DE2425994C2

DE2425994C2 - Werkstoff mit gerichteter faserförmiger Ausbildung des Tantal- und/oder Vanadiumkarbids

Info

Publication number: DE2425994C2
Application number: DE2425994A
Authority: DE
Inventors: Russel Wayne Loveland Ohio Smashey
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1973-06-01
Filing date: 1974-05-30
Publication date: 1985-12-05
Also published as: DE2425994A1; CA1013176A; GB1475711A; BE815845A; JPS5852015B2; FR2231767A1; US3904402A; FR2231767B1; JPS6221859B2; JPS5953647A; JPS5032017A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Werkstoff mit gerichteter faserßrmlger Ausbildung des Tantal- und/oder Vanadiumkarbids.

Ein solcher Werkstoff 1st In der US-PS 35 28 808 beschrieben.

Ein Problem, das bei einem solchen Werkstoff auftreten kann, beinhaltet die Verschlechterung oder den Verfall der gerichteten Karbidfasern, was zu einem Verlust der Hochtemperaturfestigkeit fahrt. Eine solche Verschlechterung kann auftreten aufgrund der Bildung unerwünschter Strukturen an der zwischen Faser und dem übrigen Werkstoff gelegenen Fläche, welche In Beziehung stehen kann zu einer /-Phase und zu den Auswirkungen verschiedener Elemente bei der Bildung der Fasern selbst oder In benachbarten Phasen oder Strukturen. Daher wurden die Stabilität, die Hochtemperatureigenschaften der Legierung und der 3us ihnen hergestellten Gegenstände beeinträchtigt.

Der Erfindung lag die Aufgabe zugrunde, einen Werkstoff der eingangs genannten Art zu schaffen, der eine erhöhte Hochtemperaturfestlgkelt aufweist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der Werkstoff aus 3 bis weniger als 10* Cr, 4 bis weniger als 8,6* Al, weniger als 0,8* TI, 3 bis 15* Ta, 0,1 bis 1* C, 2 bis 9* Re, 0 bis 10* Co, 0 bis 10* W, 0 bis 10* V, 0 bis 3* Mo, weniger als 3* Nb, Rest Nickel besteht.

Obwohl die Kombination einer Superleglerung auf Nickelbasis In Form einer Matrix, In der gerichtete Karbidfasern eingebettet sind, eine große Möglichkeit für verbesserte Eigenschaften aufweist, muß eine sorgfältige Abstimmung der Zusammensetzung zwischen der Matrix und der Faser erreicht werden, um die Matrix zu festigen und gleichzeitig nachteilige Wechselwirkungen zwischen der Matrix und der Faser zu vermelden. Wenn ein solcher Werkstoff zu einem Gegenstand zur Verwendung Im Turbinenabschnitt fortgeschrittener Strahltriebwerke welter verarbeitet werden soll, muß er Stabilität und gute Hochtemperatureigenschaften, Insbesondere Belastungsbrucheigenschaften aufweisen, die eine der Begrenzungen für die Temperatur des Metalls von tragflU-gelartigen Teilen und für deren Belastung darstellen.

Während der Auswertung einiger eutektlscher Legierungen auf Nickelbasis, die durch TaC-Fasern verstärkt waren, wurde beobachtet, daß ein starkter Abfall der Hochtemperaturfestlgkelt als Ergebnis einer Bildung eines Films aus /-Phase um die TaC-Fasern herum aufzutreten scheint. Weiterhin verschlechterte die Ausscheidung von chromreichen Nadeln aus M₂₃C₆ an der Grenzfläche zwischen der TaC-Faser und der Matrix scheinbar nicht nur die Faser, sondern wirkte auch belastungserhöhend und trug dadurch zu einer Verminderung der Hochtemperatur-Bruchfestigkeit bei.

Während eingehender Analysen bei der Entwicklung der vorliegenden Erfindung an einer solchen eutektlschen, durch Karbide verstärkten Superleglerung auf Nickelbasis wurde erkannt, daß der Einsatz des Elementes Re eine wichtige Auswirkung bei der Festigung der Matrix hat und Insbesondere In bemerkenswerter Welse die

Zeltstandfestigkeit bei hoher Temperatur steigert.

