DE3427206C2

DE3427206C2 - Legierung auf Nickelbasis

Info

Publication number: DE3427206C2
Application number: DE3427206A
Authority: DE
Inventors: Keh-Minn Chang
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1983-07-29
Filing date: 1984-07-24
Publication date: 1996-07-11
Anticipated expiration: 2004-07-25
Also published as: SE461857B; IL72492A0; CA1233675A; IT1176499B; SE8403851D0; FR2555609A1; DE3427206A1; IT8422089A0; GB2148323B; SE8403851L; FR2555609B1; GB8418244D0; GB2148323A; IL72492A

Description

Die Erfindung betrifft eine Legierung auf Nickelbasis sowie deren Verwendung.

Die US-PS 3,668,023 beschreibt eine tantalhaltige, ausschei dungsgehärtete Legierung auf Nickelbasis, die gemäß Anspruch 1 aus 15 bis 22% Chrom, 3 bis 12% Molybdän, 5 bis 10% Tantal, Rest Nickel und für Nickelbasislegierungen übliche Elemente besteht, unter der Bedingung, daß der Eisengehalt geringer als 20%, der Kobaltgehalt geringer als 10% und der Kohlenstoffgehalt geringer als 0,15% sein muß. Gemäß den Beispielen liegt der Eisengehalt bei 4,8 bzw. 5,59% und der Tantalgehalt bei 8,58 bzw. 9,82%.

Legierungen auf Nickelbasis, sowohl gegossen als auch ge schmiedet, werden beim Bau von Turbinenteilen extensiv ver wendet, 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 ent halten, werden durch Ausscheidung von γ′-Phase mit geordne ter kubisch flächenzentrierter Struktur gefestigt. Wenn Alu minium und Titan teilweise oder vollständig durch Niob oder Tantal ersetzt werden, kann eine andere Ausscheidungsphase erzeugt werden, die die als γ′′ bezeichnete geordnete, ku bisch raumzentrierte Struktur besitzt. Diese γ′′-verstärk ten Legierungssysteme liefern bemerkenswert gute Zugfestig keitseigenschaften bis zu mittleren Temperaturen.

Inconel 718 (IN 718) hier auch als "Basislegierung" bezeichnet, enthält mehr oder weniger 25 Vol.-% der γ′′-Phase sowie eine kleine Menge geordneter kubisch flächenzentrierter γ′-Ausschei dungen. 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 flächenzen trierten Matrix haben. Weitere Einzelheiten der Phasenchemie von γ′ 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-Le gierung ist in Tabelle I angegeben.

Tabelle I

Trotz des relativ geringen Volumenanteils an verstärkender Phase (-25%) darin hat IN 718-Legierung, wenn geschmiedet und wärmebehandelt, eine Streck- oder Formänderungsfestigkeit von 1138 MPa, was höher ist als die von Udimet 700 (ca. 965 MPa), das 45 Vol.-% γ′-Ausscheidung enthält. Diese einzigartige Festigkeitseigenschaft ist ver antwortlich für die extensive Verwendung von IN 718-Legierung bei vielen Turbinentriebwerksanwendungen.

Neben ihrer Festigkeit und Duktilität ist eine weitere bemer kenswerte Eigenschaft von IN 718-Legierung die ausgezeichnete Schweißbarkeit,eine Eigenschaft, die offenbar im Zusammenhang steht mit der trägen Ausscheidungskinetik der kohärenten γ′′- Verstärkungsphase. Diese Eigenschaft ist von besonderer Be deutung, 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 be einträchtigten Zone und im Schweißmetall während des Schweiß ens oder während der auf das Schweißen folgenden Wärmebehand lung. Die den Schweißvorgang oder die anschließende Wärmebe handlung begleitende Rißbildung verursacht zu starke und kostspielige Wiederaufarbeitung geschweißter Teile und verhin dert optimalen Formspielraum für Teile, die bei der Fertigung zusammengesetzt werden müssen. IN 718-Legierung ist bekannt lich die einzige unempfindliche Legierung, die auch angemes sene 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 verhältnis mäßig temperaturempfindlich, verglichen mit herkömmlichen γ′-verstärkten Legierungen. Ferner verschlechtert sich die Lebensdauer bis zum Bruch durch Spannungen von IN 718 rasch bei Temperaturen über 650°C. Es besteht ein andauern der Bedarf an neuen hochfesten, schweißbaren, gießbaren, schmiedbaren - Superlegierungen mit verbessertem Temperaturver halten für einen Betrieb über 650°C aufgrund der fortlaufend steigenden Betriebstemperatur in Turbinentrieb werken.

