DE3427206A1 - Superlegierungssysteme auf nickelbasis - Google Patents

Description

Legierungen auf Nickelbasis, sowohl gegossen als auch geschmiedet, werden beim Bau von Turbinenteilen extensiv verwendet, die Schweißbarkeit und Hochtemperatureigenschaften verlangen, insbesondere solche Legierungen, die eine gute Kombination von Festigkeit und Duktilität bieten.

Hochfeste Superlegierungen auf Nickelbasis, die gewöhnlich Aluminium und Titan als hauptsächliche härtende Elemente enthalten, werden durch Ausscheidung von jr¹-Phase mit geordneter kubisch flächenzentrierter Struktur gefestigt. Wenn Aluminium und Titan teilweise oder vollständig durch Niob oder Tantal ersetzt werden, kann eine andere Ausscheidungsphase erzeugt werden, die die als »'' bezeichnete geordnete, kubisch raumzentrierte Struktur besitzt. Diese γ ''-verstärk-

ten Legierungssysteme liefern bemerkenswert gute Zugfestigkeitseigenschaften zu mittleren Temperaturen.

Inconel 718 (IN 718) hier auch als "Basislegierung" bezeichnet, enthält mehr oder weniger 25 Vol.-% der y¹'-Phase sowie eine kleine Menge geordneter kubisch flächenzentrierter ^'-Ausscheidungen. Untersuchungen mit Transmissions-Elektronenmikroskopie haben belegt, daß zusammenhängende γ ''-Ausscheidungen eine scheibenförmige Morphologie mit einer (100)-Ebene und eine kubisch-kubische Orientierung relativ zur kubisch flächenzentrierten Matrix haben. Weitere Einzelheiten der Phasenchemie von γ¹ und γ'' sind in "Phase Chemistries in Precipitation-Strengthening Superalloy" von E. L. Hall, Y. M. Kouh und K. M. Chang (Proc. Electron Microscopy Society of America, August 1983) gegeben. Die chemische Zusammenstellung von IN 718-Legierung ist in Tabelle I angegeben.

Tabelle I

Element	Gew.-%	Atom-%
Ni	Rest	Rest
Cr	18,6	20,7
Fe	18,5	19,2
Mo	3,1	1,9
Nb	5,0	3,1
Ti	0,9	1,1
Al	0,4	0,9
C	0,04	0,19

Trotz des relativ geringen Volumenanteils an verstärkender Phase f-25 %) darin hat IN 718-Legierung, wenn geschmiedet und wärmebehandelt, eine Streck- oder Formänderungsfestigkeit von 1138 MPa (165 ksi), was höher ist als die von Udimet 700 (ca. 965 MPa bzw. ca. 140 ksi), das 45 Vol.-% j·¹-Ausscheidung enthält. Diese einzigartige Festigkeitseigenschaft ist verantwortlich für die extensive Verwendung von IN 718-Legierung

bei vielen Turbinentriebwerksanwendungen.

Neben ihrer Festigkeit und Duktilität ist eine weitere bemerkenswerte Eigenschaft von IN 718-Legierung die ausgezeichnete Schweißbarkeit,eine Eigenschaft, die offenbar im Zusammenhang steht mit der tragen Ausscheidungskinetik der kohärenten ^¹¹-Verstärkungsphase. Diese Eigenschaft ist von besonderer Bedeutung, da manche Schweißverfahren bei der Herstellung und Reparatur bestimmter Turbinentriebwerksteile zwangsläufig sind. Die meisten Ausscheidungs-gehärteten Superlegierungen entwickeln, wenn geschweißt, Risse in der durch die Wärme beeinträchtigten Zone und im Schweißmetall während dem Schweissen oder während der auf das Schweißen folgenden Wärmebehandlung. Die den Schweißvorgang oder die anschließende Wärmebehandlung begleitende Rißbildung verursacht zu starke und kostspielige Wiederaufarbeitung geschweißter Teile und verhindert optimalen Formspielraum für Teile, die bei der Fertigung zusammengesetzt werden müssen. IN 718-Legierung ist bekanntlich die einzige unempfindliche Legierung, die auch angemessene Festigkeit bietet. Aus diesem Grunde wurde IN 718 als Basislegierung gewählt, gegenüber der hier eine Verbesserung zu messen ist.

Leider ist die Zugfestigkeit von IN 718-Legierung verhältnismäßig temperaturempfindlich, verglichen mit herkömmlichen )[^% -verstärkten Legierungen. Ferner verschlechtert sich die Lebensdauer bis zum Bruch durch Spannungen von IN 718 rasch bei Temperaturen über 65O°C (12OO°F). Es besteht ein andauernder Bedarf an neuen hochfesten, schweißbaren, gießbaren, schmiedbaren Superlegierungen mit verbessertem Temperaturverhalten für einen Betrieb über 65O°C (12OO°F) aufgrund der fortlaufend steigenden Betriebstemperatur in Turbinentriebwerken .

Die US-PS 4 336 312 ist auf das Problem der Schweißbarkeit einer Gußlegierung auf Nickelbasis gerichtet. Danach werden

herkömmliche gießbare Superlegierungen auf Nickelbasis durch Senkung des Aluminiumgehalts und Erhöhung des Kohlenstoffgehalts modifiziert. Zudem werden modifizierte Legierungsteile auf Nickelbasis, wie gegossen, einem vor dem Schweißen liegenden Wärmebehandlungszyklus unterworfen, der, wie vermutet wird, zu einer Ausscheidung führt, die innerhalb der Körner angemessene Duktilität aufrecht erhält.

Die US-PS 3 046 108 ist auf eine schmiedbare, alterungshärtbare Legierung auf Nickel-Chrom-Basis gerichtet, worin auf die Anwesenheit von "gesteuerten und koordinierten Mengen legierender Elemente"(Spalte 1, Zeilen 45 und 46) nachdrücklich Wert gelegt wird. Die Zusammensetzung von IN 718 liegt innerhalb der Lehren dieses Patents. Der Ausschluß von Eisen, der Einschluß von Tantal und Kobalt sind nur gegebenenfalls.

Zur Beschreibung der vorliegenden Erfindung wird hier eine bestimmte Technologie und bestimmte Beziehungen gebraucht, insbesondere im Hinblick auf die ausscheidungshärtenden Elemente, wie Aluminium, Titan, Tantal und Niob. Die näherungsweisen Umwandlungen von Gewichsprozent in Atomprozent für Superlegierungen auf Nickelbasis sind wie folgt:

Aluminium (Gew.-%) χ 2,1 = Aluminium (Atom-%)

Titan (Gew.-%) χ 1,2 = Titan (Atom-%)

Niob (Gew.-%) χ 0,66= Niob (Atom-%)

Tantal (Gew.-%) χ 0,33= Tantal (Atom-%)

Die folgenden Definitionen sind nützlich für das Verständnis der Erfindung:

"Atom-% insgesamt" bedeutet den Gesamtgehalt an Aluminium, Titan, Niob und Tantal, ausgedrückt in Atom-%.

"R , "ist der Wert der Summe des Niob- und Tantal-Gehalts (in Atom-%), dividiert durch Atom-% insgesamt. Wenn dieser Wert 0,62 oder größer ist, ist /" die einzige vorhandene ausscheidungsverfestigende

Phase.

Die folgenden US-Patente offenbaren verschiedene Legierungszusaininensetzungen auf Nickelbasis: US-PS 2 570 193, 2 621 122, 3 061 426, 3 151 981, 3 166 412, 3 322 534, 3 343 950, 3 575 734, 4 207 098 und 4 336 312. Die vorerwähnten US-Patentschriften sind repräsentativ für die zahlreichen bisher berichteten Legierungssituationen, worin viele der selben Elemente kombiniert sind, um deutlich verschiedene funktioneile Beziehungen zwischen den Elementen zu erzielen, so daß Phasen, die das Legierungssystem mit unterschiedlichen physikalischen und mechanischen Eigenschaften liefern, entstehen. Nichtsdestoweniger ist es trotz der großen Menge an die Legierungen auf Nickelbasis betreffenden verfügbaren Daten, dem Metallurgen noch nicht möglich, die physikalischen und mechanischen Eigenschaften einer neuen Kombination bekannter Elemente genau vorherzusagen, selbst wenn eine solche Kombination in eine breitere, verallgemeinerte Lehie auf dem Gebiet fällt.

Größere Legierungsabwandlungen der Basislegierung haben zu neuen Legierungen für die Herstellung schweißbarer Gußstücke und ferner schweißbarer, gießbarer, schmiedbarer Legierungen geführt, die wärmebehandelbar sind, um eine Verbesserung von mehr als 56 C (100°F) im Hochtemperaturverhalten gegenüber der Basislegierung hervorzurufen. Eine Reihe von Kriterien zur Erlangung der Schweißbarkeit ist für dieses neue Legierungssystem bestimmt worden: Atom-% insgesamt hat zwischen etwa 5,0 und etwa 8,0 zu liegen; der Wert für R_a(a_D muß gleich oder größer sein als etwa 0,62 und gleich oder kleiner als 0,95; der Summengehalt an Aluminium und Titan (d.h. Al + Ti) muß gleich oder kleiner als etwa 3,0 Atom-% und gleich oder größer als etwa 0,5 Atom-% sein,und der Summengehalt von Niob und Tantal (d.h. Nb + Ta) muß gleich oder größer als 3,0 Atom-% und gleich oder kleiner als etwa 7,5 Atom-% sein, was gewährleistet, daß die Legierung frei von γ'-Phase ist. Um die Eigenschaft der Schweißbarkeit, bestimmte erwünschte

Hochtemperatureigenschaften (Hochtemperaturfestigkeit und Spannungsbruchfestigkeit) zu erhalten, wird vorzugsweise Eisen als Bestandteil eliminiert, ausgenommen insoweit, als es als Verunreinigung vorliegen mag. Begrenzte Mengen an Eisen (d.h. weniger als etwa 5,0 Gew.-%) können hingenommen werden, wobei man sich darüber klar sein muß, daß eine geringe Verringerung der Hochtemperatureigenschaften auftreten kann. Um eine Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit und der Lebensdauer bis zum Bruch durch Spannungen erfindungsgemäß zu optimieren, werden Cr, Co und Ta in Mengen im Bereich von etwa 18 bis etwa 22 Gew.-% Cr, etwa 8,0 bis etwa 14,0 Gew.-% Co und mindestens etwa 2,0 Gew.-% Ta zugesetzt.