Es wurde weiterhin erkannt, daß selbst das Vorhandensein von relativ geringen Mengen von Titan, beispielsweise von nur etwa 1*, einerseits erwünscht sein kann und für die Ausscheidung einer /-Phase und andererseits In ernsthafter Welse die Menschen der TaC-Fasern verminderte, die sich bilden konnte. Das Vorhandensein von Tl führte zu einer weniger erwünschten Fasergestalt, anscheinend als Ergebnis einer starken thermodynamlschen Triebkraft zur Bildung von TlC, verglichen mit der Bildung von TaC und der augenscheinlichen Tendenz des an Titan angereicherten Monokarbids zur Bildung einer dentritischen anstelle einer stabförmlgen Gestalt.

Die Zusammensetzung des Werkstoffes der vorliegenden Erfindung weist eine sorgfältige Abstimmung der Elemente zur Festigung der Matrix und zur Erzeugung eines höheren Volumenantells an Karbidfasern auf.

ω Einer der wichtigen In dem Werkstoff der vorliegenden Erfindung enthaltenen Bestandteile zur Matrlxverfestlgung Ist Re, das auch noch eine Neigung aufweist, Härtebildner, wie Ta und V, In die /-Phase zu überführen. Hierdurch werden In bemerkenswerter Weise die Belastungs- bzw. Spannungsbrucheigenschaften gesteigert, wie dies nachstehend Im einzelnen erläutert Ist. Im Gegensatz zu dem Element W ist das Element Re kein Karbldblldner. In ähnlicher Welse wurde durch gründliche Auswertung gefunden, daß solche Elemente, wie Os, Ru,

(.5 Hf, Mo und W, von denen einige In dem Werkstoff gemäß der Erfindung enthalten sind, dem Element Re nicht äquivalent sind, da sie nicht die gleiche Auswirkung haben. Es wurde gefunden, daß der Einschluß von weniger als etwa 2% Re die Spannungsbruchfestigkeit nicht merklich verbessert. Daher enthält der Werkstoff nach der vorliegenden Erfindung das Element Re In Mengen von mindestens etwa 2 Gew.-%. Von einem

praktischen Standpunkt und unter Berücksichtigung der hohen Kosten von Re und des geringeren Vorteils bei größeren Gehalten 1st es weniger zweckmäßig, Mengen von mehr als etwa 9 Gew.-56 Re zuzusetzen.

Titan stört die Bildung der Karbidfasern. Es wurde gefunden, daß Tl schon in Mengen von et»va 0,8 Gew.-* die Karbldfaserbildung unterbricht. Daher 1st für den Werkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung festgelegt, daß Tl bestenfalls nur in Spuren vorhanoen sein sollte und in jedem Fall in einem Anteil von weniger als 0,8 Gew.-% vorhanden 1st.

Obwohl die Zufügung des Elements Cr vorteilhaft vom Standpunkt der Verbesserung der Oxydationsbeständigkeit Ist, wird die Menge dieses Elementes relativ gering gehalten, da es eine Instabilität In der Karbidfaser einführen kann. Bei Anteilen von 10% Cr oder darüber 1st der Werkstoff metallurgisch Instabil, und es erfolgt die Ausscheidung von M₂₃C», was den Verfall der MC-Faser und hauptsächlich der TaC-Faser reflektiert. Bei etwa 8% Cr, was einer Annäherung an den oberen Grenzwert des zulässigen Cr-Gehaltes des Werkstoffes der vorliegenden Erfindung entspricht, ist die Festigkeit nur geringfügig besser als die einer gewöhnlichen guten Superlegierung. Bei geringeren Gehalten im Bereich von 3 bis 8 Gew.-SS Cr und Insbesondere Im Bereich von etwa 3 bis 6 Gew.-* sind die Eigenschaften deutlich verbessert, wie dies noch in den nachstehenden Beispielen gezeigt 1st. Es wurde jedoch erkannt, daß ein Anteil von weniger als etwa 3 Gew.-» Cr Im Werkstoff unzureichend ist, um einen merklichen Nutzen vom Standpunkt der Oxydationsbeständigkeit oder del· Festigkeit zu ergeben. *><.

