DE60100884T2

DE60100884T2 - Verfahren zur Herstellung einer Legierung auf Nickel-Basis mit verbesserter Hochtemperatursulfidierungs-Korrosionsbeständigkeit

Info

Publication number: DE60100884T2
Application number: DE60100884T
Authority: DE
Inventors: Toshiaki Nonomura; Takehiro Meito-ku Ohno; Toshihiro Uehara; Hiroshi Yakuwa; Matsuho Miyasaka; Shuhei Nakahama; Shigeru Shinagawa-ku Sawada
Original assignee: Ebara Corp; Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Ebara Corp; Proterial Ltd
Priority date: 2000-09-13
Filing date: 2001-07-16
Publication date: 2004-07-22
Anticipated expiration: 2021-07-17
Also published as: DE60100884D1; EP1191118B1; JP4382269B2; US6562157B2; EP1191118A1; US20020053376A1; JP2002088455A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer hitzebeständigen Legierung mit ausgezeichneter Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit, die für eine Verwendung in Apparaten geeignet ist, die in hochtemperaturkonosiven Umgebungen eingesetzt werden, insbesondere in beispielsweise H₂S und SO₂ enthaltenden, Sulfidisierungskorrosion verursachenden Umgebungen wie Expansionsturbinen, die Energie aus dem Abgas beispielsweise einer katalytischen Wirbelschichtkrackanlage in einem Erdölraffinationssystem zurückgewinnen.
Hitzebeständige Nickelbasislegierungen mit ausgezeichneter Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit bei hohen Temperaturen werden in breitem Umfang für Bauteile, die hohen Temperaturen ausgesetzt sind, wie Rotoren von Expansionsturbinen, verwendet. Ein typisches Beispiel für eine solche Legierung ist unter der Bezeichnung Waspaloy (eingetragenes Warenzeichen der United Technologies) bekannt.
Hitzebeständige Nickelbasislegierungen, die für Bauteile eingesetzt werden, die hohen Temperaturen ausgesetzt sind, erhalten üblicherweise ihre Hochtemperaturfestigkeit durch Ausscheidungsverfestigung durch intermetallische Verbindungen, die als γ'-Phase bezeichnet werden. Da die γ'-Phase Ni₃ (Al, Ti) als Basiszusam mensetzung besitzt, werden diesen Legierungen normalerweise Al und Ti zugesetzt.
Bei einer Verbrennungsgasatmosphäre ausgesetzten Hochtemperaturausrüstungen wie Turbinen und Heizkesseln ist andererseits das so genannte "Heißkorrosionsphänomen" bekannt, an welchem geschmolzene Salze wie Sulfate, V und Cl beteiligt sind. Es wird berichtet, dass die Sulfidisierungskorrosion, die durch die direkten Reaktionen von Gasen mit Metallen verursacht wird, an welchen geschmolzene Salze nicht beteiligt sind, bei Nickelbasislegierungen bei etwa 700°C oder darüber auftritt. Dieses Phänomen ist auf die Bildung von Ni-Ni₃S₂-Eutektika mit niedrigem Schmelzpunkt zurückzuführen.
Um die Energie in Erdölraffinerien zu erhalten, ist weiterhin ein System zur Rückgewinnung von Energie aus Abgasen aus der katalytischen Wirbelschichtkrackanlage entwickelt worden. Wurde Waspaloy, eine typische Nickelbasis-Superlegierung, für die Rotorblätter von Gasexpansionsturbinen in einer solchen Ausrüstung eingesetzt, trat an den Füßen der Rotorblätter Sulfidisierungskorrosion auf, obwohl sie sich in einem Temperaturbereich befinden, der weit unter der Temperatur liegt, die bisher als kritisch angesehen worden ist.
