DE4323486C2

DE4323486C2 - Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung und Verwendung der Legierung als Werkstoff bei der Herstellung eines gerichteten erstarrten Bauteils, wie insbesondere einer Gasturbinenschaufel

Info

Publication number: DE4323486C2
Application number: DE4323486A
Authority: DE
Inventors: Hans Joachim Roesler
Original assignee: ABB Research Ltd Switzerland
Current assignee: Alstom SA
Priority date: 1992-07-23
Filing date: 1993-07-14
Publication date: 2001-09-27
Anticipated expiration: 2013-07-15
Also published as: GB2268937B; JP3506734B2; GB9314791D0; GB2268937A; JPH06184685A; DE4323486A1

Description

TECHNISCHES GEBIET

Bei der Erfindung wird ausgegangen von einer ausscheidungs härtbaren Nickelbasis-Superlegierung, welche neben dem Nickel als weitere Legierungsbestandteile zumindest Chrom, Kobalt, Wolfram, Aluminium, Titan und Tantal enthält. Die Erfindung betrifft auch eine bevorzugte Verwendung der Legierung.

STAND DER TECHNIK

Die Erfindung nimmt dabei Bezug auf einen Stand der Technik, wie er sich etwa aus US-A-3,459,545, US-A-3,619,182 oder US-A-4,957,703 für Legierungen mit einem Chromgehalt < 10 Gewichtsprozent ergibt, wie er erforderlich ist, um ausrei chende Korrosionsbeständigkeit, beispielsweise in Kontakt mit schwefelhaltigen Verbrennungsgasen in stationären Gasturbinen, sicherzustellen.

Eine in US-A-3,459,545 angegebene Legierung wird häufig als Schaufelwerkstoff für Gasturbinen verwendet. Diese Legierung zeichnet sich durch eine sehr gute Korrosionsbeständigkeit bei erhöhten Temperaturen aus. Dies ist vor allem dem relativ hohen Chromgehalt der Legierung von ca. 16 Gewichtsprozent zuzu schreiben. Der hohe Chromgehalt setzt jedoch zugleich auch die Kriechfestigkeit der Legierung herab. Bei einer Belastung von 150 MPa/50000 h, wie sie für stationäre Gasturbinen typisch ist, ist bei dieser Legierung die ertragbare Metalltemperatur auf ca. 820°C beschränkt.

Die in US-A-3,619,182 und US-A-4,957,703 beschriebenen und ebenfalls als Schaufelwerkstoffe für Gasturbinen einsetzbaren Nickelbasis-Superlegierungen weisen wegen eines geringeren Chromgehaltes eine Kriechbeständigkeit auf, die es erlaubt, den Schaufelwerkstoff bei Temperaturen bis ca. 850°C zu verwenden. Eine zusätzliche Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit durch weitere Reduktion des Chromgehaltes unter ca. 10 Gewichtspro zent ist bei Einsatz in korrosiven Medien nicht möglich, da ein ausreichendes Chromreservoir für die Bildung einer schützenden Chromoxid-Deckschicht vorhanden sein muss.

Durch gerichtetes Erstarren kann die Einsatztemperatur von Bauteilen aus Nickelbasis-Superlegierungen jedoch noch weiter gesteigert werden. Hierbei werden quer zu der durch das gerichtete Erstarren hervorgerufenen Vorzugsrichtung erstreckte Korngrenzen eliminiert und werden die Erstarrungsbedingungen so gewählt, dass diese Vorzugsrichtung mit der Hauptbelastungs richtung im Bauteil zusammenfällt. Bei Herstellung insbesondere hohler Bauteile, wie etwa kühlbarer Gasturbinenschaufeln, aus einem Werkstoff herkömmlicher Art kommt es jedoch während des Erstarrungsvorganges häufig zum Aufreissen entlang von Längs korngrenzen, was das Bauteil unbrauchbar macht. Ursache hierfür sind thermische Spannungen, die durch unterschiedliche Aus dehnungskoeffizienten von Nickelbasis-Superlegierung und einem zur Darstellung hohler Bauteile erforderlichen Keramikkern hervorgerufen werden und vom Werkstoff nicht in ausreichendem Masse durch plastische Verformung abgebaut werden.