Das wichtigste Element zur Bildung der Karbidfasern in der vorliegenden Erfindung ist das Element Ta. Im f erfindungsgemäßen Werkstoff kann es im Bereich von etwa 3 bis 15 Gew.-96 und vorzugsweise im Bereich von

S S bis 11 Gew.-% zusammen mit einem solchen Rest anderer Elemente enthalten sein, daß die /-Phase des

t¹ Werkstoffes nicht völlig aufgebraucht wird. Neben seiner Wirkung als Karbidfaserbildner ist das Element Ta

auch an der Bildung der /-Phase beteiligt. Tantal-Gehalt von weniger als etwa 3 Gew.-% reichen zu einer Reak-J tion mit Kohlenstoff zur Bildung von TaC nicht aus. Anteile von mehr als etwa IS Gew.-96 Ta In Kombination

mit den im Rahmen der Erfindung liegenden Gehalten an Al, V und W Übersteigen die Löslichkeit in der ' Matrix und führen zu unerwünschten Phasen oder Karbidformen.

, Das Element Nb, das manchmal Ta begleitet, 1st kein vollständiger Ersatz für Ta und neigt zu einer Schwächung der Legierungsstruktur, wenn es enthalten Ist. Es wurde gefunden, daß sogar ein so geringer Anteil wie 1,6 Gew.-SK Nb einen Abschwächungseffekt aufweist, wenn es unmittelbar für eine äquivalente Menge von Ta eingesetzt wird. Die vorliegende Erfindung erfordert daher, daß Im Rahmen der üblichen Verunreinigungen weniger als etwa 3 Gew.-% Nb In dem Werkstoff nach der Erfindung vorhanden sind, vorausgesetzt, daß die übrige Zusammensetzung an Nb angepaßt ist.

Das Element V kann zusammen mit Ta unter Bildung einer Karbidfaser reagieren. Weiterhin reagiert es auch noch mit Nickel unter Bildung von /-Phase und kann auf diese Welse Tl ersetzen, das praktisch aus der Zusammensetzung des Werkstoffes nach der vorliegenden Erfindung herausgehalten wird. Daher 1st V in dem Werkstoff der vorliegenden Erfindung vorzugsweise Im Bereich von etwa 4 bis 7 Gew.-% enthalten. Unterhalb von etwa 4 Gew.-% V zeigt der Werkstoff eine Neigung zu einer gewissen Abschwächung, obwohl er immer noch eine deutliche Verbesserung darstellt. Beispielswelse kann eine solche Abschwächung bei 2,3 Gew.-96 auftreten, wie dies In den nachstehenden Beispielen gezeigt 1st. Oberhalb 4 Gew.-% V zeigt sich eine.Neigung zur fortschreltsnden Abschwächung der Oxydationsbeständigkeit, so daß bei einem Anteil von "etwa 10 Gew.-sr, V die Oxydationsbeständigkeit auf einen unerwünschten Wert verringert ist. V kann aber trotz seiner Nachteile bezüglich der Oxydationsbeständigkeit In dem Werkstoff der vorliegenden Erfindung in einer Menge bis zu etwa 10 Gew.-% und vorzugsweise Im Bereich von 4 bis 7 Gew.-% vorhanden sein, um eine zusätzliche Reaktion mit TaC zur Bildung von Karbidfasern zu erhalten und auch zusätzliche /-Phase zur Matrixverfestigung zu erzeugen.