Eine gründliche Untersuchung dieses Phänomens zeigte, dass, obwohl sich die Korrosion entlang der Korngrenzen ausbreitete, in den korrodierten Bereichen keine geschmolzenen Salze vorhanden waren, was anzeigte, dass die Korrosion durch direkte Reaktionen des Metalls mit Gasen verursacht wurde. Eine solche Korngrenzen- Sulfidisierungskonosion einer Nickelbasis-Superlegierung in einer mit Schwefel beladenen Gasumgebung, die keine geschmolzenen Salze enthält, und in einem Temperaturbereich von unterhalb des eutektischen Punktes von Ni-Ni₃S₂ war bisher kaum beobachtet worden.
Zur Lösung dieses Problems sind von den Anmeldern des US-Patents 5 900 078, erteilt am 4. Mai 1999, die Einflüsse von Legierungselementen auf das Sulfidisierungsverhalten von Waspaloy in einer schwefelbeladenen Gasumgebung in einem Temperaturbereich von unterhalb des eutektischen Punktes von Ni-Ni₃S₂ gründlich untersucht und festgestellt worden, dass die Sulfidisierungsschicht in der Korngrenzen enthaltenden Legierung an Ti, Al und Mo angereichert ist, die in der Legierung enthalten sind, und dass der Ti- und der Al-Gehalt der Legierung einen ausgeprägten Effekt auf die Sulfidisierungskonosionsbeständigkeit der Legierung hat.
Im Ergebnis ist eine hochtemperatursulfidisierungskonosionsbeständige Nickelbasislegierung vorgeschlagen worden, wie in US-Patent 5 900 078 offenbart, die 12 bis 15% Co, 18 bis 21% Cr, 3,5 bis 5% Mo, 0,02 bis 0,1% C, nicht mehr als 2,75% Ti und nicht weniger als 1,6% Al enthält, wobei der Rest, ausschließlich der Verunreinigungen, im Wesentlichen aus Ni besteht.
Die im US-Patent 5 900 078 offenbarte Legierung ist industriell als hitzebeständige Ni-Legierung interessant geworden, deren Sulfidisierungskonosionsbeständigkeit durch die Verringerung des Ti-Gehaltes und die Erhöhung des Al-Gehaltes unter den Zusatzelementen von Waspaloy drastisch verbessert worden ist.
Von den Erfindern ist jedoch nach weiteren Untersuchungen der Legierung festgestellt worden, dass die Sulfidisierungskonosionsbeständigkeit, insbesondere die Konosionsbeständigkeit an den Korngrenzen der Legierung, d. h. die intergranulare Sulfidisierungskonosionsbeständigkeit selbst dieser Legierung mit verbesserter Sulfidisierungskonosionsbeständigkeit, wie in US-Patent 5 900 078 offenbart, sich durch die Herstellung mit verschiedenen Verfahren verändern kann. Dasselbe gilt für Waspaloy, die sehr bekannt ist. So ist beispielsweise eine typische thermisch-mechanische Bearbeitung, die für Waspaloy angewendet wird, auf Seite 265 des Metal Handbook, 9. Auflage, Bd. 14, "Forming and Forging", ASM International, April 1988, USA, beschrieben. Das Verfahren umfasst die Stufen Erstes Schmieden bei 1120°C, Fertigschmieden bei unter 1010°C, Lösungsglühen bei 1010°C, Aushärten 4 h bei 845°C und 16 h bei 760°C und anschließend Abkühlung an Luft.
In US 4 612 062 ist eine ähnliche thermisch-mechanische Behandlung für eine Nickelbasis-Superlegierung mit der Zusammensetzung C 0,02 bis 1,00 Gew.-%, Cr 13 bis 22 Gew.-%, Mo 3 bis 6 Gew.-%, Ti 0,8 bis 3,5 Gew.-%, Al 0,3 bis 4,0 Gew.-%, Nb 0 bis 6 Gew.-%, Co 0 bis 20 Gew.-% und Fe 0 bis 20 Gew.-% beschrieben.
Da die Wärmebehandlungsbedingungen für diese hitzebeständigen Ni-Legierungen oftmals festgelegt werden, indem hauptsächlich auf Festigkeitseigenschaften und Warmumformbarkeit Wert gelegt wird, haben die resultierenden Legierungen nicht notwendigerweise eine gute Hochtemperatur-Sulfidisierungskonosionsbeständigkeit.