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 Kohlenstoffge halts modifiziert. Zudem werden modifizierte Legierungsteile auf Nickelbasis, wie gegossen, einem vor dem Schweißen lie genden 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, alterungshärt bare Legierung auf Nickel-Chrom-Basis gerichtet, worin auf die Anwesenheit von "gesteuerten und koordinierten Mengen legierender Elemente" (Spalte 1, Zeilen 45 und 46) nachdrück lich 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 werden hier eine bestimmte Technologie und bestimmte Beziehungen gebraucht, insbesondere im Hinblick auf die ausscheidungshärtenden Ele mente, wie Aluminium, Titan, Tantal und Niob. Die näherungs weisen Umwandlungen von Gewichsprozent in Atomprozent für Su perlegierungen auf Nickelbasis sind wie folgt:

Aluminium (Gew.-%) × 2,1 = Aluminium (Atom-%)
Titan (Gew.-%) × 1,2 = Titan (Atom-%)
Niob (Gew.-%) × 0,66= Niob (Atom-%)
Tantal (Gew.-%) × 0,33= Tantal (Atom-%).

Die folgenden Definitionen sind nützlich für das Verständnis der Erfindung:
"Atom-% insgesamt" bedeutet den Gesamtgehalt an Alu minium, Titan, Niob und Tantal, ausgedrückt in Atom-%.

"R_gdp" ist der Wert der Summe des Niob- und Tantal- Gehalts (in Atom-%), dividiert durch Atom-% insge samt. Wenn dieser Wert 0,62 oder größer ist, ist γ′′ die einzige vorhandene ausscheidungsverfestigende Phase.

Die folgenden US-Patente offenbaren verschiedene Legierungs zusammensetzungen 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, 3 775 734, 4 207 098 und 4 336 312. Die vorerwähnten US-Patent schriften sind repräsentativ für die zahlreichen bisher be richteten Legierungssituationen, worin viele der selben Ele mente kombiniert sind, um deutlich verschiedene funktionelle Beziehungen zwischen den Elementen zu erzielen, so daß Pha sen, die das Legierungssystem mit unterschiedlichen physika lischen und mechanischen Eigenschaften liefern, entstehen. Nichtsdestoweniger ist es trotz der großen Menge an die Le gierungen 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 Kombi nation in eine breitere, verallgemeinerte Lehre 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 im Hochtemperaturverhalten gegenüber der Basislegierung hervorzurufen. Eine Reihe von Kriterien zur Erlangung der Schweißbarkeit ist für dieses neue Legie rungssystem bestimmt worden: Atom-% insgesamt hat zwischen etwa 5,0 und etwa 8,0 zu liegen; der Wert für R_gdp 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 1,0 Gew.-%) können hingenommen werden, wobei man sich darüber klar sein muß, daß eine ge ringe Verringerung der Hochtemperatureigenschaften auftre ten kann. Um eine Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit und der Lebensdauer bis zum Bruch durch Spannungen erfindungsge mäß zu optimieren, werden Cr, Co und Ta in Mengen im Bereich von etwa 12 bis etwa 24 Gew.-% Cr, etwa 8,0 bis etwa 14,0 Gew.-% Co und etwa 2,5 bis 4,5 Gew.-% Ta zugesetzt.

Bei der allgemeinen Festlegung der Zusammensetzung enthält die erfindungsgemäße Legierung auf Nickelbasis (in Gew.-%) gemäß An spruch 1 etwa 12 bis etwa 24% Chrom, etwa 8 bis etwa 14% Kobalt, et wa 1 bis etwa 8% aus der Gruppe Molybdän, Wolfram, Rhenium und deren Gemischen, etwa 2,5 bis etwa 4,5% 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 etwas 0,10% Kohlenstoff, bis zu 0,1% Zirkonium, weniger als etwa 1,0% 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 Verun reinigungen 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 Wolfram und/oder Rhenium ersetzt sein. Eisen ist ein unerwünschtes Element in erfindungsgemäßen Legierungen, und sein Gehalt darf etwa 1,0 Gew.-% nicht überschreiten.

Vorteilhafte Ausführungsformen der erfindungsgemäßen Legierng sind Gegenstand der Ansprüche 2 bis 6.

