DE2531460C2

DE2531460C2 - Gußkörper aus einer Nickelsuperlegierung

Info

Publication number: DE2531460C2
Application number: DE2531460A
Authority: DE
Inventors: Norman Roger Lindblad; David Arthur Schenectady N.Y. Shores; John Herbert Ballston Spa N.Y. Wood
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1974-07-17
Filing date: 1975-07-15
Publication date: 1986-07-10
Also published as: NO144707B; IT1039266B; NL7508468A; JPS5134819A; GB1511562A; NO752538L; NO144707C; JPS5914531B2; FR2278780B1; DE2531460A1; FR2278780A1

Description

Es wurde festgestellt, daß der erfindungsgemäße Gußkörper die gute Hitzekorrosionsbeständigkeit beibehält, wenn er der üblichen Wärmebehandlung in einem Vakuum unterworfen wird. Dies steht in scharfem Gegensatz ^: zu den bekannten Legierungen dieser allgemeinen Art, bei denen die Entfernung von Chrom aus der Oberfläche während der Vakuumwärmebehandlung die Hitzekorrosion verstärkt hat. Die Zeit und die Temperatur einer solchen Wärmebehandlung im Vakuum entspricht im wesentlichen dem bekannten Verfahren, doch können entweder Vakuum oder eine Atmosphäre aus einem neutralen Gas benutzt werden, und es ist nicht notwendig oder nicht allgemein erwünscht, den Gußkörper vorbereitend für die Wärmebehandlung zu beschichten.

Der Gußkörper aus der Nickelsuperlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung hat eine einzigartige Kombination mechanischer Eigenschaften, von Gefüge-Stabilitätscharakteristiken und Beständigkeit gegen örtlichen Lochfraß. Der erfindungsgemäße Gußkörper weist auch Beständigkeit gegenüber allgemeiner Hitzekorrosion auf. Diese Charakteristiken sind der einzigartigen Zusammensetzung der Legierung zuzuschreiben.

Der Gußkörper, z. B. in Form einer Gasturbinenschaufel, besteht aus einer Matrix, einer ^-Ausfällung and einer Monokarbid-(MC)-Phase, die aus Tantal, Titan, Molybdän und Wolfram in solchen Anteilen besteht, daß die Gesamtmenge von Molybdän und Wolfram im Karbid weniger als 15% der Karbidphase ausmacht

Zur Herstellung des erfindungsgemäßen Gußkörpers wird als erstes ein Block aus den obigen Bestandteilen der angegebenen Gew.-°/o-Mengen hergestellt. Als zweite Stufe wird der Block wieder aufgeschmolzen und zu einer Form der gewünschten Größe und Gestalt des herzustellenden Gegenstandes gegossen. Als Endstufe bei der Herstellung der bevorzugten Form des Gegenstandes der vorliegenden Erfindung wird dieser Gegenstand nach einem für den jeweiligen Gegenstand zweckmäßigen Zeit- und Temperaturplan im Vakuum oder einer neutralen Gasatmosphäre wärmebehandelt

Die Ähnlichkeiten ebenso wie die Unterschiede zwischen dem Gußkörper der vorliegenden Erfindung und jenen des Standes der Technik werden im fönenden unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher erläutert Im einzelnen zeigt

F i g. 1 ein Schliffbild eines Teiles eines Gußkörpers aus einer bekannten Nickelsuperlegierung (Rene-80), auf dem die Wirkung der örtlichen Hitzekorrosion gezeigt ist (25fache Vergrößerung),

Fig.2 eine Aufnahme, die durch Röntgenstrahlabtasten erhalten wurde und die die Konzentration des Wolframs in der Haut der Blase, die durch örtlichen Korrosionsangriff gebildet ist, bei Punkt (b) in F i g. 1 zeigt,

F i g. 3 eine Aufnahme, ähnlich der der F i g. 2, weiche die Konzentration des Molybdäns bei Punkt (b) in F i g. 1 zeigt,

F i g. 4 eine Aufnahme, ähnlich der der F i g. 2, die die Konzentration des Wolframs beim Punkt (a) in der Haut der F i g. 1 zeigt,

F i g. 5 eine andere Aufnahme, ähnlich der der F i g. 2, welche die Konzentration des Molybdäns beim Punkt (a) in F i g. 1 zeigt,

F i g. 6 eine weitere Aufnahme, ähnlich der der F i g. 2, welche die Abwesenheit von Wolfram in der Haut am Punkt (c) in F i g. 1, einem normalen Korrosionsangriff ausgesetzten Bereich des Probekörpers, zeigt,

F i g. 7 eine andere Aufnahme, ähnlich der der F i g. 2. welche die Abwesenheit von Molybdän in der Haut am Punkt (c) in F i g. 1 zeigt, und

F i g. 8 ein Larson-Miller-Diagramm der Belastungs/Bruch-Eigenschaften von zwei Gußkörpern aus Nickelsviperlegierungen (K; L) gemäß der vorliegenden Erfindung.