Gemäss D. N. Duhl und C. P. Sullivan "Some effects of hafnium additions on the mechanical properties of a columnar-grained nickel-base superalloy" Journal of Metals, July 1971, Seiten 38-40 kann durch Zugabe von Hafnium die Querduktilität der Nickelbasis-Superlegierungen erhöht werden, was die Neigung zur Rissbildung entsprechend verringert. Hierdurch erniedrigt sich jedoch der Schmelzpunkt der Nickelbasis-Superlegierungen soweit, dass eine vollständige Auflösung der gamma'-Ausschei dungen während einer Lösungsglühbehandlung nicht mehr möglich ist. Dies führt zu einer Verringerung der Kriechbeständigkeit und hebt den günstigen Effekt der gerichteten Erstarrung zumindest teilweise wieder auf. Ein weiteres Problem besteht darin, dass Hafnium zur Reaktion mit dem Material der die Nickelbasis-Superlegierungen beim Herstellen aufnehmenden Formschale neigt. Insbesondere bei grossen Bauteilen kommt es dann zu einer Verarmumg an Hafnium während des Erstarrungs vorganges, sodass eine ausreichende Verbesserung der Quer duktilität dann nicht mehr sichergestellt ist.

KURZE DARSTELLUNG DER ERFINDUNG

Der Erfindung, wie sie in Patentanspruch 1 definiert ist, liegt die Aufgabe zugrunde, eine Nickelbasis-Superlegierung der eingangs genannten Art anzugeben, die sich wesentlich besser für die Darstellung gerichtet erstarrter Bauteile eignet als Nickelbasis-Superlegierungen nach dem Stand der Technik und deren Kriechlebensdauer bei hohen Temperaturen gegenüber diesen Legierungen verbessert ist.

Nickelbasis-Superlegierungen nach der Erfindung zeichnen sich durch bessere Giessbarkeit und höhere Kriechlebensdauer aus als vergleichbare Nickelbasis-Superlegierungen nach dem Stand der Technik. Die verbesserte Giessbarkeit tritt überraschenderweise ohne Zugabe von Hafnium ein und kann dabei dazu ausgenutzt werden, dass Bauteile, die bisher nicht in gerichtet erstarrter Form darstellbar waren, nun gerichtet erstarrt hergestellt werden können, oder dass nun beispielsweise effizientere Kühlkonzepte realisiert werden können, was in beiden Fällen zu einer Erhöhung der Lebensdauer führt. Dementsprechend weisen aus Nickelbasis-Superlegierungen nach der Erfindung hergestellte und hohen Temperaturen ausgesetzte Bauteile, wie insbesonde re Gasturbinenschaufeln, unter gleichen Bedingungen von mechanischer Belastung und Temperatur eine mehrfach höhere Lebensdauer auf als entsprechend dimensionierte Bauteile aus Nickelbasis-Superlegierungen nach dem Stand der Technik.

Diese nicht zu erwartenden vorteilhaften Wirkungen der Nickelbasis-Superlegierungen nach der Erfindung sind vermutlich darauf zurückzuführen, dass durch Reduktion des Titangehaltes und Anhebung des Tantalgehaltes eine besonders gute Stabilität des Legierungsgefüges eintritt. Dies ist auch eine Folge der vollständigen Auflösbarkeit der gamma'-Ausscheidungen in einer umgebenden gamma-Matrix während der Losungsglühung. Diese Möglichkeit der vollständige Auflösung tritt überraschenderwei se ein, sobald das Gewichtsverhältnis Tantal zu Titan einen Wert von 1,5 überschreitet. Durch Erhöhung des Gehaltes an Tantal sowie gegebenenfalls auch an Wolfram wird die Gefüge stabilität und die Kriechfestigkeit zusätzlich verbessert. Durch den vergleichsweise geringen Gehalt an Titan wird zugleich aber auch das Auftreten einer spröden, Ni₃Ti enthaltenden eta-Phase weitgehend vermieden. Hierdurch entfal len Keimstellen für die Rissbildung entlang Längskorngren zen, was die Giessbarkeit wesentlich verbessert.