Bei der allgemeinen Festlegung der Zusammensetzung enthält die erfindungsgemäße Legierung auf Nickelbasis (in Gew.-%) etwa 12 bis etwa 24 % Chrom, etwa 5 bis etwa 20 % Kobalt, etwa 1 bis etwa 8 % aus der Gruppe Molybdän, Wolfram, Rhenium und deren Gemischen, etwa 2,0 bis etwa 23 % Tantal, bis zu etwa 10,5 Niob, bis zu etwa 2,7 % Aluminium, bis zu etwa 3,7 % Titan, etwa 0,003 bis etwa 0,05 % Bor, bis zu etwa 0,10 % Kohlenstoff, bis zu 0,1 % Zirkonium, bis zu etwa 5,0 % Eisen, bis zu etwa 0,5 % Silicium, bis zu etwa 0,5 % Mangan, Rest im wesentlichen Nickel. Was Nickel betrifft, wird der Ausdruck "Rest im wesentlichen" in dem Sinne verwendet, daß er neben Nickel als Rest der Legierung geringe Mengen Verunreinigungen und zufällige Elemente enthält, die in Art und/ oder Menge die vorteilhaften Aspekte der Legierung nicht in nachteiliger Weise beeinträchtigen. Molybdän kann teilweise oder ganz durch eine gleiche Gewichtsmenge Wolfran und/oder Rhenium ersetzt sein. Eisen ist ein unerwünschtes Element in erfindungsgemäßen Legierungen, und sein Gehalt darf etwa 5,0 Gew.-% nicht überschreiten.

Bei einer bevorzugten Gesamtzusammensetzung enthält die erfindungsgemäße Legierung auf Nickelbasis (in Gew.-%) etwa 16 bis etwa 24 % Chrom, etwa 8 bis etwa 16 % Kobalt, etwa 1

bis etwa 8 % aus der Gruppe Molybdän/ Wolfram und deren Gemischen, etwa 2/25 bis etwa 22,5 % Tantal, bis zu etwa 10,1 % Niob, bis zu etwa 1,45 % Aluminium, bis zu etwa 2,54 % Titan, etwa 0,005 bis etwa 0,02 % Bor, bis zu etwa 0,04 % Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Nickel. Der Mindestgehalt an Al + ■Ti ist etwa 0,24 %, und der Mindestgehalt an Nb + Ta ist etwa 4,70 %. Der Maximalgehalt an Al + Ti ist etwa 2,54 % und der Maximalgehalt an Nb + Ta etwa 22,5 %. Verunreinigungen, die in den erfindungsgemäßen Legierungen zugegen sein können, umfassen Eisen} Silicium, Mangan, Schwefel, Kupfer und Phosphor. Die maximal zulässigen Konzentrationen an diesen Elementen als Verunreinigungen sind wie folgt:

Eisen «. 1,00 Gew.-%

Silicium 0,35 Gew.-%

Mangan 0,35 Gew.-%

Schwefel 0,015Gew.-%

Kupfer 0,30 Gew.-%

Phosphor 0_f015Gew.-%

Die als neu und gegenüber dem Stand der Technik als nicht naheliegend angesehenen Merkmale der Erfindung sind insbesondere in den Ansprüchen dargelegt. Die Erfindung selbst kann hinsichtlich Gestaltung, Ausführungsweise und Zielen und Vorteilen am besten unter Bezugnahme auf die folgende Beschreibung in Verbindung mit den Figuren verstanden werden/ von diesen ist

Fi g. 1 eine graphische Darstellung gemessener vergleichender Zug- und Streckfestigkeiten (1) der Basislegierung und (2) der durch Weglassen von Eisen und Einführen von 1 Atom-% Tantal modifizierten Basislegierung;

Fig. 2 eine graphische Darstellung von Untersuchungen, durchgeführt, um den Einfluß der legierenden Modifikationen der Basislegierung auf die Warmfestigkeitseigenschaften zu

untersuchen;

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen Lebensdauer bis zum Bruch und Streckfestigkeit einer gegossenen, optimalen Legierungszusammensetzung, die einerAnzahl thermischer Vorgänge unterworfen worden ist,

Fig. 4 ein Diagramm, das schematisch die Beziehungen zwischen (Al + Ta) und (Nb + Ta) wiedergibt, ausgedrückt in Atom-%, erforderlich für die Herstellung erfindungsgemäßer schweißbarer Legierungen;

Fig. 5 eine Vergrößerung des Teils von Fig. 4, der durch ABCDA begrenzt wird;

Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der Streckgrenze (0,2 % YS)-Daten, erhalten in Tests bei 7O4°C (1300°F) für Zusammensetzungen HW-16 bis HW-20, die im Bereich ABCDA der Fig. 4 liegen;

Fig. 7 ist eine graphische Darstellung von Daten der spezifischen Festigkeit gegen Zug (UTS), erhalten in Tests bei 7O4°C (13OO°F) für die gleichen Zusammensetzungen, für die Daten in Fig. 6 gegeben sind;

Fig. 8 eine graphische Darstellung der Streckgrenze (0,2% YS)-Daten, erhalten für Zusammensetzungen HW-10 bis HW-15, um die Änderungen dieses Parameters mit Änderungen im Kobaltgehalt zu zeigen, wobei die Tests bei 7O4°C (1300°F) an einer zuvor angelassenen und gealterten Probe durchgeführt wurden;

Fig. 9 ist eine graphische Darstellung von Daten der spezifischen Festigkeit gegen Zug (UTS), erhalten für die gleichen Zusammensetzungen, für die Daten in Fig. 8 angegeben sind, wobei die Tests bei 7O4°C (1300⁰F) an zuvor angelassenen und gealterten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 10 eine graphische Darstellung der Daten für die Lebensdauer bis zum Bruch, erhalten für die gleichen Zusammensetzungen, für die Daten in Fig. 8 angegeben sind, wobei die Tests bei 7O4°C (13OO°F) und 620 MPa (90 ksi) an zuvor angelassenen und gealterten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 11 eine graphische Darstellung der Streckgrenze (0/2% YS)-Daten, erhalten bei Tests ähnlich denen der Fig. 8, wobei die Tests bei 7O4°C (1300°F) an zuvor dieser Temperatur für 1000 h ausgesetzten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 12 eine graphische Darstellung von Daten spezifischer Festigkeit gegen Zug (UTS), erhalten für die gleichen Zusammensetzungen, für die Daten in Fig. 11 angegeben sind, wobei die Tests bei 7O4°C (13OO°F) an dieser Temperatur zuvor für 1000 h ausgesetzten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 13 eine graphische Darstellung der Daten für die Lebensdauer bis zum Bruch, erhalten für die gleichen Zusammensetzungen, für die Daten in Fig. 11 gegeben sind, wobei die Tests bei 7O4°C (13OO°F) und 620 MPa (90 ksi) an zuvor der gleichen Temperatur für 1000 h ausgesetzten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 14 eine graphische Darstellung der Streckgrenze (0,2% YS)-Daten, erhalten für Zusammensetzungen HW-40 bis HW-45, um die Änderungen dieses Parameters mit Änderungen im Chromgehalt zu zeigen, wobei die Tests bei 7O4°C (1300°F) an zuvor angelassenen und gealterten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 15 eine graphische Darstellung von Daten spezifischer Festigkeit gegen Zug (ÜTS), erhalten für die gleichen Zusammensetzungen, für die Daten in Fig. 14 angegeben sind, wobei die Tests bei 7O4°C (1300°F) an zuvor angelassenen und gealterten Proben durchgeführt wurden, und

Fig. 16 eine graphische Darstellung der Daten für die Lebensdauer bis zum Bruch, erhalten für die gleichen Zusammensetzungen, für die Daten in Fig. 14 angegeben sind, wobei die Tests bei 7O4°C (13OO°F) und 620 MPa (90 ksi) an zuvor angelassenen und gealterten Proben durchgeführt wurden.

Bei der Entwicklung der Basislegierung wurde Eisen (18 bis 20 Gew.-%) zugesetzt, um die Streckgrenze bei Raumtemperatur maximal zu machen. Der Haupteffekt der Einführung von Eisen in die Basislegierung ist die Steuerung der Löslichkeit der härtenden Elemente bei Alterungstemperatur. Wird Eisen nicht eingeführt, wird der Grad der Übersättigung herabgesetzt. Dies führt zu einer Herabsetzung der Menge der Ausscheidungsphase, die sich bilden kann, und dadurch zu einer Abnahme der Streckgrenze. Im Rahmen der hier offenbarten Erfindung wurde gefunden, daß die Herabsetzung der Übersättigung durch Weglassen des Eisens durch Zusatz von mehr der ausscheidungsbildenden Elemente ausgebessert werden kann. So wurde gefunden, daß Tantal sowie Niob (Columbium) die f''-Phase in Superlegierungen auf Nickelbasis bilden können. Etwa 1 Atom-% Tantal reicht aus, um die Verringerung der Streckgrenze, verursacht durch das Weglassen von Eisen aus der Basislegierung, zu kompensieren.