Aluminium Ist ein weiteres Element zur Bildung der /-Phase, das In der Zusammensetzung des Werkstoffes der vorliegenden Erfindung enthalten Ist, und zwar im Bereich von 2 bis weniger als 8,6 Gew.-%. Bei Mengen von 8,6 Gew.-% Al oder mehr erfolgt eine zu starke Annäherung an eine vollständig aus /-Phase bestehende Matrix. Eine selche Matrix Ist verschieden von der Matrix des erfindungsgemäßen Werkstoffes, die eine feste Lösung bildet, die mit /-Phase und Karbidfasern verstärkt 1st. Wie noch nachstehend gezeigt, verschiebt ein Gehalt von 8,6% Al die Zusammensetzung zu einem Punkt jenseits des eutektischen Punktes und bewirkt die Einführung von Dendriten aus primärer /-Phase in die Matrix. Daher bewirkt Al bei etwa 8,6 Gew.-% einen ernsthaften Verlust an Spannungsbruchfestigkeit. Aluminium wird jedoch zu der durch die /-Phase bewirkten Verfestigung In der sorgfältig abgestimmten Zusammensetzung des Werkstoffes der vorliegenden Erfindung benötigt, und es wurde erkannt, daß ein Anteil von weniger als etwa 2 Gev/.-% für diesen Zweck unzureichend Ist. In einem bevorzugten Werkstoff der vorliegenden Erfindung sollte die Gesamtmenge der die /-Phase bildenden Elemente Ta, V und Al nicht größer sein als etwa 25 Gew.-«, wobei Ta Im Bereich von 3 bis 15 Gew.-% Hegt.

Für den Werkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung wird das Element C benötigt zur Kombination mit Ta oder mit Ta und V zur Erzeugung der Karbidfasern, welche die Matrix verfestigen. Ein Anteil von weniger als 0,1 Gew.-% C Ist unzureichend zur Bildung der Karbidfaser. Ein Anteil von mehr als etwa 1 Gew.-% C erzeugt freien Kohlenstoff, da nicht genügend erwünschte Karbidbildner in der Zusammensetzung vorhanden sind, um mit einem Anteil von mehr als etwa 1% C zu reagieren. Ein solcher etwa vorhandener freier Kohlenstoff wird jedoch ausschlacken oder sich In dem Ausscheidungstell des Gußstückes sammeln, der sich benachbart zur Abschrcckplatte befindet und später von dem gegossenen GeE»nstand entfernt wird. Die In dem erfindungsgemäßen Werkstoff vorhandene Menge an C Ist abhängig von dem Anteil an Ta und ggf. an V und wird so bemessen, daß sie zur Bildung eines Monokarblds eines oder beider dieser Elemente ausreicht.

Vorzugswelse Ist das Element Molybdän in dem erfindungsgemäßen Werkstoff nicht vorhanden; es kann iedoch im Rahmen der üblichen Verunreinigungen bis zu etwa 3 Gew.-% zugelassen werden. Wie Nb zeigt es

ebenfalls eine Neigung zur Verschlechterung der Karbidfaserstruktur und der erwünschten Eigenschaften.

Wolfram ist ein Element, das In dem Werkstoff in einer Menge Im Bereich von bis zu etwa 10 Gew.-¹*.

enthalten sein kann. Es bewirkt hauptsächlich eine Verfestigung der eine feste Lösung bildenden Matrix; es trägt jedoch auch zu einem gewissen Grad zur Bildung der /-Phase bei. Bei Anteilen von mehr als 10 Gew.-% stört es die Karbldfaserblldung. Der bevorzugte Anteil für dieses Element Hegt daher Im Bereich von 0 bis zu etwa 4% und vorzugsweise Im Bereich von 2 bis 496.

In dem Werkstoff der vorliegenden Erfindung kann Nlckei durch das Element Co bis zu etwa 10 Gew.-% ersetzt werden, und dieses Element Co trägt zur Löslichkeit bei. In geringen Anteilen von bis zu etwa 5 Gew.-% und vorzugsweise von 2 bis 4 Gew.-% erhöht Co den Schmelzpunkt. Bei höheren Anteilen, beispielsweise bei ίο Anteilen von mehr als 10 Gew.-96, zeigt es jedoch eine Neigung zur Erzeugung von Instabilitäten der Matrix.

Zur Schaffung des Werkstoffes nach der vorliegenden Erfindung muß die Legierung mit der vorstehend beschriebenen sorgfältigen Abstimmung der Elemente gerichtet erstarren, um zu gestatten, daß sich In Ihrem Innern die eutektlschen Karbidfasern integral bilden und fest mit der eine feste Lösung bildenden verstärkten Matrix verbunden sind. Eine solche gerichtete Erstarrung kann mit einem oder mit mehreren der vielen Verfahren und Geräte durchgeführt werden, die an sich bekannt sind und im Stand der Technik ausführlich beschrieben wurden.