Eine Verbesserung der Giessbarkeit ergibt sich zudem auch dadurch, dass sich bei der Herstellung gerichtet erstarrter Bauteile nun keine "freckles" mehr ausbilden können. Solche "freckles" sind gleichachsige Körner, die perlschnurartig aneinandergereiht sind. Sie entstehen in einer instabilen Flüssigkeitsschichtung (unten leicht, oben schwer), die mit der Anreicherung von Titan in der interdendritischen Schmelze zu tun hat. Durch das Anheben des Tantalgehaltes (Tantal ist schwer und reichert sich ebenfalls interdendritisch an) sowie durch Senkung des Titangehaltes wird die Ausbildung von "freckles" erheblich reduziert und dadurch die Giessbarkeit beträchtlich verbessert.

Legierungen nach dem Stand der Technik weisen eine hohe positive Fehlpassung δa = (a' - a)/a zwischen der Gitter konstanten a des Matrixgitters und der Gitterkonstanten der in der Matrix enthaltenen gamma'-Ausscheidungen auf. Dies ist eine Folge des vergleichsweise hohen Gehaltes an Titan und Tantal, welche das Gitter der gamma'-Phase aufweiten, und des vergleichsweise geringen Gehaltes an Wolfram, welches das Gitter der gamma-Matrix aufweitet. Durch die Reduktion des Titangehaltes wird die hohe Fehlpassung δa stark herabgesetzt. Hieraus resultieren für die Legierungen nach der Erfindung zwei ganz wesentliche Vorteile. Es erhöht sich einerseits die Duktilität, wodurch die Neigung zur Rissbildung bei der gerichteten Erstarrung der Legierungen nach der Erfindung verringert wird, da induzierte Spannungen leichter durch plastische Verformungen abgebaut werden können. Andererseits verlangsamt sich bei geringer Fehlpassung die Vergröberungs kinetik der gamma'-Ausscheidungen, was zu einer verbesserten Langzeitstabilität der Gefüges, d. h. zu besserer Langzeit festigkeit bei hohen Temperaturen führt.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG

Ausführungsbeispiele der Erfindung werden nachfolgend anhand von Zeichnungen näher erläutert. Hierbei zeigt:

Fig. 1 ein Diagramm, in dem die Abhängigkeit der durch Differential-Thermo-Analyse (DTA) ermittelten Wärmetönung W [relative Einheiten] einer Legierung C nach der Erfindung von der Temperatur T[°C] dargestellt ist,

Fig. 2 ein entsprechend Fig. 1 ermitteltes Diagramm für eine Legierung I nach dem Stand der Technik, und

Fig. 3 ein entsprechend den Fig. 1 und 2 ermitteltes Diagramm für eine Legierung H nach der Erfindung.

WEGE ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG

Legierungen der nachfolgend in Gewichtsprozent angegebenen Zusammensetzungen wurden in einem Vakuuminduktionsofen erschmolzen.

Aus den genannten Legierungen wurden nach dem Erschmelzen im Vakuuminduktionsofen gerichtet erstarrte Stäbe mit Durchmessern von jeweils ca. 14 mm und Längen von jeweils 250 mm sowie hohle Laufschaufeln einer Gasturbine mit Längen von ebenfalls ca. 250 mm abgegossen. Hierbei wurden für alle Legierungen folgende Giessparameter eingestellt:
Abzugsgeschwindigkeit: 8 mm/min
Giesstemperatur: 1550°C
Schalentemperatur: 1550°C

Die Legierungen F, G und I dienten als Vergleichslegierungen und entsprechen Legierungen nach dem Stand der Technik, wie etwa die unter der Typenbezeichnung IN 792 von der Firma The International Nickel Company, Inc., New York vertriebene Legierung.