Verunreinigungen, die in den erfindungsgemäßen Legierungen zugegen sein können, um fassen 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	0,015 Gew.-%
Kupfer	0,30 Gew.-%
Phosphor	0,015 Gew.-%.

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

Fig. 1 eine graphische Darstellung gemessener ver gleichender Zug- und Streckfestigkeiten (1) der Basisle gierung und (2) der durch Weglassen von Eisen und Einfüh ren 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 zwi schen Lebensdauer bis zum Bruch und Streckfestigkeit einer gegossenen, optimalen Legierungszusammensetzung, die einer An zahl 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 704°C 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 704°C 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 NW-15, um die Änderungen dieses Parameters mit Änderungen im Kobaltge halt zu zeigen, wobei die Tests bei 704°C 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 704°C an zuvor angelasse nen und gealterten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 10 eine graphische Darstellung der Daten für die Le bensdauer bis zum Bruch, erhalten für die gleichen Zusammen setzungen, für die Daten in Fig. 8 angegeben sind, wobei die Tests bei 704°C 620 MPa an zuvor ange lassenen 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 704°C 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 Zusammen setzungen, für die Daten in Fig. 11 angegeben sind, wobei die Tests bei 704°C an dieser Temperatur zuvor für 1000 h ausgesetzten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 13 eine graphische Darstellung der Daten für die Le bensdauer bis zum Bruch, erhalten für die gleichen Zusammen setzungen, für die Daten in Fig. 11 gegeben sind, wobei die Tests bei 704°C und 620 MPa 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 704°C an zuvor angelas senen und gealterten Proben durchgeführt wurden;

Fig. 15 eine graphische Darstellung von Daten spezifischer Festigkeit gegen Zug (UTS), erhalten für die gleichen Zusammen setzungen, für die Daten in Fig. 14 angegeben sind, wobei die Tests bei 704°C 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 Zusam mensetzungen, für die Daten in Fig. 14 angegeben sind, wobei die Tests bei 704°C und 620 MPa 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 Ausscheidungs phase, 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 Weg lassen des Eisens durch Zusatz von mehr der ausscheidungs bildenden Elemente ausgebessert werden kann. So wurde gefun den, daß Tantal sowie Niob die γ′′-Phase in Super legierungen auf Nickelbasis bilden können. Etwa 1 Atom-% Tan tal reicht aus, um die Verringerung der Streckgrenze, verur sacht 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 Tempera turbereich von Raumtemperatur (d. h. 20 bis 21,1°C) bis 760°C sind in Fig. 1 aufgetragen, die auch die nötigen Daten für die Basislegierung im geschmiedeten Zustand enthält. Die Zugfestigkeit- und Streckgrenzen-Tester gebnisse des Schmiedestücks (-Fe + Ta) sind durch die Kurven a bzw. c wiedergegeben. Die Kurven b und d stellen die Zug festigkeit bzw. die Streckgrenze der Basislegierung dar. An gewandt wurden kommerzielle Schmiedepraktiken.

Wie Fig. 1 zu entnehmen ist, gilt im eisenfreien Tantal-modi fizierten 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 tem peraturempfindlich (d. h. Kurve c gegenüber Kurve d).

Ausgedehnte Untersuchungen wurden durchgeführt, um die Ein flüsse einzelner legierender Elemente auf die Warmfestigkeits eigenschaften der Schmiedestücke aus Basislegierung zu unter suchen. Ergebnisse einiger dieser Untersuchungen sind in Fig. 2 dargestellt, worin Vergleiche gegenüber der Basislegierung an gestellt sind.

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

P = (T + 460) × (22 + log t)/1000,

worin
T die Temperatur (°F),
t die Zeit bis zum Bruch (h)
ist.

Die Brucheigenschaften des Schmiedestücks aus Basislegierung sind durch die Kurve m dargestellt. Unter Festlegung von t = 100 h wurden Bruchkurven n, o, p und q aufgetragen, um ein Maß dafür zu geben, ob eine mit der Basislegierung verglichene Legierung tatsächlich eine Verbesserung der Leistung bei hö heren Temperaturen widerspiegelt oder nicht. Wie gezeigt, sind die Kurven mit Abständen von 28°C aufgetragen. Testda ten aus diesen Untersuchungen sind in Fig. 2 überlagert, und das Ausmaß der Temperaturverbesserung kann daraus leicht erse hen 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 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 Zusatz es von Titan oder Tantal (ohne Zusatz von Kobalt) begrenzt.
3. Die refraktären Elemente (Mo, W, Re) haben sehr gerin gen 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 an deren Zusammensetzung erhaltene Ergebnisse in Beziehung zuein ander setzt, wurden umfassendere Untersuchungen der einzelnen Effekte sowie deren Kombination unter Verwendung von Legierun gen, wie gegossen, nach geeigneten Wärmebehandlungen durchge führt. Aus den Tests von gegossenen Legierungen gezogene Schlüs se sind ebenso auf geschmiedete Legierungen anwendbar.