Im folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher erläutert. In der Zeichnung zeigt

Fig. 1 Vergleichskurven der Bruchspannung einer Legierung nach der vorliegenden Erfindung mit einer weiteren, durch TaC-Faser verstärkten Legierungsstruktur und einer sehr festen gewöhnlichen Superleglerung,

Flg. 2 Vergleichskurven der Zugfestigkeit der Legierung nach der vorliegenden Erfindung mit einer weiteren, durch TaC-Fasern verstärkten Legierungsstruktur und einer sehr festen gewöhnlichen Superleglerung und

Flg. 3 Vergleichskurven der 0,2%-Streckgrenze der Legierung nach der vorliegenden Erfindung mit einer weiteren, durch TaC-Faser verstärkten Legierungsstruktur und einer sehr festen gewöhnlichen Superleglerung.
Bei der Auswertung der vorliegenden Erfindung wurde eine große Anzahl von Legierungszusammensetzungen untersucht. Die nachstehende Tabelle I gibt eine Liste der Zusammensetzung einiger solcher Legierungen. Alle Prozentangaben in dieser Tabelle, der übrigen Beschreibung und In den Ansprüchen sind In Gew.-¹*, wenn nicht anderes angegeben. Die Legierungsbeispiele in Tabelle I wurden in Gruppen zusammengefaßt, um In der nachfolgenden Erörterung eine bessere Bezugnahme auf die Legierungen zu ermöglichen und einen besseren 3d Bezug zu den vergleichenden Daten anderer Tabellen oder den Figuren der Zeichnung herzustellen.

Tabelle I

Zusammensetzung (Gew.-%)
Rest Ni und übliche Verunreinigungen

	Vergletchs- beispiele Nr.	Legierung nach Beispiel Nr.	Cr	Co	W	Al	Ta	C	Re	V Ti Mo Nb
40	3	_	4,7	3,5	3,3	4,3	6,6	0,44	0	6,0 -
	-	6	4,6	3,4	3,2	4,2	6,3	0,43	3,2	5,9 -
	-	9	4,4	3,3	3,1	4,0	6,1	0,41	6,2	5,7 -
4?	1	-	4,1	3,3	3,1	4,0	12,0	0,77	-	5,7 -
	4	-	4,7	3,5	3,3	4,3	6,5	0,44	-	6,0 0,84 -
	-	13	4,4	3,3	3,1	5,4	8,1	0,54	6,2	5,6 -
	-	14	6,0	3,2	3,0	5,3	7,8	0,53	6,0	5,5 -
5Cl	-	15	7,8	3,2	3,0	5,3	7,9	0,53	6,0	5,5 -
	-	30	4,1	3,5	2,8	5,2	7,8	0,56	5,9	5,3 -
	-	9A	4,3	3,2	9,0	3,9	6,0	0,40	3,0	5,5 -
	-	19	4,5	3,4	3,2	4,1	3,2	0,43	6,3	5,8 - - 1,6
55	20	-	4,6	3,4	3,2	4,2	0	0,43	6,4	5,8 - - 3,3
	-	18	4,5	3,4	3,2	7,2	6,3	0,43	6,3	0
	-	21	43	3,3	3,0	5,4	9,1	0,60	6,1	5,6 -
Aft	-	24	4,4	3,3	3,1	5,4	11,1	0,54	3,0	5,6 -
	-	25	4,4	3,3	3,1	5,4	14,1	0,54	5,6	0 - - -
	-	26	4,4	3,3	3,1	6,4	8,1	0,54	6,2	4,0 -
	-	27	4,5	3,3	3,2	7,4	8,2	0,55	6,2	2,3 -
65	28	-	4,5	3,4	3,2	8,6	8,3	0,55	6,1	0 - - -
	9B		4,4	3,3	3,1	4,0 A	6,1	0,42	3,1	5,7 - 3,2 -