Die Ergebnisse der Korrosionstests, die in den F i g. 1 — 6 dargestellt sind, wurden in einem Versuch erhalten, bei dem man einen mit Präzisionsformguß hergestellten 2V₂-^-BIoCk aus der Legierung Rene 80, einer kommerziell erhältlichen Nickelsuperlegierung, benutzte, wie sie in der US-PS 36 15 376 beschrieben ist und die die folgende Nominalzusammensetzung hatte:

45 50

Der Block wurde zerschnitten und die erhaltenen Scheiben wurden einer Wärmebehandlung unterworfen, die aus einem zweistündigen Erhitzen auf etwa 122O⁰C im Vakuum, gefolgt von vierstündigem Erhitzen auf etwa 1090⁰C im Vakuum, gefolgt von weiterern vierstündigem Erhitzen auf etwa 1050⁰C im Vakuum und schließlich 16stündigem Erhitzen auf etwa 845° C in Argon bestand. Einige der für die Korrosionsuntersuchung wärmebehandelten Scheiben wurden dann mit Natriumsulfat beschichtet (0,5 mg/cm²) und zusammen mit einer nicht mit Salz beschichteten Scheibe in einem Gefäßofen bei etwa 925° C in Luft aufgehängt. Die Ofenauskleidung, ein mit einem verschlossenen Endstück versehenes Mullit(ein Aluminiumsilikat)rohr, enthielt einige Gramm geschmolzenes Natriumsulfat und die Temperatur des Ofens und die Position der Proben wurden so eingestellt, daß das im Ofen enthaltene Salz während des Erhitzens eine Temperatur hatte, die ebenso hoch oder etwas höher war, wie die der Korrcsionsuntersuchung unterworfenen Scheiben. Die Luft in dem Ofen war mit Salz gesättigt und verzögerte so das Verdampfen der Beschichtung.

Nach dem Herausneienen aus dem Ofen wiesen die salzbeschichteten Scheiben einen trächtlichen Korrosionsangriff mit örtlicher Eindringung auf, wie er beispielsweise in F i g. 1 gezeigt ist. Die ungesalzenen Scheiben

Kobalt	9,5%
Chrom	14,0%
Aluminium	3,0%
Titan	5,0%
Molybdän	4,0%
Wolfram	4,0%
Bor	0,015%
Kohlenstoff	0,17%
Zirkonium	0,03%
Nickel	Rest

waren jedoch gegenüber diesem beschleunigten Oxidationstest r:cht beständig und sie wiesen nur eine dünne Oxidhaut auf, aber keine örtliche Eindringung oder Lochfraß.

Der gleiche Test, an anderen Legierungen ausgeführt, wie iN-/ j8 und IN-792, führte jedoch nicht zu Löchern und dies stimmt überein mit Ergebnissen aus Brenneranlagen und stützt die Schlußfolgerung, daß dieser beschleunigte Test geeignet ist zum Induzieren örtlicher Korrosion bei dafür empfindlichen Legierungen und daß mit diesem Test infolgedessen die dafür empfindlichen Legierungen von den dafür unempfindlichen unterschieden werden können. Es wurden zu diesem Zwecke Korrosionsscheiben aus den in der folgenden Tabelle 1 aufgeführten Legierungen in der oben beschriebenen Weise für den gleichen Test hergestellt.

to Tabelle I

Legierungs	Bestandteile in Gew	Cr	.-%	Ti	Mo	W	Ta	B	Zr	C	Ni
bezeichnung	Co	14	Al	5	4	4	0.5	0,016	0,03	0,15	Rest
A	9.5	14	3	5	3,5	4	1,0	0,016	0,03	0,15	Rest
B	9,5	14	3	5	3	4	13	0,016	0.03	0,15	Rest
C	9,5	14	3	5	2,5	-f	^ Λ	o,o: e	0,03	0,!5	ivCSi
D	9,5	14	3	5	1.5	4	3,0	0,016	0,03	0.15	Rest
F	9.5	3

Bemerkung:

Die Legierungen A-F liegen alle außerhalb der Erfindung.