In dem Bemühen, das Ziel einer Abwandlung der gegossenen Basis legierung zu erreichen, um ein neues Legierungssystem hervorzu bringen, das (1) eine schweißbare Gußlegierung und (2) eine schweißbare Gußlegierung mit verbessertem Temperaturverhalten (d. h. Basislegierung + 56°C) liefert, wurden 4 Legierungszusammensetzungen ausgewählt. Ein zylindrisches Guß stück von 8,9 cm Durchmesser und 13,62 kg aus jeder Legierung wurde in einem Vakuum-Induktionsschmelzofen ge schmolzen. Die chemischen Zusammensetzungen dieser 4 Legierun gen sind in Tabelle II angegeben:

Tabelle II

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

Eine Makroschreibe (ca. 5,7 mm dick) wurde aus der Mitte eines jeden Gußstücks von 8,9 cm Durchmes ser 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 4 h ho mogenisiert und luftgekühlt. Die untere Hälfte eines jeden Guß stücks wurde bei 1163 bis 1177°C/2 h/103 MPa 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 γ′ oder γ′′-Solvus-Temperatur zu bestimmen. Einstündige Wärme behandlungen wurden durchgeführt, beginnend mit 1038°C, wobei die Temperatur um 14°C bis auf ein Maximum von 1121°C erhöht wurde. Optische metallographische Unter suchungen dieser Proben zeigten, daß die Solvus-Temperaturen von CH-21 und CH-22 unter 1038°C lagen, während die Solvus-Temperatur von CH-23 im Bereich von 1092 bis 1121°C und die Temperatur von CH-24 über 1121°C war.

Auf der Grundlage der Solvus-Temperatur wurden die gegossenen Legierungen der folgenden Wärmebehandlung unterworfen: Die Le gierungen CH-21 und CH-22 wurden im Vakuum bei 1066°C/ 1 h und dann bei 760°C/5 h wärmebehandelt, darauf auf 649°C mit 56°C/h ofengekühlt, nach Errei chen von 649°C wurden die Legierungen 1 h bei dieser Temperatur gehalten. Die Legierung CH-23 wurde im Vakuum bei 1121°C/1 h wärmbehandelt, luftgekühlt und dann bei 871°C/4 h erhitzt, darauf luftgekühlt. Die Legierung CH-24 wurde im Vakuum bei 1177°C/1 h wärmebehandelt, luftgekühlt, auf 871°C 4 h erhitzt, luftgekühlt und dann auf 760°/16 h wärmebehandelt und luftgekühlt.

Warm- und Zugfestigkeitsprobestäbe wurden nach der Wärmebehand lung 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 Pro benstück-Geometrie und -Abmessungen waren für jeden herge stellten Stab die gleichen. Die Zugeigenschaften wurden bei Raumtemperatur und bei 704°C ermittelt, die Kriech eigenschaften wurden bei 704°C/620 MPa 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 704°C unter den vier ausgewerteten Versuchslegierun gen.

Die Legierung CH-22 zeigt bei 704°C Werte für die spe zifische Festigkeit gegen Zug (UTS), Streckgrenze bei 0,2% Dehnung (YS), Dehnung und Querschnittsverringerung (QV) vergleichbar den Werten von Proben von IN 718, herge stellt sowohl auf Größe gegossen (C.T.S.) als auch aus Guß ge schnitten (C.F.C.) und bei 649°C getestet. Die hier angezeigten Daten wenden augenscheinlich C.F.C.-Proben von CH-22 an. Die Daten für gegossenes IN 718 sind C.T.S.-Daten, die bekanntlich höhere Testwerte als die C.F.-Daten sind. So zeigt selbst auf dieser nachteiligen Vergleichsbasis die Legierung CH-22 einen 56°C-Vorteil gegenüber gegosse ner 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. Bemerkenswer terweise scheinen die geringeren Kohlenstoffgehalte dieser Le gierungen die Zug- und Warmfestigkeitseigenschaften nicht zu verschlechtern.