Verglichene Schmiedestücke

Messungen der Zugeigenschaften eines Schmiedestücks aus einer solchen Legierung (d.h. -Fe + 1 Atom-% Ta) über den Temperaturbereich von Raumtemperatur (d.h. 20 bis 21,1 C bzw. 68 bis 70°F) bis 76O°C (1400°F) sind in Fig. 1 aufgetragen, die auch die nötigen Daten für die Basislegierung im geschmiedeten Zustand enthält. Die Zugfestigkeit- und Streckgrenzen-Testergebnisse des Schmiedestücks (-Fe + Ta) sind durch die Kurven a bzw. c wiedergegeben. Die Kurven b und d stellen die Zugfestigkeit bzw. die Streckgrenze der Basislegierung dar. Angewandt wurden kommerzielle Schmiedepraktiken.

Wie Fig. 1 zu entnehmen ist, gilt im eisenfreien, Tantal-modifizierten Legerungssystem:

1. Bei gleicher Raumtemperatur-Streckgrenze entsteht eine höhere spezifische Festigkeit gegen Zug, wodurch dieses Legierungssystem mehr plastische Verformung aushalten kann (d.h. Kurve a gegenüber Kurve b).

2. Bei gleicher Raumtemperatur-Streckgrenze wird bei mittleren Temperaturen ein besserer Festigkeitswert erreicht, d.h. das Legierungssystem wird weniger temperaturempfindlich (d.h. Kurve c gegenüber Kurve d).

Ausgedehnte Untersuchungen wurden durchgeführt, um die Einflüsse einzelner legierender Elemente auf die Warmfestigkeitseigenschaften der Schmiedestücke aus Basislegierung zu untersuchen. Ergebnisse einiger dieser Untersuchungen sind in Fig. dargestellt, worin Vergleiche gegenüber der Basislegierung angestellt sind.

Auf der senkrechten Achse in Fig. 2 liegen Werte für Bruchspannung, und auf der waagrechten Achse Werte des Larson-Miller-Bruchparameters (P). Dieser letztere Ausdruck ist definiert durch die Beziehung:

P - (T+460) χ (22+log t)/1OOO, worin

T die Temperatur (F),

t die Zeit bis zum Bruch (hi ist.

Die Brucheigenschaften des Schmiedestücks aus Basislegierung sind durch die Kurve m dargestellt. Unter Festlegung von t = 10Oh wurden Bruchkurven η, ο, ρ und q aufgetragen, um ein Maß dafür zu geben, ob eine mit der Basislegierung verglichene Legierung tatsächlich eine Verbesserung der Leistung bei höheren Temperaturen widerspiegelt oder nicht. Wie gezeigt, sind

die Kurven mit Abständen von 28⁰C (50 F) aufgetragen. Testdaten aus diesen Untersuchungen sind in Fig. 2 überlagert/ und das Ausmaß der Temperaturverbesserung kann daraus leicht ersehen werden.

Die folgenden Schlußfolgerungen sind aus diesen Daten gezogen worden:

1. Der Zusatz von Kobalt zu der (-Fe + Ta)-Legierung in geeigneten Mengen kann die Lebensdauer bis zum Bruch merklich verbessern; so liefert die Einführung von 12 Gew.-% Kobalt eine Zunahme in der Lebensdauer bis zum Bruch unter Spannung bei 649°C (1200°F) von mehr als einer Größenordnung und

2. die Erhöhung des Gehalts an härtendem Element (z.B. Ti, Ta) kann die Festigkeit der Legierung verbessern und folglich die Lebensdauer bis zum Bruch erhöhen. Doch ist die Verbesserung des Zusatzes von Titan oder Tantal (ohne Zusatz von Kobalt) begrenzt.

3. Die refraktären Elemente (Mo, W, Re) haben sehr geringen Einfluß auf die Spannungsbrucheigenschaften.

Gußstücke im Vergleich

Aufgrund der Schwierigkeiten, denen man im Falle geschmiedeter Probestücke begegnet, nicht aber im Falle gegossener Stücke, wenn man bei Tests an einer Zusammensetzung gegenüber einer anderen Zusammensetzung erhaltene Ergebnisse in Beziehung zueinander setzt, wurden umfassendere Untersuchungen der einzelnen Effekte sowie deren Kombination unter Verwendung von Legierungen, wie gegossen, nach geeigneten Wärmebehandlungen durchgeführt. Aus den Tests von gegossenen Legierungen gezogene Schlüsse sind ebenso auf geschmiedete Legierungen anwendbar.

&r

In dem Bemühen, das Ziel einer Abwandlung der gegossenen Basislegierung zu erreichen, um ein neues Legierungssystem hervorzubringen, das (1) eine schweißbare Gußlegierung und (2) eine
schweißbare Gußlegierung mit verbessertem Temperaturverhalten
(d.h. Basislegierung + 56 C bzw. + 10O⁰F) liefert, wurden 4
Legierungszusammensetzungen ausgewählt. Ein zylindrisches Gußstück von 8,9 cm (3,5") Durchmesser und 13,62 kg (30 Ib) aus
jeder Legierung wurde in einem Vakuum-Induktionsschmelzofen geschmolzen. Die chemischen Zusammensetzungen dieser 4 Legierungen sind in Tabelle II angegeben:

Tabelle II

Bezeichung der Legierung	CH-21	CH-2 2	CH-2 3	CH-2 4
Ni	Rest	Rest	Rest	Rest
Cr	19,0 21,14	18,0 20,70	19,0 21,20	14,0 15,42
Co	13,0 12,76	12,0 12,18	11,0 10,83	15,0 14,58
Mo	4,0 2,41	3,0 1,87	9,75 5,90	6,0 3,58
W	-	-	-	3,0 0,93
Al	1/0 2,14	0,5 1,11	1,5 3,23	3,8 8,07
Ti	2,0 2,42	1/0 1,25	3,15 3,82	2,5 2,99
Ta	-	3,0 0,99	-	-
Nb	3,0 1,87	5,0 5,22	-
Zr	0,05 0,03		0,05 0,03	0,05 0,03
B	0,01 0,05	0,01 0,06 ·	0,01 0,05	0,01 0,05
C	0,025 0,12	0,015 0,075	0,02 0,10	0,02 0,095
Atom-%*insges.	6,43	6,57	7,05	11,06
Schweißbarkeit	gut	ausgezeichn.	gering	dürftig

Atom-% insgesamt=Atom-% Al+Atom-% Ti+Atom-% Ta+Atom-% Nb

Die Zusammensetzung jeder Legierung ist sowohl in Gewichts-% (obere Werte) als auch Atom-% (untere Werte) angegeben. CH-21 ist eine ausscheidungsverstärkte Legierung mit geringem Volumenanteil y'; CH-22 ist eine Abwandlung der Basislegierung, indem (a) Eisen weggelassen wurde, (b) Kobalt (12 Gew.-%) zugesetzt wurde und (c) Tantal (3 Gew.-%) zugesetzt wurde. Diese Änderungen in der gegossenen Basislegierung verbessern die Zug- und Warmfestigkeiten bei erhöhter Temperatur, ohne die langsam-Alterungseigenschaften des γ¹ '-Verstärkungsmechanismus zu verringern.

Eine Makroschreibe- (ca. 5,7 mm bzw. ca. 0,225" dick) wurde aus der Mitte eines jeden Gußstücks von 8,9 cm (3,5") Durchmesser abgeschnitten. Eine zur ersten Scheibe benachbarte Scheibe wurde vom Boden der oberen Hälfte eines jeden Gußstücks und eine zur ersten Scheibe benachbarte Scheibe vom oberen Ende der unteren Hälfte eines jeden Gußstücks abgeschnitten. Die obere Hälfte eines jeden Gußstücks wurde bei 1177°C (215O°F)/4 h homogenisiert und luftgekühlt. Die untere Hälfte eines jeden Gußstücks wurde bei 1163 bis 117-7°C (2125-215O°F) /2 h/103 MPa (15 ksi) isostatisch heißgepreßt. Später wurden die Scheiben der gleichen Homogenisier- oder isostatischen Heißpreßbehandlung unterzogen und für spätere Untersuchungen aufbewahrt. Kleine Abschnitte einer jeden Gußstückhälfte wurden erhitzt, um die y¹- oder y¹'-Solvus-Temperatur zu bestimmen. Einstündige Wärmebehandlungen wurden durchgeführt, beginnend mit 1O38°C (19OO°F), wobei die Temperatur um 14°C (25 F) bis auf ein Maximum von 1121°c (205o°F) erhöht wurde. Optische metallographische Untersuchungen dieser Proben zeigten, daß die Solvus-Temperaturen von CH-21 und CH-22 unter 1O38°C (1900⁰F) lagen, während die Solvus-Temperatur von CH-23 im Bereich von 1092 bis 1121°C (2000 bis 2O5O°F) und die Temperatur von CH-24 über 1121°C (2O5O°F) war.

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Auf der Grundlage der Solvus-Temperatur wurden die gegossenen Legierungen der folgenden Wärmebehandlung unterworfen: Die Legierungen CH-21 und CH-22 wurden im Vakuum bei 1O66°C (190O⁰F)/ 1 h und dann bei 76O°C (1400⁰F)/ 5 h wärmebehandelt, darauf auf 649°C (1200°F) mit 56°C (100°F)/h ofengekühlt, nach Erreichen von 649 C (1200⁰F) wurden die Legierungen 1 h bei dieser Temperatur gehalten. Die Legierung CH-23 wurde im Vakuum bei 1121°C (2O5O°F)/1 h wärmbehandelt, luftgekühlt und dann bei 871°C (16OO°F)/4 h erhitzt, darauf luftgekühlt. Die Legierung CH-24 wurde im Vakuum bei 1177°C (215O°F)/1 h wärmebehandelt, luftgekühlt, auf 871⁰C (1600°F) 4 h erhitzt, lufgekühlt und dann auf 76O°C (14OO°F)/16 h wärmebehandelt und luftgekühlt.