Proben der in Tabelle I aufgeführten Legierungen wurden in Argon in Aluminiumoxidtiegeln geschmolzen und dann mit Kokillenguß In Formen aus Kupferstäben vergossen. Die Gußstücke aus den Proben ließ man mit ebener Front erstarren, um für die nachfolgende Untersuchung Proben für die Werkstücke mit gerichteter Erstarrung zu erhalten. Proben für die mechanische Prüfung der Eigenschaften in Längsrichtung wurden aus den Barren durch spanabhebende Bearbeitung parallel zur Wachstumsrichtung hergestellt. Um die Quereigenschaften zu erhalten, wurden Prüfproben durch elektrische Entladung spanabhebend senkrecht zur Wachstumsrichtung bearbeitet. Diese Prüflinge wurden dann zwischen Probenhaltern befestigt, und die gesamte Anordnung wurde zu einer Form für die Proben für die mechanische Prüfung geschliffen.

Einer der wesentlichen Gesichtspunkte der vorliegenden Erfindung besteht darin, daß das Element Re der Zusammensetzung des Werkstoffes zugefügt Ist, hauptsächlich zur Verfestigung der Legierungsmatrix. Eine solche Verbesserung der Festigkeit ist besonders deutlich ersichtlich aus den Spannungsbrucheigenschaften der gerichtet erstarrten Proben, welche aus der Legierungszusammensetzung hergestellt werden. Die nachstehende Tabelle II zeigt die bemerkenswerte Auswirkung der Zugabe von Re auf die Spannungsbruchfestigkeit von Leglerungszusammensetzungen, die sonst Im wesentlichen die gleichen sind wie aus Tabelle I ersichtlich. Die in Tabelle Il wiedergegebenen Daten ergaben sich bei der Spannungsbruchprüfung in Luft.

Tabelle II Auswirkung von Re auf die Bruchspannung

Vergleichs	Legierung	%Re	Temp.	Spannung	Lebensdauer	Querschnitts	Dehnung	Plm
beispiele	nach Beispiel					verminderung
Nr.	Nr.		(in ⁰C)	(in 6,9 N/mm²)	(inn)	(in %)	(in %)	(C = 20)
3	_	0	938	30	56,9	29,3	21,8	47,4
-	6	3,2	938	34	448,9	35,8	23,1	49,4
-	9	6,2	938	34	860,6	39,8	15,4	50,5
3	-	0	982	22,5	71,3	41,6	35,5	49,4
-	6	3,2	1000	22,5	404,7	57,7	26,6	51,9
-	9	6,2	1000	22,5	408,0	50,8	21,5	51,9

Der in den Tabellen verwendete Ausdruck »Ρ^μ« bedeutet die an sich bekannte und weithin verwendete metallurgische Spannungsbruch-Beziehung, die auch als Larson-Mlller-Parameter bekannt 1st:

P,_M = T(C + log t) χ 1(H,

wobei C = 20 ist. Eine ausführliche Beschreibung dieser Beziehung 1st In »American Society of Engineers Transactions, 74, 765-771 (1952), enthalten. Die Benutzung eines solchen Parameters gestattet eine Vielfalt von Vergleichen zwischen Zeitstandfestigkeiten bei verschiedenen Temperaturen und bei ausgewählten Spannungswerten.

Die Daten der Tabelle II zeigen, daß eine betrachtliche Verbesserung der Lebensdauer unter Spannungsbelastung bei hoher Temperatur erreicht wurde. Diese Verbesserung wurde jedoch nicht auf Kosten der Duktllltät erzielt.

Während der Auswertung der vorliegenden Erfindung wurden als Vergleichsbeispiele die Legierungen 1 und 4 hergestellt, um die Auswirkungen von Ti auf die gegossene Struktur zu untersuchen. Nach der Herstellung und gerichteten Erstarrung der Legierung 1 wurde aus Schliffbildern festgestellt, daß das Gefüge unbefriedigend war. Es enthielt nur wenige gerichtete Fasern und wies vorherrschend ein dendritisches Gefüge auf. Es wurde daher erkannt, daß die für den Werkstoff der vorliegenden Erfindung erwünschte Verstärkung durch Karbidfasern nicht durch die Legierung 1 erreicht werden konnte. In ahnlicher Welse zeigte eine mikroskopische Auswertung der Legierung 4, daß deren GefOge In der gegossenen Form eine Matrix aus einer festen Lösung mit y'-Phase und gleichachslgen Karbidteilchen war, von denen man weiß, daß sie nicht die erwünschten gerichteten Karbidfasern bilden. Daher 1st sogar ein Gehalt von lediglich 0,8% Tl nachteilig für die Zusammensetzung des Werkstoffes der vorliegenden Erfindung.