Die Warmfestigkeits-Testdaten in Tabelle IV geben Ergebnisse bei den Testbedingungen von 704°C/620 MPa 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 Parallel test dieser beiden gegossenen Superlegierungen. Aufgrund der Tests auf Hochtemperatur-Zugfestigkeit und Lebensdauer unter Spannung bis zum Bruch gemäß Tabelle V und VI zeigt die Legie rung 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 Dicke durchgeführt.
Legierungszusammensetzung:
CH-22 (# 33) - Ni-18 Cr-12 Co-3,0 Mo-5,0 Nb-3,0 Ta-1,0 Ti-0,5 Al-0,01 B-0,015 C
IN 718 (# 34) - Ni-19 Cr-19 Fe-3,0 Mo-5,1 Nb-0,9 Ti-0,05 Al-0,006 B-0,003 C
Gußstückbearbeitung:
Vakuum-Induktionsschmelzen
Gießen: zylindrische Cu-Form, 9,210 cm Durchmesser × 21,6 cm Länge.
Isostatisches Heißpressen (HIP): 1150°C/103 MPa/4 h
Wärmebehandlung:
CH-22 (# 33) - 1075°C, 1 h/Wasserabschreckung + 750°C, 8 h/Ofenabkühlung → 650°C, 10 h/Wasserabschrec kung (abgekürzt "W.Q.")
IN 718 (# 34) - 950°C, 1 h/Wasserabschreckung + 720°C, 8 h/ Ofenabkühlung → 620°C, 10 h/Wasserabschreckung

Tabelle V

(Zugfestigkeit)

Tabelle VI

Spannungsbruch)

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 wei tere Einsicht in die verbesserten Eigenschaften der erfin dungsgemäßen Legierungen. So zeigt die Legierung CH-22 bei 704°C (Tabelle III) Werte für spezifische Festigkeit gegen Zug (UTS), Streckgrenze bei 0,2% Dehnung (YS), Dehnung und Querschnittsverringerung (QV) vergleichbar den Werten von Proben aus IN 718 bei 649°C. Offensichtlich hat die Gußlegierung CH-22 (für die Tests der Tabelle III wärmbehan delt) einen 56°C-Vorteil gegenüber gegossenem IN 718 (für die Tests von Tabelle V wärmebehandelt) für diese Para meter.

Phasenstabilitätsstudien erfolgten an spannungsfreien Proben, nachdem sie verschiedenen Temperaturen und Zeiten ausgesetzt worden waren. Nach der Wärmebehandlung wurden Zugfestigkeits proben maschinell bearbeitet und bei 704°C getestet, um den Einfluß von Zeit und Temperatur auf die Stabilität von CH-22-Legierung festzustellen. Die Zugfestigkeitseigenschaften von CH-22-Legierung nach Langzeitbehandlung sind in der fol genden Tabelle VII angegeben.

Tabelle VII

Zwei Bruchtests bei 704°C/620 MPa 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 Lebensdauern bis zum Bruch länger sind als die von unbehandelten Proben aus CH-22 (Tabelle IV). Diese Beobach tungen belegen, daß erfindungsgemäße Legierungen ausgezeich nete Wärmestabilität bei Temperaturen bis zu 704°C aufweisen.

Ein Vergleich der Tabellen VII und VIIa mit den Tabellen III und IV legt nahe, daß die erfindungsgemäßen Legierungen wär mebehandelt werden können, um sowohl ihre Hochtemperaturfestig keit als auch ihre Brucheigenschaften noch weiter zu verbes sern. Diese Eigenschaften sind beide von großem Wert in Le gierungen, die bei der Herstellung von Turbinentriebwerkstei len verwendet werden.

Tabelle VIIa

Wärmebehandlungs- und Alterungsuntersuchungen erfolgten an CH-22-Legierung, um Wärmebearbeitungsparameter zur Verstär kung der Festigkeit und der Lebensdauer unter Spannung bis zum Bruch von erfindungsgemäßen Legierungen zu identifizie ren 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. Die se Ergebnisse zusammen mit Daten für CH-22 aus den Tabellen III, IV und VIIa sind in Fig. 3 angezeigt. Die Wärmebehand lung (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