Die Stäbe der Legierungen A und F wurden den nachfolgenden, bei Legierungen nach dem Stand der Technik üblichen Wärmebehand lungsschritten unterworfen:

1200-1250°C/4 h (Lösungsglühen) + 1080-1120°C/2-4 h (Ausscheidungshärten) + 850°C/24 h (Ausscheidungshärten). Aus den gerichtet erstarrten Stäben wurden Proben mit einer Gesamtlänge von 46 mm und einem Durchmesser von 5 mm in der Messstrecke hergestellt. Diese Proben wurden bei einer Temperatur von 950°C mit einer vorgegebenen festen Kraft auf Spannung belastet und die Zeit bis zum Bruch der jeweiligen Probe registriert. Folgende Werte wurden hierbei ermittelt:

Hieraus ist zu ersehen, dass ein Bauteil aus einer Legierung nach der erfindungsgemässen Zusammensetzung A ein 2-3-fach besseres Kriechverhalten und somit eine entsprechend höhere Lebensdauer aufweist als ein Bauteil aus einer Legierung nach dem Stand der Technik.

Bei ca. 1400 bis 1500°C wurden bei gleichen Verfahrensparametern aus den Legierungen C und G zwei zu Kühlzwecken hohl ausgebildete, gleiche Abmessungen aufweisende und gerichtet erstarrte Laufschaufeln für eine stationäre Gasturbine gegossen. Es wurde festgestellt, dass die aus der Legierung G hergestellte Schaufel entlang von Längskorngrenzen Risse bildete. Hingegen konnten bei der aus der Legierung C gegossenen Schaufel selbst bei Anwendung von sehr empfindlichen Untersuchungsmethoden, wie etwa einer Eindringprüfung mit einer fluoreszierenden Flüssigkeit, keine Risse entdeckt werden. Gegenüber der Legierung G nach dem Stand der Technik weist die Legierung C somit eine Giessbarkeit auf, die deren Verwendung als Werkstoff bei der Herstellung von hohl ausgebildeten gerichtet erstarrten Bauteilen, wie insbesondere etwa kühlbarer Gasturbinenschaufeln, erst ermöglicht. Hierbei ist es von besonderem Vorteil, dass die gute Giessbarkeit ohne einen die Giessbarkeit einer Nickelbasis-Superlegierung steigernden Hafnium-Zusatz erzielt wurde. Ein Hafnium-Zusatz senkt nämlich zum einen die Schmelztemperatur von Nickelbasis- Superlegierungen beträchtlich. Hierdurch wird die Auflösung der gamma'-Phase während des Lösungsglühens erschwert oder sogar verunmöglicht. Zum anderen neigt Hafnium zu Reaktionen mit der die Schmelze aufnehmenden Formschale, was sich insbesondere bei der Herstellung von grossen Bauteilen nachteilig auswirken kann.

Anhand weiterer Giessversuche lässt sich zeigen, dass neben der Legierung C weitere ausscheidungshärtbare Nickelbasis- Superlegierungen, welche neben dem Nickel als weitere Legierungsbestandteile zumindest Chrom, Kobalt, Wolfram, Aluminium, Titan und Tantal enthalten, eine gute Giessbarkeit aufweisen, sofern der Anteil an Tantal mindestens das 1,5-fache des Anteils an Titan in Gewichtsprozent beträgt.

