung in verschiedener Weise beeinflußt werden. Eine nach der Lösungsglühung und Abschreckung durchgeführte AusscheiOungsglühung i"t für die erfindungsgemäß hergest'll'e Legierungen erforderlich, und ihre Wirkung ist praktisch sehr erheblich. Die Ausscheidungsglühung nach der Lösungsglühung und d^m Ab schrecken führt zu einer starken Ausscheidung von Karbiden, die eine sehr wirksame Aushärtung ergibt Die optimale Wi-kung wird bei einer Temperatur nahe 800 C und einer Dauer in der Größenordnung von 16 Stunden erhalten. Die V/iederauilösung der Karbide tritt ab HOO⁰C ein. Wenn die Ausscheidungsglühung für die mechanischen Eigenschaften günstig ist, ist eine langsame Kinetik dieser Aushärtungsvorgänge wünschenswert, um eine gute Schweißbarkeit zu erreichen. Tatsächlich ergibt sich bei der erfindungsgemäß hergestellten Legierung die Aushärtung erst nach 100 oder mehr Minuten bei 750 oder 80CC.

Die Ausscheidung Von Karbiden wird gleichfalls be* günstigt, da die Ausscheidungsglühung nach rascher Abkühlung von der Lösungsglühung 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 Ausscheidungsstellten Legierung an. Die Gewichisprozentsatze sind folgende:

Tabelle 1

Ni Cr W Fe 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

Fig. 1 Kriechversuche, bei denen die Belastung σ 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

nlnhltnn milfl hipr alcn pinpn linmnrnmiH /wicrhon Tpmnprntnr / Hi(» RAlacliirm aiirtf>nt>he>n xuirrl rltp- rlt*n

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 Warm- jo festigkeit 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. Während 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 Gesamtgehalt 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 7usatz von Chrom verbessert, wie weiter oben angegeben ist, die Oxydationsbeständigkeit Der Chromgehalt 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, eo

Definitiv sind die Gehalte der verschiedenen Elemente nicht voneinander unabhängig. Für die bezweckte Verwendung sind die Gewichtsgehalte 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 Tabellel die Zusammensetzung einer erfindungsgemäß herge-Bruch nach 100 Stunden hervorruft,

Fig. 3 als Funktion der Temperatur/ einerseits die Elastizitätsgrenzen (Kurven E) und andererseits die Bruchfestigkeiten (Kurven-) 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 Bewertung der Duktilität,

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

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

Fig. 8 den Gewichtszuwachs GP(mg/cm²) als Funktion der Zeit T des Aussetzens einer Probe in Luft bei 100O¹ C,

Fig. 9 das Feingefüge der erfindungsgemäß hergestellten Legierung bei Maximalaushärtung entsprechend Fig. 6 und

F i g. 10 das entsprechende Feingefüge der bekannten Legierung.

In den Fig. 1 bis 5 entsprechen die Kurvenbezugsziffern 1 bis 5 folgende Behandlungen:

1. 1150	C	2h	TE +	800/825°	C	16h	TA
2. -1200	C	2h	TE +	800/825"	C	16h	TA
3. 1250	C	2h	TE +	800/825°	C	16 h	TA
4. 1200	C	2h	TE
5. 1250	C	2h	TE

TE = Abschrecken in Wasser.

TA = Anlassen und Luftabkühlung.

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

Es wird zunächst auf die Fig. 1 und 2 eingegangen. Die Kurven 1, 2 und 3 entsprechen den Versuchen 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 Kriechwiderstandswerte werden durch Erhöhen der Lösungsglühtemperatur verbessert, was wahrscheinlich mit der Wiederaufiösung der primärkarbide und der Kornvergrößerung zusammenhängt, obwohl sich diese nur von 6 ASTM-Einheiten bei 1150⁰C auf 4 bis 5 ASTM-

Einheiten bei 1250 C verändert. Diese Kriecheigenscharten sind besser als die der bekannten Kobalt-IcgiefuhgMO.