Schweißbarkeitstests wurden an aus jedem Gußstück geschnitte nen Platten (etwa 5,7 mm dick) durchgeführt, herge stellt für die in den Tabellen III und IV angegebenen Tests sowohl im homogenisierten als auch im isostatisch heißgepreß ten 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 auf einander ausgerichtet waren. Das in den daneben liegenden tieferen Bereichen verbleibende Material war etwa 1,5 mm dick. Eine Reihe von Elektronenstrahl (EB)-Schweißungen und Wolfram-Inertgas (TIG)-Schweißungen wurden in Längsrichtung zu dem 1,5 mm dicken Material vorgenommen. Visuell wurde auf Schweißrisse vor und nach jedem Schweißdurchgang geprüft, und nach dem Schweißen wurde eine Wärmebehandlung vorgenom men. Tabelle IX faßt die Ergebnisse dieser Schweißbarkeits tests zusammen.

Die Legierung CH-22 war die am besten schweißbare Legierung. Nur ein Riß wurde beim TIG-Schweißen nach dem dritten Schweißen plus-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 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 Schweißbarkeits tests unter Angabe der Anzahl der Risse, wenn überhaupt, pro Durchgang zusammen. Diese Legierungen, in Tabelle X als Atom-% insgesamt und R_gdp identifiziert, liegen in Fig. 5, die die Ver größerung 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.

Interessanterweise können die Al + Ti-Gehalte in Legierungen auf Nickelbasis die bedeutsamste, die Schweißbarkeit beein trächtigende 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 Vor teile des erfindungsgemäßen Legierungssystems werden in der speziellen Kombination von Elementen optimiert, in der Mengen an Kobalt und Tantal an die Stelle des Eisengehalts der Basis legierung treten, und γ′′-Phasen-Material mit einer vorgewähl ten Beziehung von Atom-% (Al + Ti) zu Atom-% (Nb + Ta) wird als einziger Ausscheidungshärtungsmechanismus gewählt.

Die besonderen Beziehungen zwischen Atom-% (Al+Ti) und Atom-% (Nb + Ta), die zu den ausgezeichneten Schweißbarkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Legierungssystems beitragen, sind in den Fig. 4 und 5 und der damit zusammenhängenden Erörterung definiert. Es muß anerkannt werden, daß jede der in den Fig. 4 und 5 wiedergegebenen Festlegungslinien tatsächlich eine dünne Längs bande darstellt, um den unvermeidlichen Fehlern in den chemi schen 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. γ′ voll ständig, γ′ gemischt mit γ′′ und γ′′ vollständig). Der γ′ plus γ′′-Mechanismus herrscht vor, wenn der Wert für R_gdp zwi schen etwa 0,35 und etwa 0,62 ist, und IN 718 fällt in diesen Bereich der Fig. 4. Neben dem ausschließlichen Vorliegen von γ′′-Phase als Ausscheidungshärtungsmaterial ist für erfindungs gemäße Legierungen ein weiteres, in den Fig. 4 und 5 darge stelltes Kriterium zu erfüllen, für die optimale Schweißbarkeit gewünscht wird. So muß der Wert für Atom-% insgesamt für sol che 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 Fig. 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 fal len. Bevorzugte Zusammensetzungen fallen etwa in den Bereich des Vierecks A, B, E, F, A. Repräsentative schweißbare Legie rungen neben CH-22 sind in Tabelle XI aufgeführt. Diese Le gierungen wurden gegossen und mikroskopischer Untersuchung un terzogen, wodurch festgestellt wurde, daß γ′′-Phase die einzige darin enthaltene Ausscheidungshärtungsphase war. Diese Infor mation wurde zur Festlegung der Linie Y herangezogen.

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

Tabelle XI

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

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

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:

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_gdp 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_gdp in den Diagrammen der Fig. 6 und 7 aufgetragen. Zwei Tests wurden bei 704°C 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:

Tabelle XII

Die Ergebnisse der Bruchtests sind in Tabelle XIII gezeigt. Testbedingungen waren 704°C und 620 MPa. Die Testda ten 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 XIII

Tabelle XIV

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 streck grenz- und Zugfestigkeitstests sind in Tabelle XV wiedergege ben und in den Fig. 8 bzw. 9 dargestellt. Die Proben waren vergütet und gealtert, wie unter Tabelle XV angegeben, und die Tests wurden bei 704°C durchgeführt. Ergebnisse der Bruchtests sind in Tabelle XVI aufgeführt und in Fig. 10 darge stellt.