Zur Erzielung guter mechanischer Eigenschaften ist neben der Giessbarkeit vor allem die Wärmebehandelbarkeit der Nickel basis-Superlegierungen nach der Erfindung von besonderer Bedeutung. Erst in dem bei der Wärmebehandlung ausgeführten Schritt des Lösungsglühen kann die gamma'-Phase aufgelöst werden kann. Nur dann kann bei der als weiterem Schritt nachfolgenden Ausscheidungswärmebehandlung eine gleichmässige Verteilung von gamma'-Teilchen im umgebenden einer gamma-Phase zuzuordnenden Matrixmaterial sichergestellt werden. Kann hingegen die gamma'-Phase nicht vollständig aufgelöst werden, so resultieren überwiegend grob ausgebildete und ungleichmässig in der gamma-Matrix verteilte gamma'-Teilchen. Dies beein trächtigt zum einen die Kriechfestigkeit und beschleunigt zum anderen die Korrosion und die Oxidation.

Es wurde nun mittels Differential-Thermo-Analyse gefunden, dass bei Legierungen nach der Erfindung ein breites Temperaturinter vall zwischen der Auflösung der gamma'-Phase und dem Aufschmel zen der analysierten Legierungsprobe besteht. In diesem Temperaturintervall ist im allgemeinen ein vollständiges, zumindest aber ein nahezu vollständiges Auflösen der gamma'- Phase möglich.

Dies ist beispielsweise aus Fig. 1 ersichtlich. In dieser Figur verläuft die Wärmetönung einer phasenfreien Vergleichsprobe annähernd als Gerade. Die Wärmetönung der Legierung C hingegen weicht bei Temperaturen oberhalb ca. 900 bis 950°C wegen des Beginns der Auflösung der gamma'-Phase von dieser Geraden in Richtung endothermer Wärmetönung ab. Bei einer Temperatur T_g von ca. 1240°C ist die gamma'-Phase vollständig aufgelöst und die Wärmetönung der Legierung C entspricht bis zu einer Temperatur T_i von ca. 1280°C wieder der Wärmetönung der Vergleichsprobe. Erkenntlich an neuerlicher endothermer Wärmetönung beginnt die Legierung C oberhalb der Temperatur T_i aufzuschmelzen. Dieser Aufschmelzvorgang setzt bei geringfügiger Steigerung der Aufheizrate erst lange nach dem vollständigen Auflösen der gamma'-Phase ein. Wegen der vergleichsweise grossen Breite des von den Temperaturen T_g und T_i begrenzten Temperaturfensters kann die gamma'-Phase auch in einem industriellen Wärmebehandlungsprozess, in dem eine exakte Temperaturkonstanz nicht zu realisieren ist, vollständig aufgelöst werden, ohne dabei Gefahr zu laufen, dass es zum lokalen Aufschmelzen der Legierung kommt.

Entsprechendes Verhalten haben auch weitere Nickelbasis- Superlegierungen nach der Erfindung, wie etwa die Legierungen A, B, D und E auf. Diese Legierungen weisen zwischen ca. 1200 und 1300°C Temperaturfenster von ca. 30 bis 50°C auf, in denen Wärmebehandlungsschritte, wie etwa das Lösungsglühen, ausge führt werden können, ohne dass die Legierungen aufzuschmelzen beginnen.

Alle diese Nickelbasis-Superlegierungen zeichnen sich dadurch aus, dass ihr Tantalanteil ihren Titananteil in Gewichtsprozent um ein Mehrfaches übertrifft. Sobald die Gewichtsanteile an Tantal und an Titan miteinander vergleichbar werden, entfällt das Temperaturfenster und ohne Anschmelzen der betreffenden Nickelbasis-Superlegierungen ist keine vollständige Auflösung der gamma'-Phase möglich. Dies ist aus dem DTA-Diagramm der zum Stand der Technik zählenden Nickelbasis-Superlegierung I mit einem Ta/Ti-Gewichtsverhältnis von ca. 1,05 gemäss Fig. 2 ersichtlich. Bei dieser Legierung liegt die das Aufschmelzen einleitende Temperatur T_i erheblich unterhalb der Temperatur, bei der das Auflösen der gamma'-Phase abgeschlossen ist. Dementsprechend ist bei dieser Legierung keine vollständige Auflösung der gamma'-Phase möglich und bei der Ausscheidungshärtung resultieren lediglich grob ausgebildete und ungleich mässig verteilte gamma'-Teilchen. In Kombination mit der schlechteren Giessbarkeit gegenüber Legierungen nach der Erfindung ergibt sich, entsprechend der Legierung F, für gerichtet erstarrte Bauteile aus dieser Legierung gegenüber Legierungen nach der der Erfindung eine 2 bis 3-mal kleinere Kriechlebensdauer.