Die Verteilung von Molybdän, Wolfram. Tantal und Titan in den Karbidphasen von Rene 80 und jeder der in Tabelle I aufgeführten Legierungen ist. zusammen mit den Ergebnissen der Versuche in der Brenneranlage und zur beschleunigten Oxidation in der Tabelle II zusammengefaßt.

	Tabelle II	Karbid (Gew.-%)	Ta	W	Mo	(Mo+	W)	Lochfraß
30	Legierungs	Ti		18	18	36
	bezeichnung	51	13	19	11	30		ja
	Rene 80	43	24	18	8	26		ja
	A	36	3!	!2	6	18		ja
35	B	36	40	11	4	15		ja
	C	32	48	12	2	14		möglich
	D	27						nein
	F

Auf der Grundlage dieser Ergebnisse wurden weitere Versuche ausgeführt, um die Zusammensetzung hinsichtlich der erwünschten Kombination mechanischer und korrosionsbeständiger Eigenschaften zu optimalisieren. Es wurde also eine Reihe weiterer Legierungen, die Abänderungen der Legierung F waren, gemäß dem oben beschriebenen Verfahren hergestellt, und diese Legierungen wurden bei etwa 1040° C Formtemperatur und einer etwa 125^C C höheren Metalltemperatur zu Platten von etwa 2.5 χ 10x12,5 cm gegossen. Die Nominalzusammensetzung jeder dieser Legierungen ist in der folgenden Tabelle III zusammengefaßt.

Tabelle III	50	G	Bestandteile in Gew.-°/o	Co	Cr	AI	Ti	Mo	W	Ta	Nb	Hf B Zr C	0,15
Legierung	H	Ni	9,5	14	3	5	1	4	23		- 0,015 0,03 0,12
I	Rest	93	14	3,2	5	U5	4	3	—
55 J	Rest	93	14	3	5	13	4		13
K	Rest	93	14	3	5	1	4	2	03	—
L	Rest	93	14	3	5	1	4	03	13
M	Rest	93	14	3	5	1	4	2	—	0,5
N	Rest	93	14	3	5	13	4	—		2,5
	Rest	93	14	3	5	13	4	3
	Rest

Bemerkung:

Die Legierungen K und L haben eine Zusammensetzung, die die Herstellung erfindungsgemäßer Gußkörper daraus gestatteL Die übrigen Legierungen der Tabelle III haben diese Zusammensetzung nicht.

Die meisten dieser Platten wurden, wie oben beschrieben, wärmebehandelt mit der Ausnahme, daß das Erhitzen in der ersten Stufe nicht auf 1220^c C. sondern auf 1175°C erfolgte, wie in Tabelle IV angegeben.

Die Platten wurden dann zerschnitten und metallografisch sowie hinsichtlich der Zug- und Brucheigenschaften untersucht und es wurden Scheiben für die Korrosionsuntersuchung maschinell zubereitet und untersucht.

Die Zugeigenschaften aller Legierungen waren sehr gut. Die Versuchsergebnisse bei Zimmertemperatur und etwa 650⁰C waren ähnlich denen, wie sie für dicke Abschnitte der Rene-80-Superlegierung zu erwarten waren. Es gab keinen erwähnenswerten Unterschied bei der Zugfestigkeit oder der Streckgrenze zwischen den beiden Gruppen von Legierungen. Die Duktilitätder Legierungen wurde im allgemeinen durch die Lösungs-Wärmebehandlung bei etwa 1175°C verbessert.

DiV Ergebnisse von vorher ausgeführten Bruchuntersuchungen dieser Legierungen sind in der folgenden Tabelle IV zusammengefaßt und diese Ergebnisse sind grafisch auf dem Larson-Miller-Diagramm der Fig.8 dargestellt, wobei die Kurven mit den Ergebnissen der Rene-80-Legierung zu Vergleichszwecken dienen sollen.

Tabelle IV

Legierung*)

Temperatur

CC)

Belastung (N/mm²)

Dauer
(Std.)