Tabelle XV

Tabelle XVI

Proben der gleichen Zusammensetzung wurden bei 704°C getestet, wobei die Proben dieser Temperatur 1000 h ausge setzt wurden. Ergebnisse von Streck- und Zugtests sind in Tabelle XVII gezeigt und in den Fig. 11 bzw. 12 wiederge geben. Spannungsbruchtests an Proben der gleichen Zusammen setzung, die der selben Wärmebehandlung unterworfen worden waren, sind in Tabelle XVIII angegeben und in Fig. 13 wiederge geben. Tests wurden bei 704°C und 621 MPa durchgeführt.

Tabelle XVII

Tabelle XVIII

Weitere Tests wurden mit Legierungen HW-40 bis HW-45 durchge führt. 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 Zugfestig keitsdaten 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 704°C und 621 MPa sind in Tabelle XX und in Fig. 16 angegeben.

Tabelle XIX

Tabelle XX

In einer bevorzugteren Zusammensetzung ist die erfindungsge mäße 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_gdp 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 der Maximalgehalt (in Atom-%) Nb + Ta ist etwa 6,1%. In dieser optimierten Zusammensetzung sind die Restgehalte der Le gierung 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-0,5 Al-0,01 B-0,015 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 wiedergegebenen Daten definieren die folgenden Bezie hungen zwischen Schweißbarkeit und Atom-% insgesamt und R_gdp (Gehalt an Al, Ti, Nb und Ta sind hierdurch festgesetzt) im Be reich ABCDA:

1. die Schweißbarkeit wird verbessert, wenn Atom-% insgesamt abnimmt, und
2. die Schweißbarkeit wird verbessert, wenn R_gdp zu nimmt.

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 Hoch temperaturfestigkeit 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.-%.

Claims

1. Legierung auf Nickelbasis mit verbesserter Schweißbar keit bestehend, in Gewichtsprozent, im wesentlichen aus:
etwa 12% bis 24% Chrom,
etwa 8% bis 14% Kobalt,
etwa 1% bis 8,0% mindestens eines Metalles der Gruppe bestehend aus Molybdän, Wolfram und Rhenium,
etwa 2,5% bis 4,5% Tantal,
etwa 0,003% bis 0,05% Bor,
weniger als 1% Eisen,
bis zu etwa 10,5% Niob,
bis zu etwa 2,7% Aluminium,
bis zu etwa 3,7% Titan,
bis zu etwa 0,10% Kohlenstoff,
bis zu etwa 0,1% Zirkonium,
bis zu etwa 0,5% Silizium,
bis zu etwa 0,5% Mangan,
Rest im wesentlichen Nickel,
wobei die Legierung eine Lebensdauer bis zum Bruch von min destens 100 h bei einer Spannung von 620 MPa bei etwa 704°C hat und im gegossenen und wärmebehandelten Zustand eine 0,2%-Streckgrenze bei mindestens 793 MPa, eine Zugfestig keit von mindestens MPa bei etwa 704°C hat und einen beträchtlichen Volumenanteil an γ′′-Phase aufweist.

2. Legierung nach Anspruch 1, bestehend, in Gewichtsprozent, im wesentlichen aus:
etwa 16% bis 22% Chrom,
etwa 8% bis 14% Kobalt,
etwa 2,8% bis 3,0% Molybdän,
etwa 4,5% bis 5,5% Niob,
etwa 2,5% bis 3,5% Tantal,
etwa 0,8% bis 1,2% Titan,
etwa 0,3% bis 0,7% Aluminium,
etwa 0,003% bis 0,015% Bor,
bis zu etwa 0,04% Kohlenstoff,
bis zu etwa 0,1% Zirkonium,
bis zu etwa 1% Eisen,
bis zu etwa 0,5% Silizium,
bis zu etwa 0,5% Mangan,
Rest im wesentlichen Nickel.

3. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 2, worin der Summengehalt von Aluminium plus Titan im Bereich von etwa 0,24 Gew-% bis etwa 2,54 Gew-% und der Summengehalt von Niob plus Tantal im Bereich von etwa 4,7 Gew.-% bis etwa 19,4 Gew.-% liegt.

4. Legierung auf Nickelbasis nach Anspruch 2, worin das Atomprozent-Verhältnis von Aluminium zu Titan etwa 1 : 1 und das Atomprozent-Verhältnis von Niob zu Tantal etwa 1 : 0,3 beträgt.