Warm- und Zugfestigkeitsprobestäbe wurden nach der Wärmebehandlung aus den Gußstücken hergestellt. Die Stäbe wurden so aus den Gußstücken hergestellt, daß die Mittelachse der fertigen Stäbe parallel zur Zylinderachse des Gußstücks war. Die Probenstück-Geometrie und -Abmessungen waren für jeden hergestellten Stab die gleichen. Die Zugeigenschaften wurden bei Raumtemperatur und bei 7O4°C (1300°F) ermittelt, die Kriecheigenschaften wurden bei 7O4°C/62O MPa (90 ksi) ermittelt.

Die Ergebnisse von Zug- und Warmfestigkeitstests sind in den Tabellen III und IV zusammengestellt. Die Legierung CH-22 zeigte die besten Zugeigenschaften bei Raumtemperatur und bei 7O4°C (1300°F) unter den vier ausgewerteten Versuchslegierungen.

	Verfahrens	Proben-	Tabelle III	0C(0F)	spez.	Zugfestig- Streckgrenze	bei	0,2 % D	Streckgrenze	(97,2)	Dehnung	QV	8	I
Legierung	bedingungen	Nr.			keit	(UTS)	MPa	(ksi)	bei ι	(99,8)"	(%)	(%)	5
			R. T.	MPa	(ksi)	744	(107,9)	0,02 % D
	hanog.	21-1T	R.T.	1002	(145,3)	747	(108,4)	MPa (ksi)	(74,9)	21,9	23,	3
CH-21	isost.heißge	21-5B		1016	(147,3)			670	(82,1)	27,4	27,	2
	preßt		704(1300)			584	( 84,7)	688
	hanog.	21-5T	704(1300)	688	( 99,8)	636	( 92,3)		(130,5)	9,2	18,	5
	isost.heißge	21-1B		723	(104,9)			516	(128,7)	10,4	23,	-0
	preßt		R.T.			1000	(145,O)	566
	hanog.	22-1T	R. T.	1109	(160,9)	978	(141,8)		( 96,9)	12,6	27,	,O
CH-22	isost.heißge	22-5B		1085	(157,4)			900	(105,3)	15,7	24,	r2
	preßt		704(1300)			800	(116,O)	887
	hanog.	22-5T	704(1300)	878	(127,4)	818	(118,7)		(87,5 )	8,9	18,	r6
	iaost.heißge	22-1B		868	(125,9)			668	(91,4 )	6,8	211	,7
	preßt		R. T.			664	( 96,3)	726
	homog.	23-1T	R. T.	791	(114,7)	674	( 97,8)		(81,0 )	7,7	1O1	r3	ho
CH-23	isost.heißge	23-5B		819	(118,8)			603	(78,8 )	8,6	6.	r9	KJ
	preßt		704(1300)			620	( 89,9)	630					CD
	hanog.	23-5T	704(1300)	808	(117,2)	607	( 88,0)		(103,9)	8,5	14,	,1	CD
	isost.heißge	23-1B		917	(133,0)			588	(104,7)	17,5	18,	,5
	preßt		R.T.			785	(113,8)	543
	hanog.	24-1T	R.T.	948	(137,5)	760	(110,2)		( 91,3)	7,9	14	,0
CH-24	isost.heißge	24-5B		945	(137,1)			716	( 94,1)	12,3	15	,5
	preßt		704(1300)			703	(102,0)	722
	hanog.	24-5T	704(1300)	885	(128,4)	727	(105,5)			7,3	12
	isost.heißge	24-1B		1012	(146,8)			629		12,6	15
	preßt							649

Tabelle III (Fortsetzung)

Legierung Verfahrens- Proben- JJ³¹¹B' spez. Zugfestig- Streckgrenze Streckgrenze Dehnung OV

bedingungen Nr. C(T¹) keit (UTS) bei 0,2 % D bei 0,02 % D (%) (%) MPa (ksi) MPa (ksi) MPa (ksi)

IN R.T. 1138 (165,0) 979 (142,0) 689 (100,0) 10,0 15,0

649(1200) 910 (132,0) 820 (119,0) 620 ( 90,0) 6,0 15,0

Anmerkung: Obere Hälfte eines jeden Gußstücks wurde hanogenisiert bei 1177°C (2150⁰F)/4 h luftgekühlt Bedenhälfte isostatisch heißgepreßt (HIP) bei 1163 - 1177°C (2125-215O°F)/2 h/lO3MPa(15 ksi) Legierungen CH-21 und CH-22 wärmebehandelt im Vakuum bei 1O66°C (195O°F)/1 h + 76O°C (1400⁰F)/5 h Ofenkühlung auf 649°C (120O⁰F) mit 56°C (100°F)/h + 649°C (1200⁰F)/10 h Legierung CH-23 wärmebehandelt bei 1121°C (205O⁰F)/1 h luftgekühlt + 871°C (16OO°F)/4 h luftgekühlt μ

Legierung CH-24 wärmebehandelt bei 1177°C (215O°F)/1 h luftgekühlt + 871°C (1600⁰F)/4 h luftgekühlt + 76O°C (1400⁰F) /16 h luftgekühlt

Tabelle IV

Legierung	Verfahr ens-	Proben- Nr.	PDB* (%)	0,2	%, h	6	Bruch, h	Dehnung (%)	QV (%)
CH-21	hanog·*** iostat.heißge- preßt	21-4T 21-4B	0,2 0,18	8,	0 0	26,5 27,5	4,6 4,4	11,7
CH-22	hcmog. isostat.heißge- gepreßt	22-4T 22-4B	0 0	38, 59,		54,7 97,1	2,0 2,8	7,1 6,3
CH-23	hanog. isostat.heißge preßt	23-4T 23-4B	0,3 0,33	—	,5	95,0 56,1	4,2 3,2	6,3 2,4
CH-24	hocnog. isostat.heißge preßt	24-4T 24-4B	0 0	** 43,	22,8 232,5	1,6 2,7	8,7 6,3

Anmerkungen: * plastische Dehnung bei Belastung

** versagte vor Erreichen von 0,2 % plastischem Kriechen

*** obere Hälfte eines jeden Gußstücks wurde homogenisiert bei 1177°C (215O°F)/4 h/luftgekühlt

**** Bodenhälfte isostatisch heißgepreßt bei 1163-1177⁰C (2125-2150⁰F)/2 h/ 103 MPa (15 ksi)

Legierungen CH-21 und CH-22 wärnebehandelt im Vakuum bei 1O66°C(195O°F)/

1 h + 76O⁰C(1400⁰F)/5 h, Ofenkühlung auf 649°C(12OO°F) mit 56⁰C(IOO⁰F)/h +

649⁰C (12CO⁰F)/1 h

legierung CH-23 wärmebehandelt bei 1121⁰C (205O⁰F)/1 h luftgekühlt + 871⁰C-

(1600⁰F)/4 h luftgekühlt

Legierung CH-24 wärmebehandelt bei 1177°C(215O°F)/1 h luftgekühlt + 871⁰C-

(1600⁰F)/4 h luftgekühlt + 76O°C(14OO°F)/16 h luftgekühlt.

Die Legierung CH-22 zeigt bei 704⁰C(130O⁰F) Werte für die spezifische Festigkeit gegen Zug (UTS)/ Streckgrenze bei 0,2 % Dehnung (YS), Dehnung (ELONG) und Querschnittsverringerung (QV) vergleichbar den Werten von Proben von IN 718, hergestellt sowohl auf Größe gegossen (C.T.S.) als auch aus Guß geschnitten (C.F.C.) und bei 649⁰C (1200⁰F) getestet. Die hier angezeigten Daten wenden augenscheinlich CF.C.-Proben von CH-22 an. Die Daten für gegossenes IN 718 sind CT.S.-Daten, die bekanntlich höhere Testwerte als die CF.C-Daten sind. So zeigt selbst auf dieser nachteiligen Vergleichsbasis die Legierung CH-22 einen 56⁰C (100⁰F)-Vorteil gegenüber gegossener IN 718 an.

Die Legierung CH-21 zeigte geringere Zugeigenschaften als CH-22, obgleich sie eine hohe Zug-Duktilität, gute Schweißbarkeit anzeigend, hatte. Die Legierungen CH-23 und CH-24, die nach ihrer Zusammensetzung Abwandlungen von Rene '41 bzw. '63 waren, zeigten Zug- und Warmfestigkeitseigenschaften, die denen der gegossenen Rene'-Legierungen gleichwertig waren. Bemerkenswerterweise scheinen die geringeren Kohlenstoffgehalte dieser Legierungen die Zug- und Warmfestigkeitseigenschaften nicht zu verschlechtern.

Die Warmfestigkeits-Testdaten in Tabelle IV geben Ergebnisse bei den Testbedindungen von 704⁰C (13OO°F)/62O MPa (90 ksi) an, wobei die Zeit von 22,8 h bis 232,5 h variierte.

Nachdem die Überlegenheit der Gußlegierung CH-22 relativ zu den anderen drei getesteten Gußlegierungen klargestellt war, erfolgte ein Eigenschaftsvergleich mit IN 718 durch Paralleltest dieser beiden gegossenen Superlegierungen. Aufgrund der Tests auf Hochtemperatur-Zugfestigkeit und Lebensdauer unter Spannung bis zum Bruch gemäß Tabelle V und VI zeigt die Legierung CH-22 einen klaren Vorteil gegenüber IN 718. Es sollte bemerkt werden, daß die CH-22-Probe bedeutend stärker belastet wurde als die IN 718-Probe bei den Spannungsbruch-Tests.

Es folgen Daten bezüglich Zusammensetzung/ Gußstück-Bearbeitung und Wärmebearbeitung. Tests wurden an Probestücken von etwa 5,72 mm (etwa 0,225") Dicke durchgeführt.