Die Zusammensetzung des Werkstoffes der vorliegenden Erfindung enthält wahlweise die Elemente Co, W und V zusammen mit den anderen benötigten Elementen. Typisch für eine bevorzugte Ausführungsform ist das Legierungsbeispiel 13, das zu einer gründlicheren Auswertung ausgewählt wurde, wie sie nicht nur durch die Daten der Tabelle III, sondern auch durch die In den Figuren gezeigten Vergleichsdaten dargestellt wird. Wie aus der Tabelle III ersichtlich, sind die Bruchspannungseigenschaften des Werkstoffes aus der Legierung nach Beispiel 13 besser als andere Ausführungsformen des Werkstoffes der vorliegenden Erfindung, die hier wiedergegeben sind, und sie sind deutlich besser als die bekannter Legierungen oder gegossener Gegenstände einer der Erfindung ahnlichen Art.

Tabelle III
Bruchspannung

982	40
982	40
982	40
982	45
982	45
963	50
963	50
963	50
963	50
963	50
963	50
963	50

Lebensdauer	Plm
(inh)	(C =
158,0	50,3
98,1	49,7
54,5	49,1
3,5	46,5
2,7	46,2
19,0	47,4
74,8	48,7
50,3	48,3
14,3	47,1
55,4	48,4
23,3	47,6
2,1	45,3

<. Vergleichs- Legierung Temp. Spannung

beispiele nach Beispiel

Nr. Nr. (⁰C) (in 6,9 N/mm²) (inh)

ίο . 14

15 19 20
is - 18

21 24 25

20 . 26

27 28

« Der Vergleich der Daten In Tabelle III für die Leglerungsbelsplele 13, 14 und 15 zeigt nauptsächllch die Auswirkung der Erhöhung des Gehaltes an Cr auf die Festigkeit der Legierung. Bei etwa 8% Cr ist die Festigkeit so vermindert, daß sie sich der Festigkeit einer gewöhnlichen guten Superleglerung ohne Verstärkung durch Karbidfasern annähert. Auf der Basis einer Auswertung dieser und ähnlicher Legierungen wurde gemäß der vorliegenden Erfindung der Bereich für Cr auf 3 bis weniger als 10%, vorzugsweise 3 bis 8% Cr und Insbesondere auf 3 bis 6% Cr bestimmt.

Die Auswirkung von Nb wird durch Beispiel 19 und Vergleichsbeispiel 20 gezeigt. Dabei Ist ersichtlich, daß sogar ein so geringer Anteil wie 1,6% Nb In einer direkten äquivalenten Substitution für Ta ohne andere Anglelchung in der Zusammensetzung zur Aufnahme von Nb zu einer dramatischen Verminderung der Zeltstandfestigkeit führt. Daher schließt die bevorzugte Form der vorliegenden Erfindung Nb aus der Zusammensetzung aus.

Die Beispiele 18, 21 und 24 bis 27 und das Vergleichsbeispiel 28 zeigen die Auswirkung verschiedener Gehalte an Al und V zusammen mit einer Änderung In dem Gehalt von TaC. Beispielsweise zeigt der Vergleich

des Beispiels 18 mit dem Ver([lelchsbeisplel 28, daß bei einem Gehalt von 8,6% Al zuviel Aluminium vorhanden

Ist, die Zusammensetzung daher jenseits des eutektlschen Punktes verschoben wird und Dendriten aus primärer

4U /-Phase In die Matrix eingeführt werden. Dies wurde bei der Untersuchung der Schliffbilder festgestellt.