Ein Verfahren zur Herstellung einer Nickelbasislegierung mit verbesserter Heißsulfidisierungs-Korrosionsbeständigkeit ist in EP 1 146 133 A1 offenbart. Die Nickelbasislegierung besteht aus 0,005 bis 0,1% C, 18 bis 21% Cr, 12 bis 15% Co, 3,5 bis 5,0% Mo, nicht mehr als 3,25% Ti und 1,2 bis 4,0% Al (angegeben in Gewichtsprozenten), wobei der Rest im Wesentlichen aus Ni besteht. Die Legierung wird nach Lösungswärmebehandlung 1 bis 16 Stunden lang einer Stabilisierungsbehandlung bei einer Temperatur von mindestens 860°C und höchstens 920°C und 4 bis 48 Stunden lang einer Aushärtungsbehandlung bei einer Temperatur von mindestens 680°C und höchstens 760°C unterworfen.
Zusammenfassung der Erfindung
Deshalb liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Herstellungsverfahren, insbesondere ein Fertigwarmumformungs- und ein Wärmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit der sulfidisierungskorrosionsbeständigen Nickelbasislegierung, die im US-Patent 5 900 078 offenbart ist, und anderer Nickelbasislegierungen, die für Bauteile für korrosionsbeständige Hochtemperaturausrüstungen verwendet werden, bereitzustellen, wobei dieselben Hochtemperaturfestigkeitseigenschaften wie bei den herkömmlichen Legierungen erhalten bleiben.
Nach Untersuchung der intergranularen Sulfidisierungskorrosionseigenschaften der im US-Patent 5 900 078 offenbarten sulfidi sierungskorrosionsbeständigen Nickelbasislegierung und von Waspaloy, die verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen wurden, ist von den Erfindern festgestellt worden, dass die Korngrenzen korrodieren, da hauptsächlich aus Cr bestehende Carbide auf den Korngrenzen ausgeschieden werden, wodurch sich der Cr-Gehalt in der Nähe der Korngrenzen verringert und sich entlang der Korngrenzen an Cr verarmte Gebiete bilden. Demzufolge basiert die Erfindung auf der Voraussetzung, dass die Sulfidisierungskorrosion an den Korngrenzen bekämpft werden kann, indem die Bildung von an Cr verarmten Gebieten an den Korngrenzen verhindert wird.
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 gelöst.
Vorzugsweise umfasst das Herstellungsverfahren weiterhin eine mindestens 8stündige Nachaushärtungsbehandlung bei nicht unter 620°C und nicht höher als die Hauptaushärtungstemperatur minus 20°C.
Die Erfindung besteht aus einem Herstellungsverfahren für eine Nickelbasislegierung mit verbesserter Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit, deren wünschenswerte Legierungszusammensetzung Ti: nicht mehr als 2,75%, Al: 1,6 bis 4,0%, in Gewichtsprozenten, und besonders bevorzugt eines von B: nicht mehr als 0,01% und Zr: nicht mehr als 0,1%, in Gewichtsprozenten, ist.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1A und 1B zeigen mikroskopische Aufnahmen eines Querschnitts durch Korngrenzen von Probekörpern, nachdem diese auf 1010°C bzw. 1080°C erhitzt worden waren,
2A und 2B zeigen mikroskopische Aufnahmen eines Querschnitts durch Probekörper, nachdem diese auf 1010°C bzw. 1040°C erhitzt worden waren,
3 zeigt eine mikroskopische Aufnahme eines Querschnitts durch einen Probekörper, der unter Bedingung 21 behandelt worden und nach 19stündiger Sulfidisierungskorrosion unter Spannungsbelastung gerissen war, und
4 zeigt Kurven der Temperatur-Zeit-Korngrenzenkorrosionsempfindlichkeit im Streicher-Test.