Legierungszusammensetzung:

CH-22 {# 33) - Ni-18 Cr-12 Co-3,0 Mo-5,0 Nb-3,0^a-1_#0 Ti-0,5

Al-O,01 B-O,015 C /

IN 718 (#34) - Ni-19 Cr-19 Fe-3,0 Mo-5,1 Nb-Ö,9 Ti-O,05

Al-O,006 B-O,003 C

GußStückbearbeitung

Vakuum-Induktionsschmelzen

Gießen: zylindrische Cu-Form, 9,210 cm (3 5/8") Durchmesser χ 21,6 cm (8,5") Länge

Isostatisches Heißpressen (HIP): 115O°C/1O3 MPa (15 ksi)/4 h Wärmebehandlung:

CH-22 (# 33) - 1O75°C, 1 h/Wasserabschreckung+ 75O⁰C,

8 h/Ofenabkühlung —+· 65O⁰C, 10 h/Wasserabschrekkung (abgekürzt "W.Q.")

IN 718 (#34) - 95O⁰C, 1 h/Wasserabschreckung + 72O⁰C, 8 h/

Ofenabkühlung —*- 62O⁰C, 10 h/Wasserabschreckung

Tabelle V
(Zugfestigkeit)

Legierung Test- 0,2 % YS UTS Dehnung Q.V. Temp. ⁰C(⁰F) MPa (ksi) MPa(ksi) (%) (%)

869 (126) 917 (133) 7,3 60 931 (135) 958 (139) 13 43

765 (111) 834 (121) 16 19 793 (115) 814 (118) 12 62

CH-22	538	(1000)
(#33)	649	(1200)
IN 718	538	(1000)
(#34)	649	(1200)

Tabelle VI (Spannungsbruch)

Legierung	Test-	Lebensdauer L.-M.· ·	Bruch	Dehnung	Q	V
	Bedingungen	bis zum	(P25)	■(%)	(%	;)
		(h)	47,65
CH-22	7O4°C/62O MPa	118		6,0	7	,4
	(13OO°F/9O ksi)		46,33
(#33)	649°C/689 MPa	811**		0,22	—	—
	(12OO°F/1OO ksi)		46,29
IN 718	7O4°C/517 MPa	20		5,1	7	,8
	(13O0°F/75 ksi		45,37
(#34)	649°C/62O MPa	214		6,7	9	/8
	(12OO°F/9O ksi)

* Larson-Miller-Bruchparameter ** Ausreißer

Neben der überlegenen Leistung der Legierung CH-22 gegenüber IN 718 hinsichtlich dem in den Tabellen V und VI angegebenen Paralleltest bietet ein Vergleich der Tabellen III und V weitere Einsicht in die verbesserten Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierungen. So zeigt die Legierung CH-22 bei 704⁰C (13OO°F) (Tabelle III) Werte für spezifische Festigkeit gegen Zug (ÜTS), Streckgrenze bei 0,2 % Dehung (YS), Dehnung und Querschnittsverringerung (QV) vergleichbar den Werten von Proben aus IN 718 bei 649⁰C (1200°F). Offensichtlich hat die Gußlegierung CH-22 (für die Tests der Tabelle III ,wärmbehandelt) einen 56⁰C (100⁰F+)-Vorteil gegenüber gegossenem IN 718 (für die Tests von Tabelle V wärmebehandelt) für diese Parameter .

Phasenstabilitätsstudien erfolgten an spannungsfreien Proben, nach—dem sie verschiedenen Temperaturen und Zeiten ausgesetzt worden waren. Nach der Wärmebehandlung wurden Zugfestigkeitsproben maschinell bearbeitet und bei 704^eC (1300⁰F) getestet, um den Einfluß von Zeit und Temperatur auf die Stabilität von CH-22-Legierung festzustellen. Die Zugfestigkeitseigenschaften

3A27206

von CH-22-Legierung nach Langzeitbehandlung sind in der folgenden Tabelle VII angegeben.

Tabelle VII

Langzeit-Behandlung UTS 0,2 % YS Dehnung QV

MPa (ksi) MPa (ksi) (%) (%)

7040C (130O0F)/1000 h	861 1117	(125) (132)	855 903	(124) (131)	6,4 8,3	40 35
76O°C(14OO°C)/216 h	924	(134)	869	(126)	7,8	7,7
76O0C (14000F) /500 h	814	(118)	745	(108)	3,3	5,2

Zwei Bruchtests bei 7O4°C (1300⁰F)/620 MPa (90 ksi) wurden an behandelten CH-22-Proben,aus dem Gußstück hergestellt für die in den Tabellen III und IV angegebenen Tests, durchgeführt, und die (in Tabelle VIIa angegebenen) Ergebnisse dieser Tests zeigen, daß die Lebensdauernbis zum Bruch langer sind als die von unbehandelten Proben aus CH-22 (Tabelle IV). Diese Beobachtungen belegen, daß erfindungsgemäße Legierungen ausgezeichnete Wärmestabilität bei Temperaturen bis zu 704⁰C (1300⁰F) aufweisen.

Ein Vergleich der Tabellen VII und VIIa mit den Tabellen III und IV legt nahe, daß die erfindungsgemäßen Legierungen wärmebehandelt werden können, um sowohl ihre Hochtemperaturfestigkeit als auch ihre Brucheigenschaften noch weiter zu verbessern. Diese Eigenschaften sind beide von großem Wert in Legierungen, die bei der Herstellung von Turbinentriebwerksteilen verwendet werden.

	Tabelle	VIIa	QV (%)
Langzeit-Behandlung	Bruch, h	Dehnung (%)	12 5,3
7O4°C(13OO°F)/1OOO h	194 159	5,6 2,7

Wärmebehandlungs- und Alterungsuntersuchungen erfolgten an CH-22-Legierung/ um Wärmebearbeitungsparameter zur Verstärkung der Festigkeit und der Lebensdauer unter Spannung bis zum Bruch von erfindungsgemäßen Legierungen zu identifizieren und zu standardisieren. Die Ergebnisse der Einflüsse von zwei Wärmebehandlungen (Programme A und B) auf die Zug- und Brucheigenschaften von CH-22 sind in Tabelle VIII gezeigt. Diese Ergebnisse zusammen mit Daten für CH-22 aus den Tabellen III, IV und VIIa sind in Fig. 3 angezeigt. Die Wärmebehandlung (Lösungsvergütung plus Alterung) des Programms B wird als durchführbare und sehr wirksame Wärmebearbeitungsfolge für die erfindungsgemäßen Legierungen angesehen. Testergebnisse für IN 718 sind ein Punkt in Fig. 3. Trotz der beträchtlich schärferen Bruchtestbedingungen für die Legierung CH-22 führt die Wärmebehandlung gemäß Programm B (im Vergleich zu IN 718) zu einer Legierung größerer Festigkeit und beträchtlich längerer Lebensdauer bis zum Bruch.

Tabelle VIII Wärmebehandlung:

Programm A - 1O75°C, 1 h/W.Q. + 750 C, 8 h/Ofenkühlung —+ 65O⁰C, 10 h/W.Q.

Programm B - 1075⁰C, 1 h/W.Q. + 775°C, 4 h/Ofenkühlung -*- 700⁰C, 10 h/W.Q.

Zugfestigkeit(704 ⁰C,1300°F);

	0,2 % YS MPa(ksi)	DTS MPa(ksi)	Dehnung	QV (%)
P-Ll^jX Oillll A	765 (111)	800 (116)	16	44
	745 (108)	765 (111)	12	46
PrO-Jiolilu B	834 (121)	841 (122)	7	13
	855 (124)	889 (129)	26	64

Bruchfestigkeit (704⁰C, 13OO°F/62O MPa,90 ksi);

Lebensdauer L.-S.- Dehnung QV (h) Parameter
P25

Programm A 48,1 46,96 4,7 11

33,7 46,69 5,3 16

Programm B 89,6 47,43 5,8 10

247,4 48,21 5,1 12

Schweißbarkeitstests wurden an aus jedem Gußstück geschnittenen Platten (etwa 5,7 mm (0,225")dick) durchgeführt, hergestellt für die in den Tabellen III und IV angegebenen Tests sowohl im homogenisierten als auch im isostatisch heißgepreßten Zustand.Zwei Rillen, jede etwa 19 mm breit, wurden in eine Oberfläche einer jeden Platte eingearbeitet, und zwei weitere Rillen wurden im Abstand in die entgegengesetzte Oberfläche der Platte eingearbeitet, wobei obere und untere Rillen aufeinander ausgerichtet waren. Das in den daneben liegenden tieferen Bereichen verbleibende Material war etwa 1,5 mm (0,06") dick. Eine Reihe von Elektronenstrahl (EB)-Schweißungen und Wolfram-Inertgas (TIG)-Schweißungen wurden in Längsrichtung zu dem 1,5 mm (0,06") dicken Material vorgenommen. Visuell wurde auf Schweißrisse vor und nach jedem Schweißdurchgang geprüft, und nach dem Schweißen wurde eine Wärmebehandlung vorgenommen. Tabelle IX faßt die Ergebnisse dieser Schweißbarkeitstests zusammen.

Tabelle IX
(Anzahl beobachteter Risse)

Legierung 1. Schweißung Schweißungen nach 2. Schweißungen Schweißungen

Wärmebehandlung nach Wärmebeh.