5. Legierung auf Nickelbasis mit verbesserter Schweißbar keit bestehend, in Gewichtsprozent, aus:
etwa 12% bis 24% Chrom,
etwa 5% bis 20% Kobalt,
etwa 1% bis 8,0% mindestens eines Metalles der Gruppe bestehend aus Molybdän, Wolfram und Rhenium,
bis zu etwa 1% Eisen,
etwa 2% bis 23% Tantal,
etwa 0,003% bis 0,05% Bor,
bis zu etwa 10,5% Niob,
bis zu etwa 2,7% Aluminium,
bis zu etwa 3,7% Titan,
bis zu etwa 0,10% Kohlenstoff,
bis zu etwa 0,1% Zirkonium,
bis zu etwa 0,5% Silizium,
bis zu etwa 0,5% Mangan,
Rest im wesentlichen Nickel,
worin der Summengehalt, in Atomprozent, von Aluminium plus Titan im Bereich von etwa 0,5 bis etwa 3,0 und der Summen gehalt, in Atomprozent, von Niob plus Tantal im Bereich von etwa 3,0 bis etwa 7,5 liegt und der Wert der Summe der Atomprozent von Niob plus Tantal, dividiert durch die Summe der Atomprozent von Aluminium, Titan, Niob und Tantal im Bereich von etwa 0,62 bis 0,95 liegt und die Legierung im geschmiedeten und wärmebehandelten Zustand eine Lebensdauer bis zum Bruch von mindestens 1800 h bei einer Spannung von 827 MPa bei etwa 649°C hat.

6. Legierung nach Anspruch 1, bestehend, in Gewichts prozent, im wesentlichen aus:
18% Chrom,
12% Kobalt,
3% Molybdän,
3% Tantal,
5,0% Niob,
0,5% Aluminium,
1,0% Titan,
0,01% Bor,
0,01 5% Kohlenstoff,
Rest im wesentlichen Nickel.

7. Verwendung einer Legierung auf Nickelbasis, die, in Gewichtsprozent, im wesentlichen besteht aus:
etwa 12% bis 24% Chrom,
etwa 5% bis 20% Kobalt,
etwa 1% bis 8,0% eines Metalles der Gruppe bestehend aus Molybdän, Wolfram und Rhenium,
etwa 2,5% bis 4,5% Tantal,
bis zu etwa 10,5% Niob,
bis zu etwa 2,7% Aluminium,
bis zu etwa 3,7% Titan,
etwa 0,003% bis 0,05% Bor,
bis zu etwa 0,10% Kohlenstoff,
bis zu etwa 0,1% Zirkonium,
bis zu etwa 1% Eisen,
bis zu etwa 0,5% Silizium,
bis zu etwa 0,5% Mangan,
Rest im wesentlichen Nickel,
wobei die Legierung eine Lebensdauer bis zum Bruch von min destens 100 h hat, wenn sie einer Spannung von 620 MPa bei etwa 704°C ausgesetzt ist, zur Herstellung von Schweißver bindungen.

8. Verwendung nach Anspruch 7, wobei bei der Legierung auf Nickelbasis die Summe der Atomprozent von Niob plus Tantal, dividiert durch die Summe der Atomprozent von Aluminium, Titan, Niob und Tantal 0,62 oder mehr beträgt.

9. Verwendung nach Anspruch 7, wobei die Legierung etwa 58% bis 14% Kobalt enthält und die Legierung eine Lebens dauer bis zum Bruch von mindestens 100 h bei einer Spannung von 620 MPa bei etwa 704°C hat und im gegossenen und wärme behandelten Zustand eine 0,2%-Streckgrenze bei mindestens 793 MPa, eine Zugfestigkeit von mindestens 862 MPa bei etwa 704°C hat und einen beträchtlichen Volumenanteil an γ′′-Pha se aufweist.

10. Verwendung nach Anspruch 7, wobei die Legierung auf Nickelbasis in Gewichtsprozent im wesentlichen besteht aus:
etwa 16% bis 22% Chrom,
etwa 8% bis 14% Kobalt,
etwa 2,8% bis 3,0% Molybdän,
etwa 4,5% bis 5,5% Niob,
etwa 2,5% bis 3,5% Tantal,
etwa 0,8% bis 1,2% Titan,
etwa 0,3% bis 0,7% Aluminium,
etwa 0,003% bis 0,015% Bor,
bis zu etwa 0,04% Kohlenstoff,
bis zu etwa 0,1% Zirkonium,
bis zu etwa 1% Eisen,
bis zu etwa 0,5% Silizium,
bis zu etwa 0,5% Mangan,
Rest im wesentlichen Nickel.