Pl-M

Dehnung
(o/o)

Querschnittsverringerung

(0/0)

870 870 870 870 870 870

760 760

980 980

870 870

760 760

280 280 280 280 280 280

630 630

190 190

280 280

245 245

630 630

215,5	(46.0)	3,3	6,4
556,7	(46,8)	4,3	9.Ö
438.3	(46,05)	6,5	8.5
340,6	(46,4)	5,1	9,9
286,3	(46,25)	5,9	13,7
434,4	(46,65)	8.1	9,8
37,7	(«0,4)	6.2	10,0
57,2	(<0.5)	9,3	27,0
32,2	(Ψ8.6)	6,8	15,0
33,0	(48,7)	3,1	6,4
594.6	(46.9)	4,9	12.0
1280.1	(47.6)	4.8	7.2
1509.2	(47.7)	3.8	6,4
1862.1	(47,9)	5,8	7,0
27.7	(39,9)	4,2	19,0
83.0	(40,8)	5,7	12.0

*) Die N-!-Reihe unterscheidet sich von den anderen Reihen nur darin, daß die Losungs-Wärmebehandlung bei etwa 1220° C anstelle von etwa 1175° C ausgeführt wurde.

Wie in F i g. 8 dargestellt, sind die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Gußkörper allgemein ausgezeichnet bei etwa 870⁰C und etwa 980°C, wobei die meisten Versuchsergebnisse um die durchschnittlichen Ergebnisse für Rene 80 herum liegen und ein Punkt bei etwa 87O⁰C und 280 N/mm² liegt, einen ganzen Parameter oberhalb des für die Rene-80-Legierung erhaltenen Durchschnittes. Die Zeitdauer der Bruchversuche bei etwa 760°C und 630 N/mm² liegt mit Ausnahme eines Falles, der Legierung N mit einer Lösungs-Wärmebehandlung bei etwa 1175°C, unterhalb des Durchschnittes für die Rene-80-Legierung. Die Bruchzähigkeiten sind im allgemeinen geringer als die von Rene 80, aber nicht so gering, daß diese Verringerung bereits als ernstlich zu bezeichnen ist.

An diesen Proben wurden drei verschiedene Arten von Korrosionstests ausgeführt. Die beschleunigten Oxidationstests, wie sie oben beschrieben sind, wurden trotz der Anwesenheit vieler Karbide nahe der Probenoberfläche ohne irgendwelche Zeichen eines Lochfraßes bis zu 1700 Stunden ausgeführt.

Die elektrochemischen Tests ergaben ebenfalls ermutigende Resultate, wobei die Korrosionsgeschwindigkeiten etwa denen der Legierung IN-738 äquivalent waren. Vorhergesagte Eindringwerte waren z. B. in 0,025 mm/ 600 Stunden bei 870°C: 4,4 (entsprechend 0,11 mm) für die Legierung N, verglichen mit 3,3 (entsprechend 0,080 mm) für die Legierung IN-738 und 7,7 (entsprechend 0,19 mm) für die Legierung Rene 80.

Die Brenneranlagen-Tests, die bei etwa 870⁰C für Proben der meisten der experimentellen Legierungen einschließlich der Rene 80 ausgeführt wurden, ergaben die in der folgenden Tabelle V zusammengefaßten Ergebnisse.

Tabelle V

Legierung

Temperatur

Dauer (Std.)

Eindringung in (0,025 mm) Maximum

Durchschnitt

G
H

N-I

N-2

Rene 80

N-7

Rene 80
Rene 80
Rene 80

870
870
870
870
870
870
870
870
870
870
870
870

980
980
980
980

1,35

9,95

1,75

6,15

11,7/3,65

7,40/1,60

17,8/31.9
17,97
18,18/31,9

0,45

1,4

5,1

0,6

1,2

2,9

2,1

0,65

7,50/0,57

1,20/0,50

1,7

4,4 3,1 9,53 8,73/31,9

Diese Tests wurden so ausgeführt, daß man die Proben einer Atmosphäre aussetzte, die durch die Verbrennung eines Nr. 2 Dieselöls, das 1% Schwefel enthielt und zu dem 125 ppm Natrium in Form eines synthetischen Seesalzes hinzugegeben waren, erzeugt wurde. Dieser Brennstoff wurde bei Luft/Brennstoff-Verhältnissen verbrannt, wie sie normalerweise in einer Gasturbine vorkommen und das erhaltene Verbrennungsprodukt wurde mit einer Geschwindigkeit von etwa 21 m/Sek. und bei einem Druck von 1 bar an den Proben vorbeigeführt. Die Proben. Scheiben mit einem Durchmesser von 25 mm und 1,5 mm Dicke, wurden während der ganzen Testperiode auf der Verbrennungsgas-Temperatur gehalten.