3. Schweißungen Schweißung nach Wärmebehandlung

	EB	TIG	EB	TIG	EB	TIG	EB	TIG EB	TIG	EB	TIG
CH-21T* CH-21BH**	nein 1	nein 4	nein 1	nein 4	nein	nein	nein	nein nein	5	nein	11
CH-22T CH-22BH	nein nein	nein nein	nein nein	nein nein	nein nein	nein nein	nein nein	nein nein nein nein	1 nein	nein nein	1 2 , . » ι >
CH-23T CH-23BH	nein nein	4 nein	nein nein	5 nein							<■■$'
CH-24T CH-24BH	nein 9	9 2	nein 1	10 10							» 1 9 $ Ϊ > > » » T 3 1
* obere Hälfte eines jeden Gußstücks war bei 11770C(2150 ** untere Hälfte isostatisch heißgepreßt bei 1163-1177°C	0F)/4 h,luftgekühlt homogenisiert (2125-215O0F)/2 h/103 MPa (15 ksi)		t I t t > * » * * > » 1 ) > 1 > 1

Legierungen CH-21 und CH-22 wännebehandelt im Vakuum bei 1066⁰C (195O°F)/1 h + 76O⁰C (14CO⁰F)/5 h,
Ofenabkühlung auf 649°C(12OO°F) bei 56⁰CdOO⁰F)Ai + 649°C (12CO⁰F)/1 h wärmebehandelt.

Legierung CH-23 bei 1121°C(2O5O°F)/1 h luftgekühlt + 871⁰C (1600⁰F)/4 h luftgekühlt wärmebehandelt.

Legierung CH-24 bei 1176°C (215O°F)/1 h luftgekühlt + 871⁰C(16CO⁰F)/4 h luftgekühlt + 76O°C (14CO⁰F)/
h luftgekühlt wärmebehandelt.

CO -P-

K) O CD

Die Legierung CH-22 wardie am besten schweißbare Legierung. Nur ein Riß wurde beim TIG-Schweißen nach dem dritten Schweißenplus-Wärmebehandlung-Zyklus beobachtet. Die Legierung CH-21 ist die nächst-beste Legierung, der wiederum CH-23 und CH-24 folgen.

Ein weiterer Satz von Probenstücken für Schweißbarkeitstests wurde als Platten hergestellt, wie oben beschrieben, und 4 h bei 1177°C (215O°F) homogenisiert. Eine Serie von EB- und TIG-Schweißungen erfolgte in Durchgängen senkrecht zu den Rillen, wobei alle Schweißungen die Platten durchdrangen. Die EB-Durchgänge erstreckten sich jeweils über beide Rillen; die TIG-Durchgänge erstreckten sich jeweils über eine der Rillen. Visuell wurde auf Schweißrisse nach jedem Schweißdurchgang geprüft. Tabelle X faßt die Ergebnisse dieser Schweißbarkeitstests unter Angabe der Anzahl der Risse, wenn überhaupt, pro Durchgang zusammen. Diese Legierungen, in Tabelle X als Atom-% insgesamt und R , identifiziert, liegen in Fig.5, die die Vergrößerung eines Teils der Fig. 4 ist. Der Rest der Gehalte dieser Legierungszusammensetzungen ist im wesentlichen der gleiche für die Legierung CH-22, ausgenommen, daß Änderungen in (Al+Ti+Nb+Ta) durch Variieren des Ni-Gehalts ausgeglichen sind.

Legierung Atom-%

i.nsgesamt

R, Risse, EB- Risse, TIG-" ^p Schweißungen Schweißungen

HW-16	5,5	0,63	0	2
HW-20	5,5	0,91	0	1
HW-17	7,5	0,64	0	6
HW-18	7,5	0,73	0	2
HW-19	7/5	0,93	0	2
CH-2 2			1	1
CH-2 2 (#33)			0	1
IN 718 (#34)			9	3

Interessanterweise können die Al + Ti-Gehalte in Legierungen auf Nickelbasis die bedeutsamste, die Schweißbarkeit beeinträchtigende Variable sein. Je niedriger der Gehalt an Al + Ti, umso besser wird die Schweißbarkeit von Legierungen auf Nickelbasis. Eine Senkung des Al + Ti-Gehalts unter 2 Gew.-% scheint für die Erzielung guter Schweißbarkeit vorteilhaft zu sein. Unterschiede in der Schweißbarkeit scheinen zwischen isostatisch heißgepreßten Proben und homogenisierten Proben zu existieren, je nach der untersuchten Legierung. Die Vorteile des erfindungsgemäßen Legierungssystems werden in der speziellen Kombination von Elementen optimiert, in der Mengen an Kobalt und Tantal an die Stelle des Eisengehalts der Basislegierung treten, und y''-Phasen-Material mit einer vorgewählten Beziehung von Atom-% (Al + Ti) zu Atom-% (Nb + Ta) wird als einziger Ausscheidungshärtungsmechanismus gewählt.

Die besonderen Beziehungen zwischen Aton-% (Al+Ti)und Atom-% (Nb + Ta), die zu den ausgezeichneten Schweißbarkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Legierungssystems beitragen, sind in den Fi-

guren 4 und 5 und der damit zusammenhängenden Erörterung definiert. Es muß anerkannt werden/ daß jede der in den Figuren 4 und 5 wiedergegebenen Festlegungslinien tatsächlich eine dünne Längsbande darstellt/ um den unvermeidlichen Fehlern in den chemischen Analysen Rechnung zu tragen, die gemacht werden, um die diese Linien bildenden Daten zu gewinnen. Die Linien W und Y, die durch den Ursprung des Diagramms gehen, skizzieren drei verschiedene Ausscheidungshärtungsmechanismen (d.h. f^x vollständig, y¹ gemischt mit ^¹ · und y^l ' vollständig). Der / ' plus l''-Mechanismus herrscht vor, wenn der Wert für Ra- zwischen etwa 0,35 und etwa 0,62 ist, und IN 718 fällt in diesen Bereich der Fig. 4. Neben dem ausschließlichen Vorliegen von y¹'-Phase als Ausscheidungshärtungsmaterial ist für erfindungsgemäße Legierungen ein weiteres, in den Figuren 4 und 5 dargestelltes Kriterium zu erfüllen, für die optimale Schweißbarkeit gewünscht wird. So muß der Wert für Atom-% insgesamt für solche Legierungen gleich oder größer sein als etwa 5,0 (Linie T) und gleich oder kleiner als etwa 8,0 (Linie Z).

Wendet man diese Kriterien an, ist aus den Figuren 4 und 5 zu sehen, daß die Beziehungen von (Al +Ti) zu (Nb + Ta), von der Erfindung am breitesten umfaßt, etwa in den Bereich ABCDA fallen. Bevorzugte Zusammensetzungen fallen etwa in den Bereich des Vierecks A, B, E, F, A. Repräsentative schweißbare Legierungen neben CH-22 sind in Tabelle XI aufgeführt. Diese Legierungen wurden gegossen und mikroskopischer Untersuchung unterzogen, wodurch festgestellt wurde, daß ^¹'-Phase die einzige darin enthaltene Ausscheidungshärtungsphase war. Diese Information wurde zur Festlegung der Linie Y herangezogen.

Neben Datenpunkten für PE, PF, PG und CH-22 sind die Datenpunkte für IN 718, Waspalloy und IN 706 in Fig. 4 aufgetragen.

Tabelle XI

Ausscheidungs	Gew.-%	PE	Gew.-%	PF	y 1PG	Atom-%
bezeichnung	Rest	Atom-%	Rest	Atom-%	Gew.-%
Ni	19,0		18,0		Rest	20,71
Cr	13,0	22,22	—	20,51	18,0	—
Co	—	13,42	18,0	—	—	—
Fe	4,0	— -	3,0	19,1	—	1,87
Mo	0,5	2,54	0,5	1,85	3,0	1,11
Al	1,0	1,13	1/0	1,10	0,5	1,25
Ti	6,0	1,27	3,0	1,24	1/0	0,99
Ta	3,0	2,02	5,0	0,98	3,0	3,22
Nb	0,05	1 ,96	—	3,19	5,0	—
Zr	0,01	0,03	0,01	—	- —	0,06
B		0,06		0,06	0,01	2,36
Al+Ti		2,4		2,34		4,21
Nb+Ta		3,98		4,17		6,57
insgesamt		6,38		6,51		0,64
Vp	0,62	0,64

Der numerische Ausdruck für die Beziehungen in den Figuren 4 und 5 für ABCDA ist wie folgt:

Atom-%

Gew.-%

Al+Ti

Nb+Ta

0 bis ca. 3,05 0 bis ca. 3,05 0,5 bis ca. 3,05 0 bis ca. 6,75 0,75 bis ca. 7,50 3,1 bis ca. 7,50

0 bis ca. 1,45 0 bis ca. 2,54 0,24 bis ca. 2,54 0 bis ca. 10,1 2,25 bis ca. 22,5 4,70 bis ca. 22,5

Ähnlich sind die numerischen Ausdrücke für die bevorzugteren Beziehungen von A, B, E, F, A wie folgt:

Atom-% Gew.-%

Al +Ti 1,0 bis ca. 3,05 0,48 bis ca. 2,54

Nb 0 bis ca. 5,65 0 bis ca. 8,56

Ta 0,75 bis ca. 6,4 2,25 bis ca. 19,4

Nb + Ta 3,1 bis ca. 6,4 4,70 bis ca. 19,4

Die am meisten bevorzugten Werte sind die folgenden, worin das Al/Ti-Verhältnis etwa 1:1 und das Nb/Ta-Verhältnis etwa 1:0,3 ist:

Atom-% Gew.-%

Al 0,95 bis 1,5 0,45 bis 0,71

Ti 0,95 bis 1,50 0,79 bis 1,25

Nb 2,38 bis 4,69 3,61 bis 7,11

Ta ' 0,75 bis 1,41 2,25 bis 4,27

Tests zu Streckgrenze, Zugfestigkeit und Lebensdauer bis zum Bruch wurden mit Legierungen HW-16 bis HW-20, die im Bereich der Fläche ABCDA (Fig. 5) liegen und auch in Tabelle IX sowohl hinsichtlich Atom-% insgesamt als auch R , identifiziert sind, durchgeführt. Änderungen in (Al + Ti + Nb + Ta) werden durch Variieren des Ni-Gehalts ausgeglichen. Änderungen im (Nb + Ta)-Gehalt als Funktion von Atom-% insgesamt sind als R , in den

gdp

Diagrammen der Fig. 6 und 7 aufgetragen. Zwei Tests wurden bei 704⁰C (1300°F) für jede Probenzusammensetzung durchgeführt, und die Ergebnisse der durchgeführten Streck- und Zugtests sind in Tabelle XII aufgeführt und in den Fig. 6 bzw. 7 dargestellt. Die Temperatur und das Ausmaß der Wärmebehandlung für jede Legierung sind in der folgenden Tabelle XII angegeben:

	Atom-% insgesamt	Tabelle	0,2 MPa	XII	ÜTS MPa (ksi)	Dehnung
Legierung	5,5	Vp	547	% YS (ksi)	637 (92,4)	14,2
HW-16		0,63	567	(79,4)	681 (98,7)	17,0
	5,5		866	(82,3)	881 (127,8)	2,9
HW-20		0,91	838	(125,6)	851(123,4)	7,5
	7,5		847	(121,5)	854(123,8)	5,3
HW-17		0,64	923	(122,8)	949(137,6)	5,2
	7,5		1043	(133,9)	1053(152,7)	5,9
HW-18		0,73	1045	(151,3)	1056(153,2)	5,2
	7,5		881	(151,5)	1060(153,8)	10,7
HW-19		0,93	935	(127,8)	1112(161,3)	7,8
		(135,6)

Wärmebehandlung:

	HW-1	6	HW-17	HW-18	HW-1	9	HW-20
Lösung	975°	C	11000C	11250C	1075	0C	10250C
(1 h)
Alterung	775°	C/4	h + 700	°C/10 h

Die Ergebnisse der Bruchtests sind in Tabelle XIII gezeigt. Testbedingungen waren 7O4°C und 620 MPa (90 ksi). Die Testdaten finden sich in Tabelle XIV in anderer Form wieder, um die Gebiete des Bereichs ABCDA besser wiederzugeben, in denen (Nb + Ta) und Atom-% insgesamt verbesserte Lebensdauer bis zum Bruch ergeben.

	Tabelle	Tabelle	XIII	XIV	QV	7
Legierung	Lebensdauer bis zum Bruch (h)	Dehnung (%)	Lebensdauer bis zum Bruch (h) für Atom-% insges.=5,5	19	8
HW-16	115	6,2	115/6,6	9,2	3
(J)	6,6	4,0		7,5
HW-20	34,5	3,6	34,5/1,0	8,0
(N)	1,0	3,8		5,3
HW-17	99,1	2,9		2,4
(K)	78,7	2,4		3,8
HW-18	69,8	2,0		8,6
(Q)	65,8	2,0	10
HW-19	53,4	5,6	13
(P)	45,3	6,0
Rgdp
D,63
D,73
D, 93
Lebensdauer bis zum Bruch (h) für Atom-% insgesamt = 7,5
99,1/78,
69,8/65,
5,34/45,

Tests wurden durchgeführt, um den Optimalbereich für Co zu bestimmen. Die Restgehalte dieser Legierungen (HW-10 bis HW-15) sind praktisch die gleichen wie für die Legierung CH-22, mit der Ausnahme, daß Änderungen im Co-Gehalt durch Variieren des Ni-Gehalts ausgeglichen sind. Die Ergebnisse der Streckgrenz- und Zugfestigkeitstests sind in Tabelle XV wiedergegeben und in den Figuren 8 bzw. 9 dargestellt. Die Proben waren vergütet und gealtert, wie unter Tabelle XV angegeben, und die Tests wurden bei 704⁰C (1300⁰F) durchgeführt. Ergebnisse der Bruchtests sind in Tabelle XVI aufgeführt und in Fig. 10 dargestellt.

Tabelle XV

Legierung

Kobalt (Gew.-%)

0,2 % YS
MPa (ksi)

ÜTS
MPa (ksi)

Dehnung

HW-10
HW-11
HW-12
HW-13
HW-14
HW-15

0,00

4,00

8,00

12,00

16,00

20,00

876 (127,0) 920(133,5) 20,9 870 (126,2) 909,4(131,9) 10,6

877 (127,2) 908,7(131,8) 10,0 866 (125,6) 898 (130,3) 8,1 896 (130,0) 935 (135,6) 9,9 757 (109,8) 834 (120,9) 14,4

Wärmebehandlung: 1O75°C/1 h + 75O°C/8 h + 65O°C/1O h

	Kobalt (Gew.-%)	Tabelle XVI	Dehnung (%)
Legierung	0,00	Lebensdauer bis zum Bruch (h)	5,8
HW-10	4,00	20,27	4,7
HW-11	8,00	47,14	3,8
HW-12	12,00	85,15	5,3
HW-13	16,00	138,18	5,6
HW-14		42,23	4,2
	20,00	37,46	7,1
HW-15		22,78	5,1
	71,37

Wärmebehandlung: 1O75°C/1 h + 75O*C/8 h + 65O^eC/1O h

Proben der gleichen Zusammensetzung wurden bei 7O4°C(13OO^eF) getestet, wobei die Proben dieser Temperatur 1000 h ausgesetzt wurden. Ergebnisse von Streck- und Zugtests sind in Tabelle XVII gezeigt und in den Figuren 11 bzw. 12 wiedergegeben. Spannungsbruchtests an Proben der gleichen Zusammensetzung, die der selben Wärmebehandlung unterworfen worden waren, sind in Tabelle XVIII angegeben und in Fig. 13 wiederge-

geben. Tests wurden bei 704⁰C (13OO°F) und 621 MPa (90 ksi) durchgeführt.

	Kobalt (Gew.-%)	,00	0,2 MPa	Tabelle	XVII	(128,8)	Dehnung (%)
Legierung	0		831	% YS , (ksTf		(128,1)	14,5
HW-10		,00	836	(120,6)	UTS MPa (ksi)	(134,1)	20,6
	4		883	(121,3)	888	(131,9)	9,0
HW-11		,00	903	(128,1)	883	(141,8)	12,2
	8		958	(131,0)	925	(138,5)	8,1
HW-12		,00	924	.(138,9)	909	(137,6)	8,8
	12	,00	920	(134,0)	978	(139,7)	3,7
HW-13	16		934	(133,5)	955	(135,1)	6,0
HW-14			906	(135,4)	949		7,0
	(131,4)	963
	931

Tabelle XVIII

Legierung	Kobalt (Gew.-%)	Lebensdauer bis zum Bruch (h)	Dehung
HW-10	0,00	51,14	3,8
		27,95	4,4
HW-11	4,00	60,58	4,0
		79,53	2,4
HW-12	8,00	107,12	4,4
		67,94	2,9
HW-13	12,00	112,72	3,3
		147,64	4,2
HW-14	16,00	60,41	3,3
		93,18	2,7

Weitere Tests wurden mit Legierungen HW-40 bis HW-45 durchgeführt. Die Restgehalte der Legierungen HW-40 bis HW-44 sind praktisch die gleichen wie für CH-22, mit der Ausnahme, daß die Nb-und Ta-Gehalte dieser Legierungen 6,5 bzw. 0 Gew.-% wa-

ren, während die Zusammensetzung für HW-45 die gleiche wie die Zusammensetzung von CH-22 ist. Streckgrenze- und Zugfestigkeitsdaten für all diese Legierungen sind in Tabelle XIX und in den Fig. 14 bzw. 15 angegeben. Die Daten aus den Tests der Lebensdauer bis zum Bruch, durchgeführt bei 704⁰C (13OO°F) und 621 MPa (90 ksi) sind in Tabelle XX und in Fig. 16 angegeben.

	Chrom (Gew.-%)	Tabelle XIX	>,2 % YS (ksi)	MPa	UTS (ksi)	Dehnung (%)
Legierung	12,0	C MPa	(53,1)	478	(69,4)	39,2
HW-40		366	(54,8)	465	(67,5)	32,4
	15,0	378	(105,7)	810	(117,5)	19,7
HW-41		729	(105,3)	734	(106,5)	9,0
	18,0	726	(111,4)	809	(117,3)	12,8
HW-42		768	(124,1)	892	(129,4)	9,3
	21,0	856	(118,4)	854	(123,8)	7,2
HW-43		816	(124,7)	881	(127,8)	6,1
	24,0	860	(112,7)	781	(113,3)	6,4
HW-44		777	(122,8)	868	(125,9)	10,8
	18,0	847	(119,0)	855	(124,0)	7,5
HW-45		820	(102,2)	803	(116,5)	4,5
	705

Wärmbehandlung: 1O75°C/1 h + 75O°C/8 h + 65O°C/1O h

	Chrom (Gew.-%)	Tabelle XX	Dehung
Legierung	12,0	Lebensdauer (h)	28,0
HW-40		0,00	19,0
	15,0	0,00	5,6
HW-41		2,20	3,1
	18,0	1,95	15,0
HW-42		88,75	3,1
	21,0	14,94	3,1
HW-43		91 ,86	8,4
	24,0	74,05	3,6
HW-44		12,48	4,2
	18,0	14,43	7,8
HW-4 5		165,18	3,1
	90,24