Fig. 3 zeigt .ils Funktion derTcmpcratur/dic Festigkeit und die Elastizitätsgrenze (jeweils σ in hbar) der erfindungsgemäß hergestellten Legierung bei mit hoher Geschwindigkeit erfolgendem Zug. Der Verglr^h der Kurven El, EA und Δ'5 zeigt, dai3 die aushärtende Ausscheidungsglühung zu einer mcrkiichen Erhöhung der Elastizitätsgrenze führt. Diese Eigenschaften sind etwas besser als die der bekannten Legierungen. Die Festigkeitswerte Rl, Λ4 und RS stimmen unter sich ab etwa 750 C überein.

Die Fig.4 und 5 zeigen die Dehnungskurven A in% und die Einschnürungskurven Z in % als Funktion der Temperatur /. Sie lassen erkennen, daß der relative Abfall der Warmduklililät bei etwa 750 C" aufgrund der Ausscheidungen bei den erfindungsgemäß hergestellten Legierungen wenig ausgeprägt Ul Hie Kurven 4 und 5 zeigen andererseits den für die Duktilität etwas ungünstigen Einfluß der Lösungsglühtcmpcratur, 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 Duktilitälsabrall ab 600 bis 700 C auf der Ausscheidung von Karbiden vor oder im Lauf des Versuchs beruht.

Fig. 6 zeigt als Funktion der Anlaßlcmperatur/, die sich aus einer Ausscheidungsglühung von 16 Stunden nach einer Lösungsglühung bei 1200 C (Abkühlung im Wasser) ergebende Härte D in Vickers-Einheiten. Die Aushärtung aufgrund der Ausscheidung von Karbiden ist bei 800 C 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 Mikrogefüge 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 Ausscheidungsglühung der erfindungsgemäß hergestellten Legierung erst nach etwa 100 Minuten bei 750 oder 800'C" erfolgt. Die Anlaßdaucr Γ ist in Minuten angegeben.

Die Verbesserung der Warmeigenschaften wird erreicht, ohne an Oxydationsbeständigkeil zu verlieren, ·> wenn man Vergleiche mit den bekannten Kobaltlegicrungen anstellt. Man stellt nämlich in Fig. 8 fest, daß die erfindurigsgemäß hergestellte Legierung (Kurve I) weniger schnell Gewichlszuwachs als die bekannte Legierung (Kurve AQ hat. Die Zeil 7'der

ίο Behandlungsdauer an Luft bei 1000' C ist in Minuten, der Gewichtszuwachs GP in mg/cm² angegeben.

Tiefziehversuche wurden mil 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 Ausscheidungsglühung. Die Ergebnisse sind in der fnlDPnrlpn Tnhp.ilp Il ^ncnmmpnapTiißi, Die Ticfzichbarkcitswerto entsprechen der maximalen Eindringticfe 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 Tiefziehbarkcit ein Minimum, wenn die Lösungsglühtemperalur erhöht wird, was wahrscheinlich auf entgegengesetzte Wirkungen der Kornvergrößerung und der fortschreitenden Wiederaufiösung der Primärkarbide zurück^ zuführen ist.

Tabelle II

Zustand

/T mm

bekannte Lcgic-Lcgicrung rung I

1150 C 2 h TE

1200 C 2h7"£

1250 C 2 h TE

1200 CIhTE

1200 C 2h 7Ϊ+700 C
1200 C 2h 7"£+800'C
1200 C 2 h ΓΕ+900'C

*) Luftabkühlung.

16 h FR*) \6h FR*)
16 h FR*)

2,88
3,27
2,27
1,65

2,77
2,63
3,27
2,92
3,22
1,93
2,01

Hierzu 4 Blatt Zcichnuimen

Claims (4)

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 1250⁰C, einer Abschreckung und zur Ausscheidung sekundärer Karbide einer 12- bis 24stündigen Ausscheidungsglühung bei wenigstens 750⁰C unterwirft, dadurch gekennzeichnet, daß zwecks Erhaltens einer durch Ausscheidungen von feinen und zahlreichen Titan- und/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 durchführt, die Abschreckung der Legierung rasch, insbesondere in Wasser, vornimmt und die Ausscheidungsglühung bei Temperaturen bis zu 850°C durchführt.

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

3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Legierung 9 bis Π% Nickel, i9 bis 21% Chrom, 14 bis 16% Wolfram, 0,15 bis 0,25% Kohlenstoff, 0,5 bis 2% Ti'-ui und Niob, 0,005 bis 0,02% Bor und weniger als 0,3% Eisen en^ält

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