Bei Nickelbasis-Superlegierungen, bei denen der Anteil an Tantal mindestens das 1,5-fache des Anteils an Titan in Gewichtsprozent ausmacht, wird vor dem Anschmelzen nahezu die gesamte gamma'-Phase gelöst. Wie aus dem in Fig. 3 dargestellten DTA-Diagramm der Legierung H ersichtlich ist, ist dies darauf zurückzuführen, dass bei einem Ta/Ti-Verhältnis von ca. 1,5 die zugeordnete Nickelbasis-Superlegierung zwar kein eine vollstän dige Auflösung bewirkendes Temperaturfenster mehr aufweist, die Wärmetönung nähert sich aber vor dem Beginn des Aufschmelzens und nach nahezu vollständigem Auflösen der gamma'-Phase der Bezugslinie der Vergleichsprobe sehr stark an.

Da Titan zu einer gewissen Festigkeitssteigerung der gamma'- Phase beiträgt, sollte der Anteil an Titan mindestens 0,8 Gewichtsprozent betragen. Entsprechend sollte der Anteil an Tantal höchstens das 10-fache des Anteils an Titan in Gewichtsprozent betragen.

Besonders geeignet zur Herstellung gerichtet erstarrter Bauteile, wie insbesondere etwa Gasturbinenschaufeln, sind Nickelbasis-Superlegierungen, welche neben Nickel folgende Komponenten in Gewichtsprozent enthalten:
11,0-15,0 Chrom
2,0-11,0 Kobalt
3,5-10,0 Wolfram
3,0-5,5 Aluminium
bis 3,5 Titan
4,0-9,0 Tantal
0-3 Molybdän
0-0,05 Zirkonium
0-0,05 Bor, und
0,01-0,15 Kohlenstoff, wobei Ta/Ti ≧ 1,5.

Durch Erhöhung des Wolframgehaltes auf mindestens 5 Gewichts prozent wird die Stabilität der Teilchen der gamma'-Phase gegen Vergröberung und damit die Langzeitbeanspruchbarkeit bzw. die Kriechfestigkeit der Nickelbasis-Superlegierungen nach der Erfindung zusätzlich verbessert. Bevorzugte Legierungen sollten daher neben Nickel folgende Komponenten in Gewichtsprozent enthalten:
11,5-14,0 Chrom
3,0-11,0 Kobalt
5,0-9,5 Wolfram
3,0-5,0 Aluminium
bis 3,5 Titan
4,0-8,0 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,05 Zirkonium
0-0,05 Bor
0,01-0,15 Kohlenstoff, wobei Ta/Ti ≧ 1,5.

Eine besonders gute Kriechfestigkeit weisen Nickelbasis- Superlegierungen nach der Erfindung mit folgenden Zusammensetzungen auf:
Basis Ni
1,5-14,0 Chrom
3,0-11,0 Kobalt
7,5-9,5 Wolfram
3,1-4,0 Aluminium
2,2-3,3 Titan
4,4-5,8 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,05 Zirkonium
0-0,05 Bor
0,01-0,15 Kohlenstoff, wobei Ta/Ti ≧ 1,5,
sowie insbesondere
Basis Ni
11,8-12,5 Chrom
5,0-10,0 Kobalt
8,5-9,5 Wolfram
3,3-3,7 Aluminium
2,7-3,2 Titan
4,8-5,3 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,03 Zirkonium
0,005-0,03 Bor
0,02-0,10 Kohlenstoff.