Wärmebehandlung: 1O75°C/1 h + 75O°C/8 h + 65O°C/1O h

In einer bevorzugteren Zusammensetzung ist die erfindungsgemäße Legierung auf Nickelbasis praktisch frei von Eisen und enthält (in Gew.-%) etwa 16 % bis etwa 22 % Chrom, etwa 8 bis etwa 14 % Kobalt, etwa 2,8 bis etwa 3,0 % Molybdän, etwa 2,5 bis etwa 3,5 % Tantal, etwa 4,5 bis etwa 5,5 % Niob, etwa 0,3 bis etwa 0,7 % Aluminium, etwa 0,8 bis etwa 1,2 % Titan, etwa 0,005 bis etwa 0,015 % Bor, bis zu 0,03 % Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Nickel. In der optimierten Zusammensetzung (mit R . > 0,62 und ^ 0,95 und Atom-% insgesamt zwischen etwa 5,0 und etwa 8,0) ist der Mindestgehalt (in Atom-%) an Al + Ti etwa 1,9 % und der Mindestgehalt (in Atom-%) von Nb + Ta etwa 3,1 %. Der Maximalgehalt (in Atom-%) von Al + Ti ist etwa 3,0% und derMaximalgehalt (in Atom-%) Nb + Ta ist etwa 6,1 %. In dieser optimierten Zusammensetzung sind die Restgehalte der Legierung im wesentlichen die gleichen wie für die Legierung CH-22 (ausgenommen, daß W anstelle eines Teils des Mo treten

kann), Rest im wesentlichen Ni. Die beste Form der Erfindung, wie nun bekannt, ist die Zusammensetzung von CH-22 (in Gew.-%): Ni-18 Cr-12 Co-3 Mo-5 Nb-3 Ta-1 Ti-O,5 Al-O,01 B-O,015 C. Die bevorzugten Zusammensetzungsbeziehungen zwischen Aluminium und Titan und zwischen Niob und Tantal in Atom-% sind wie folgt: Al:Ti etwa 1:1 und Nb:Ta etwa 1:0,3.

Die hier wieder_gegebenen Daten definieren die folgenden Beziehungen zwischen Schweißbarkeit und Atom-% insgesamt und R , (Gehalt an Al, Ti, Nb und Ta sind hierdurch festgesetzt) im Bereich ABCDA:

1. die Schweißbarkeit wird verbessert, wenn Atom-% insgesamt abnimmt, und

2. die Schweißbarkeit wird verbessert, wenn R , zunimmt.

Ähnlich setzt der Einfluß des Co- und Cr-Gehalts auf die Streckgrenze (0,2 % YS), spezifische Festigkeit gegen Zug (UTS) und Lebensdauer unter Spannung bis zum Bruch fest, daß bei CH-22-Zusammensetzung der anderen Bestandteile optimale Hochtemperaturfestigkeit und Lebensdauer unter Spannung bis zum Bruch durch Verwendung von Co-Gehalten im Bereich von etwa 8 bis etwa 14 Gew.-% und/oder durch Verwendung von Cr-Gehalten im Bereich von etwa 16 bis etwa 22 Gew.-% erhalten werden.

Sofern nicht anders angegeben, sind Prozentsätze in Gew.-%.

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Claims (23)

Patentansprüche

1.1 Legierung auf Nickelbasis, im wesentlichen bestehend au/ (in Gew.-%) etwa 12 bis etwa 24 % Chrom, etwa 5 bis etwa 20 % Kobalt, etwa 1 bis etwa 8 % Molybdän, Wolfram und/oder Rhenium, etwa 2,0 bis etwa23,0% Tantal, bis zu etwa 10,5 % Niob, bis zu etwa 2,7 % Aluminium, bis zu etwa 3,7 % Titan, etwa 0,003 bis etwa 0,05 % Bor, bis zu etwa 0,10 % Kohlenstoff, bis zu 0,1 % Zirkonium, bis zu 5 % Eisen, bis zu 0,5 % Silicium, bis zu 0,5 % Mangan, Rest im wesentlichen Nickel, gekennzeichnet durch die Gegenwart eines erheblichen Volumenanteils ^¹'-Phase und das Fehlen von ^'-Phase.

2. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 1, bestehend im wesentlichen aus (in Gew.-%) etwa 16 bis etwa 24 % Chrom, etwa 8 bis etwa 16 % Kobalt, etwa 2,25 bis etwa 22,5 % Tantal, bis zu etwa 10,1 % Niob, bis zu etwa 1,45 % Aluminium, bis zu etwa 2,54 % Titan, etwa 0,005 bis etwa 0,02 % Bor, bis zu etwa 0,04 % Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Nickel, wobei der Eisengehalt der Legierung kleiner als etwa 0,5 %, die Summe der Gehalte an Aluminium und Titan etwa 0,24 bis etwa 2,54%

und die Summe der Gehalte an Niob und Tantal etwa 4,70 bis etwa 22,5 % ist.

3. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 2, worin die Summe der Gehalte an Aluminium und Titan etwa 0,48 bis etwa 2,54 % und die Summe der Gehalte an Niob und Tantal etwa 4,70 bis etwa 19,4 % ist.

4. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 3, worin die Legierung Aluminium,Titan und Niob enthält, wobei das Verhältnis von Aluminium zu Titan (Atom-%) etwa 1:1 und das Verhältnis von Niob zu Tantal (Atom-%) etwa 1:0,3 ist.

5. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 2, worin der Kobaltgehalt im Bereich von etwa 8 bis etwa 14 % ist.

6. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 2, worin der Chromgehalt im Bereich von etwa 16 bis etwa 22 % ist.

7. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 2, bestehend im wesentlichen aus etwa 16 bis etwa 22 % Chrom, etwa 8 bis etwa 14 % Kobalt, etwa 2,8 bis etwa 3,0 % Molybdän, etwa 4,5 bis etwa 5,5 % Niob, etwa 2,5 bis etwa 3,5 % Tantal, etwa 0,8 bis etwa 1,2 % Titan, etwa 0,3 bis etwa 0,7 % Aluminium, etwa 0,005 bis etwa 0,015 % Bor, bis zu etwa 0,03% Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Nickel.

8. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 7, bestehend im wesentlichen aus etwa 18 % Chrom, etwa 12 % Kobalt, etwa 3 % Molybdän, etwa 5 % Niob, etwa 3 % Tantal, etwa 1 % Titan, etwa 0,5 % Aluminium, etwa 0,01 % Bor, etwa 0,015 % Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Nickel.

9. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 2, die

im gegossenen und wärmebehandelten Zustand eine Streckgrenze bei 0,2 % Dehnung von wenigstens 793 MPa (115 ksi)

und eine spezifische Festigkeit gegen Zug von wenigstens 862 MPa (125 ksi) bei 7O4°C (130O⁰F) hat.

10. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 9, die eine Lebensdauer bis zum Bruch von wenigstens 10Oh bei einer Spannung von 620 MPa (90 ksi) bei 704⁰C (130O⁰F) hat.

11. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 2, die Aluminiuni/ Titan und Niob sowie Tantal enthält, wobei das Verhältnis von Aluminium zu Titan (Atom-%) etwa 1:1 und das Verhältnis von Niob zu Tantal (Atom-%) etwa 1:0,3 ist.

12. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 11, die-im geschmiedeten und wärmebehandelten Zustand eine Lebensdauer bis zum Bruch von wenigstens 1800 h bei einer Spannung von 827 MPa (120 ksi) bei 649⁰C (1200⁰F) hat.

13. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 1, bestehend im wesentlichen aus etwa 19 % Chrom, etwa 13 % Kobalt, etwa 4 % Molybdän, etwa 0,5 % Aluminium, etwa 1 % Titan, etwa 6 % Tantal, etwa 3 % Niob, etwa 0,05 % Zirkonium, etwa 0,01 % Bor, Rest im wesentlichen Nickel.

14. Legierung auf Nickelbasis mit einem Tantalgehalt von wenigstens etwa 2,25 Gew.-% und einem maximalen Eisengehalt von etwa 5,0 Gew.-%, gekennzeichnet durch die Gegenwart eines erheblichen VoIumenanteils an /"-Phase und das Fehlen von y'-Phase/ wobei die Summe der Gehalte an Aluminium und Titan gleich oder kleiner als etwa 3,0 Atom-% und gleich oder größer als etwa 0,5 Atom-% ist, wobei die Summe der Gehalte von Niob und Tantal gleich oder kleiner als etwa 7,5 Atom-% und gleich odergrößer als etwa 3,0 Atom-% ist, und wobei Atom-% insgesamt gleich oder größer als etwa 5,0 und gleich oder kleiner als etwa 8,0 ist.

15. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 14, worin der Kobaltgehalt zwischen etwa 8 und etwa 14 Gew.-% ist.

16. Legierung auf Niekelbasis nach Anspruch 15, worin der Kobaltgehalt zwischen etwa 10 und etwa 14 Gew.-% und der Tantalgehalt zwischen etwa 2,5 und 3,5 Gew.-% ist.

17. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 16, worin der Eisengehalt weniger als etwa 0,5 Gew.-% ist.

18. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 14, worin die Summe der Gehalte an Aluminium und Titan zwischen etwa

1.0 Atom-% und etwa 3,0 Atom-% und die Summe der Gehalte an Niob und Tantal zwischen etwa 3,0 Atom-% und 6,4 Atom-% ist.

19. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 18, die Aluminium,Titan und Niob sowie Tantal enthält, wobei das Aluminium/Titan-Verhältnis (Atom-%) etwa 1:1 und das Niob/Tantal-Verhältnis (Atom-%) etwa 1:0,3 ist.

20. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 14, worin der Eisengehalt unter etwa 0,5 Gew.-% ist.

21. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 20, worin die Summe der Gehalte an Aluminium und Titan gleich oder kleiner als etwa 2,5 Atom-% und gleich oder größer als etwa 2,0 Atom-% ist und die Summe der Gehalte an Niob und Tantal gleich oder kleiner als etwa 4,6 Atom-% und gleich oder größer als etwa

4.1 Atom-% ist.

22. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 14, worin die Zusammensetzung etwa 8 bis etwa 14 % Kobalt umfaßt und von Eisen praktisch frei ist.

23. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 22, worin die Zusammensetzung etwa 16 bis etwa 22 % Chrom umfaßt.