Die diesen Brennertests unterworfenen Proben wurden zerschnitten und metallografisch untersucht, um die Eindringungstiefe des Hitzekorrosionsangriffes zu bestimmen. Die Angabe einer zweiten Zahl bei manchen Punkten in der Tabelle zeigt, daß die beiden Seiten des Probekörpers sehr verschiedene Korrosion aufwiesen, wobei z. B. eine Seite einen lokalisierten Lochfraß aufwies und der Korrosionsangriff ganz durch den Probekörper hindurchgegangen war, während die andere Seite nur eine normale Oberflächenkorrosion zeigte.

Die Tatsache, daß während dieser Tests in keiner dieser Legierungen Löcher auftraten, wird für sehr wesentlich angesehen. Zusätzlich zu den so erhaiieiien Vorteilen ermöglicht dies eine genauere Vorhersage der Korrosionsgeschwindigkeit bei der Benutzung.

Die Untersuchung der gegossenen Platten aus der Legierung der vorliegenden Erfindung ergab, daß kein ernstes Problem hinsichtlich der Gußgüte vorhanden war. Da kein Versuch gemacht worden war, die Gießparameter für diese besonderen Legierungen zu optimalisieren, ist es klar, daß irgendwelche Gießprobieme beim Gießen tatsächlicher Teile durch die Feststellung der optimalen Gießparameter leicht überwunden werden können.

Wie oben ausgeführt, wurde festgestellt, daß die Atmosphäre bei der Wärmebehandlung für die Beständigkeit dieser neuen Legierungen gegenüber Hitzekorrosion nicht kritisch ist. Sie unterscheiden sich von ähnlichen Legierungen des Standes der Technik sowohl darin, daß sie sehr beständig gegenüber Lochkorrosion sind als auch, daß sie durch eine Wärmebehandlung im Vakuum nicht anfällig werden für einen raschen Hitzekorrosionsangriff. Die Wärmebehandlung kann daher ohne Verwendung einer Wasserstoff- oder Argonatmosphäre ausgeführt werden, und es ist auch nicht notwendig, zum Schütze des Gußstückes eine vorherige Beschichtung aufzubringen.

Die Gußkörper nach der vorliegenden Erfindung enthalten daher geringe, aber kritische Mengen Tantal und Niob oder Tantal und Hafnium, um die Lochkonosion bei gewissen Nickelsuperlegierungen mit hervorragenden mechanischen Eigenschaften zu beseitigen. Die Menge Tantal oder der anderen Metalle ist geringer als die, welche eine merkliche Instabilität des Gefüges verursacht, und sie ist nicht geringer als die, die erforderlich ist, um die Ergebnisse der vorliegenden Erfindung zu erhalten.

Hierzu 5 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentanspruch:
Gußkörper aus einer Nickelsuperlegierung, dadurchgekennzeichnet, daß dieser aus

14% Chrom, 9,5% Kobalt, 3,0% Aluminium, 5,0% Titan, 1,0% Molybdän, 4,0% Wolfram, 0,015% Bor, 0,12% Kohlenstoff, 0,03% Zirkonium,

entweder 0,5% Tantal und 1,5% Niob oder 2% Tantal and 0,5% Hafnium, Rest Nickel besteht

Die vorlegende Erfindung betrifft einen Gußkörper aus einer Nickelsuperlegierung.

In der DE-OS 19 27 609 ist ein Gußkörper aus einer N'ickelsuperiegierung beschrieben, bestehend aus 10,5 bis 14% Chrom, 7 bis 11% Kobalt, 1 bis 2,5% Molybdän, 3 bis 6% Wolfram, 1 bis 4% Tantal, 3 bis 4% Aluminium und 3 bis 5% Titan bei einem Gesamtgehalt an Aluminium und Titan von 6,5 bis 8%, 0 bis 1% Niob, 0,005 bis 0,05% Bor, 0,01 bis 0,25% Zirkonium und 0,02 bis 0,25% Kohlenstoff, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Nickel.

Nach Seite 3, Absätze 3 und 4 dieser DE-OS enthält eine optimale Legierung 4% Tantal und Niob trägt nur bis zu einem Gehalt von 1 % zur Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit des Gußkörpers nach der DE-OS 19 27 609 bei.

In der DE-OS 23 20 455 ist im Zusammenhang mit einem Wärmebehandlungsverfahren ein Gußkörper aus

So einer Nickelsuperlegierung beschrieben, der eine Zusammensetzung aufweist, wie sie den bekannten Legierungen Rene 80, Rene 100 und Rene 120 entspricht. Die Rene-80-Legierung enthält aber weder Tantal noch Niob noch Hafnium.