Gute Kriechfestigkeit und gute Giessbarkeit weisen Nickelbasis- Superlegierungen nach der Erfindung auf, welche neben Nickel als Basismetall die nachfolgend angegebenen Zusammensetzungen in Gewichtsprozent aufweisen:
11,5-14,0 Chrom
3,0-11,0 Kobalt
5,0-7,0 Wolfram
3,6-4,8 Aluminium
1,4-2,4 Titan
5,6-7,3 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,05 Zirkonium
0-0,05 Bor
0,01-0,15 Kohlenstoff
und ferner
11,8-13,0 Chrom
5,0-10,0 Kobalt
5,5-6,3 Wolfram
3,9-4,4 Aluminium
1,7-2,2 Titan
6,4-7,0 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,03 Zirkonium
0,005-0,03 Bor
0,02-0,10 Kohlenstoff.

Claims

1. Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung, welche neben dem Nickel als weitere Legierungsbestandteile zumindest Chrom, Kobalt, Wolfram, Aluminium, Titan und Tantal enthält, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
11,0-15,0 Chrom
2,0-11,0 Kobalt
3,5-10,0 Wolfram
3,0-5,5 Aluminium
bis 3,5 Titan
4,0-9,0 Tantal
0-0,05 Zirkonium
0-0,05 Bor
0,01-0,15 Kohlenstoff
und durch einen Anteil an Tantal, welcher mindestens das 1,5-fache des Anteils an Titan in Gewichtsprozent beträgt.

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Titan mindestens 0,8 Gewichtsprozent beträgt.

3. Legierung nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Tantal höchstens das 10-fache des Anteils an Titan in Gewichtsprozent beträgt.

4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
11,5-14,0 Chrom
3,0-11,0 Kobalt
5,0-9,5 Wolfram
3,0-5,0 Aluminium
bis 3,5 Titan
4,0-8,0 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,05 Zirkonium
0-0,05 Bor
0,01-0,15 Kohlenstoff.

5. Legierung nach Anspruch 4, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
11,5-14,0 Chrom
3,0-11,0 Kobalt
7,5-9,5 Wolfram
3,1-4,0 Aluminium
2,2-3,3 Titan
4,4-5,8 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,05 Zirkonium
0-0,05 Bor
0,01-0,15 Kohlenstoff.

6. Legierung nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
11,8-12,5 Chrom
5,0-10,0 Kobalt
8,5-9,5 Wolfram
3,3-3,7 Aluminium
2,7-3,2 Titan
4,8-5,3 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,03 Zirkonium
0,005-0,03 Bor
0,02-0,10 Kohlenstoff.

7. Legierung nach Anspruch 6, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
11,5-14,0 Chrom
3,0-11,0 Kobalt
5,0-7,0 Wolfram
3,6-4,8 Aluminium
1,4-2,4 Titan
5,6-7,3 Tantal
0-2 Molybdän
0-0,05 Zirkonium
0-0,05 Bor
0,01-0,15 Kohlenstoff

8. Legierung nach Anspruch 7, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent: 11,8-13,0 Chrom 5,0-10,0 Kobalt 5,5-6,3 Wolfram 3,9-4,4 Aluminium 1,7-2,2 Titan 6,4-7,0 Tantal 0-2 Molybdän 0-0,03 Zirkonium 0,005-0,03 Bor 0,02-0,10 Kohlenstoff

9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung ein durch Ausschei dungshärtung erzieltes Gefüge mit einem gamma-Matrix gitter und mit darin enthaltenen gamma'-Ausscheidungen aufweist, welche vor der Ausscheidungshärtung durch Lösungsglühen nahezu vollständig in der Matrix gelöst sind.

10. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 als Werkstoff bei der Herstellung eines gerichtet erstarrten Bauteils, wie insbesondere einer Gasturbinenschaufel.