Dieser Vergleich, zusammen mit einer Einschätzung des Beispiels 27, das gute Festigkeitseigenschaften hat

und im Rahmen der vorliegenden Erfindung Hegt, weist darauf hin, daß der maximal zulässige Alumlnlumgehalt bei einem Punkt zwischen 7,4% und weniger als 8,6% Hegt. Anhand dieser Erwägungen wurde für die vorliegende Erfindung der Alumlnlumgehalt auf weniger als 8,6% und vorzugsweise im Bereich von etwa 4 bis

45 7% festgelegt.

Der Vergleich des Beispiels 26 mit dem Beispiel 27 zeigt, daß eine Substitution von V durch Al zu einem geringen Verlust In den Spannungsbrucheigenschaften führt. Es ergab sich jedoch eine Verbesserung in der Oxidationsbeständigkeit.

Die Legierungszusammensetzung für den Werkstoff der vorliegenden Erfindung kann daher gemäß dem so beabsichtigten Anwendungsfall ausgewählt und abgestimmt werden.

Das Beispiel 13 stellt eine der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung dar. Proben eines Gegenstandes aus diesem gerichtet erstarrten Werkstoff wurden rar Auswertung und Untersuchung in verschiedenen Prüfungen bezüglich der Bruchspannung und der Zugfestigkeit sowohl in Längsrichtung als auch in Querrichtung vorbereitet. Der Vergleich der Prüfdaten für das Beispiel 13 mit Daten der festesten, durch TaC-Fasern verstärkten Werkstoffe und mit den besten, aus Veröffentlichungen bekannten glelchachslgen gegossenen Werkstoffen aus Superleßlerungen ist in den Fig. 1, 2 und 3 gezeigt. Diese Figuren zeigen einen Vergleich der Bruchfestigkeit In Längs- und Querrichtung, der Zugfestigkeit in Längs- und Querrichtung sowie der 0,2%-Streckgrenze in Längs- und Querrichtung, und zwar für die gerichtet erstarrten, durch TaC-Fasern verstärkten Werkstoffe und den Werkstoff aus der gewöhnlichen gegossenen Superleglerung.

Die Legierung C in den Ftlguren war ein gerichtet erstarrter Werkstoff der Zusammensetzung mit nominell folgenden Anteilen in Gew.-*:

9,5% Nl, 15,7% Cr, 3,0% W., 12,0% Ta, 0,77% C, Rest Kobalt und übliche Verunreinigungen.
Die Legierung R wird manchmal auch als Rene-120-Leglerung bezeichnet, und sie war eine gewöhnliche Superleglerung mit gleichachuiger Struktur und bestand nominell aus folgender Zusammensetzung In Gew.-%: μ 0,17% C, 9% Cr, 4% Tl, 0,015% B, 4,3% Al, 7% W, 2% Mo, 10% Co, 3,8% Ta, 0,08% Zr, Rest Nickel und übliche Verunreinigungen.

Die Betrachtung der in den Figuren dargestellten Daten zeigt deutlich den Vorteil der vorliegenden
Krfindung, vertreten durch das Beispiel 13.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Werkstoff mit gerichteter faserförmtger Ausbildung des Tantal- und/oder Vanadiumkarbids, dadurch gekennzeichnet, daß dieser aus 3 bis weniger als 10* Cr, 2 bis weniger als 8,6* Al, weniger als 0,8* Tl,

3 bis 15* Ta, 0,1 bis 1* C, 2 bis 9* Re, 0 bis 10» Co, 0 bis 10* W, 0 bis 10* V, 0 bis 3% Mo, weniger als 3* Nb, Rest Nickel, besteht.

2. Werkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er aus 3 bis 8* Cr, 4 bis 1% Al, weniger als 0,8* Tl, S bis 11* Ta, 0,4 bis 0,8* C, 2 bis 7* Re, 0 bis 5* Co, 0 bis 4* W, 2 bis 7% V, Rest Nickel, besteht.

ίο 3. Werkstoff nach nach Anspruch 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß das faserförmige Karbid überwiegend TaVC 1st.

4. Werkstoff nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß er aus 3,6* Cr, 4 bis 7* Al, weniger als 0,8* Tl, 7 bis U* Ta, 0,5 bis 0,7* C, 5 bis 7* Re, 2 bis 4* Co, 2 bis 4* W, 4 bis 7% V, Rest Nickel, besteht.