In der US-PS 36 15 376 ist eine Nickelsuperlegierung beschrieben, die erfolgreich für Luftfahrzeug-Triebwerke verwendet wurde. Obwohl e«.e Nickel-Aluminid-Beschichtung Laufschaufeln und andere Teile eines Düsenaggregates, die aus dieser bekannten Legierung hergestellt waren, angemessen vor Oxidation bei hohen Temperaturen schützte, wurde jedoch festgestellt, daß unter wesentlich belastenderen Umgebungsbedingungen, wie sie von der Verwendung alkalimetallhaltigen Destillats oder behandelten restlichen Brennstoffes herrühren, Gußkörper oder Gegenstände aus dieser Legierung eine katastrophale örtliche Korrosion oder Lochfraß erleiden. Diese Art des korrosiven Angriffs ist einmalig bei handelsüblichen Nickelsuperlegierungen and sie ist vollkom-

men verschieden von der Hitzekorrosion, die charakteristisch ist für den Betrieb der Luftfahrzeugdüsen.

Diese in der US-PS 36 15 376 beschriebene Legierung ist jedoch, verglichen mit anderen Nickelsuperlegierungen, derart wertvoll, daß sie bei wirksamer Beseitigung dieser Neigung zum Lochfraß, selbst auf Kosten eines gewissen Verlustes an Gesamtbeständigkeit gegenüber Hitzekorrosion, noch immer sehr attraktiv für gewisse Anwendungen bei Gasturbinen wäre.

Der Erfindung lag daher die Aufgabe zugrunde, einen Gußkörper aus einer Nickelsuperlegierung zu schaffen, der eine einzigartige Kombination von mechanischen Eigenschaften, Stabilitätscharakteristiken und Beständigkeit gegen Lochfraß und normale Hitzekorrosion in korrodierenden Umgebungen bei hoher Temperatur aufweist. Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß dieser aus 14% Chrom, 9,5% Kobalt, 3,0% Aluminium, 5,0% Titan, 1,0% Molybdän, 4,0% Wolfram, 0,015% Bor, 0,12% Kohlenstoff, 0,03% Zirkonium,

entweder 0,5% Tantal und 1,5% Niob oder 2% Tantal und 0,5% Hafnium, Rest Nickel, besteht.

In der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß der örtliche, katastrophale Hitzekorrosionsangriff, dem gegenüber die Nickelsuperlegierung nach der US-PS 36 15 376 empfindlich ist, mit den örtlichen Konzentrationen von Molybdän und Wolfram in der Metallkarbidphase verbunden ist. Sind diese Karbide an der Oberfläche des gegossenen Gegenstandes aus dieser Legierung vorhanden, dann wird der Lochfraß an solchen Metallkar-

bidstellen eingeleitet. Es wurde weiter festgestellt, daß die Mengen von Molybdän und Wolfram für die Erzeugung dieser ungewöhnlichen Korrosionswirkung außerordentlich kritisch sind und daß die Lochfraßneigung durch Verringerung der Gesamtmenge an Molybdän und Wolfram in der Karbidphase auf weniger als etwa 15 Gew.-% wirksam eliminiert wird. (Auch die folgenden Prozentangaben sind, sofern nicht anders angegeben, als Gew.-% zu verstehen.) Weiter wurde im Rahmen der vorliegenden Erfindung festgestellt, daß eine solche

Mengenbeschränkung dieser beiden Elemente in der Karbidphase leicht bewirkt werden kann, ohne daß die Legierung entgegenwirkende Nachteile an anderen erwünschten Eigenschaften erleidet, wenn man Tantal und Niob oder Tantal und Hafnium hinzugibt.

Die eingesetzten Mengen an Tantal und Niob oder Tantal und Hafnium sind bestimmt durch die Gefügestabilität bzw. die Kontrolle der Karbide.

All dies führte dazu, daß Molybdän und Wolfram von der Karbidphase in die Matrix der Legierung überführt wurden, um die Gesamtmenge dieser Elemente als Karbide unter die obere kritische Grenze zu bringen. Dies wird durch die Zugabe der erforderlichen Menge der/des ersetzenden Elemente/s zu der Legierung, und zwar vorteilhafter- aber nicht notwendigerweise im Zustand der Schmelze erreicht.