Ausführliche Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Die Erfindung wurde basierend auf der Vorstellung vollendet, dass die Sulfidisierungskorrosion entlang der Korngrenzen unterdrückt werden kann, indem die Bildung von an Cr verarmten Gebieten entlang der Korngrenzen gehemmt wird; diese Vorstellung wurde von Beobachtungsergebnissen abgeleitet, die bei der Untersuchung der intergranularen Sulfidisierungskorrosionseigenschaften einer im US-Patent 5 900 078 offenbarten hochtemperatur-sulfidisierungskorrosionsbeständigen Nickelbasislegierung und von Waspaloy gewonnen wurden, dass die Korngrenzen korrodieren, da sich an Cr verarmte Gebiete entlang der Korngrenzen bilden, da hauptsächlich aus Cr bestehende Carbide auf den Korngrenzen ausgeschieden werden, wodurch sich der Cr-Gehalt in der Nähe der Korngrenzen verringert.
Der erste wichtige Punkt der Erfindung ist die Senkung der Fertigwarmumformtemperatur der Nickelbasislegierung mit einer speziellen Zusammensetzung auf unter die Carbidlösungstemperatur. Dabei ist zu beachten, dass sich der erfindungsgemäß benutzte Begriff "Carbide" auf Cr-Carbide bezieht.
Durch Fertigwarmumformung einer Nickelbasislegierung bei einer Temperatur von unterhalb der Carbidlösungstemperatur kann ein carbidhaltiges Legierungsgefüge erhalten werden. Cr-Carbide, die vor dem Fertigwarmumformen vorhanden waren, lösen sich teilweise in der festen Lösung auf, während sich zusätzliche Cr-Carbide während des Fertigwarmumformens auf den Korngrenzen ausscheiden. Demzufolge bilden sich an Cr verarmte Gebiete um die Cr-Carbide in der Anfangsstufe des Fertigwarmumformens, wobei jedoch die an Cr verarmten Gebiete in der Nähe der Cr-Carbide verschwinden, je weiter die Cr-Diffusion fortschreitet, da die Legierung während des Fertigwarmumformens auf erhöhten Temperaturen gehalten wird. Wird die Legierung nach dem Fertigwarmumformen langsam abgekühlt, kann sich ein bestimmter Teil der Cr-Carbide auf den Korngrenzen ausscheiden, wodurch sich an Cr verarmte Gebiete bilden. Diese an Cr verarmten Gebiete können aufgrund der Cr-Diffusion in der Lösungswärmebehandlung nach dem Fertigwarmumformen verschwinden.
Weiterhin zielt die Fertigwarmumformung bei relativ niedrigen Temperaturen von unterhalb der Carbidlösungstemperatur darauf ab, Spannungen zu verursachen, die in der Legierung zurückbleiben, und dass die Restspannungen die Cr-Diffusion während der anschließenden festen Lösungs- und Stabilisierungsbehandlung beschleunigen, was sich vorteilhaft auf das Verschwinden der an Cr verarmten Gebiete auswirkt.
Anschließend wird als ein Beispiel für die Warmumformung das Schmieden betrachtet. Das Schmieden kann grob in das Vorwalzen, wobei Blöcke auf Barren, Knüppel und andere Zwischenformen verkleinert werden, und das Fertigschmieden, wobei Barren oder Knüppel weiter auf eine Form reduziert werden, die schon in der Nähe der gewünschten endgültigen Form liegt, unterteilt werden. Die Erfindung ist auf die Fertigwarmumformung für die Reduzierung von Metallbarren oder -knüppeln auf eine Form, die der gewünschten endgültigen Form nahe kommt, gerichtet. Dabei umfasst der erfindungsgemäß benutzte Begriff Warmumformung das Walzen, Strangpressen und verschiedene andere Warmumformverfahren zusätzlich zum zuvor genannten Schmieden.
Die erfindungsgemäß hergestellte Nickellegierung wird oftmals beispielsweise für relativ große Scheiben verwendet. In solchen Verwendungen ist das Schmieden für diesen Zweck geeignet, da das für eine solche Warmumformung eingesetzte Material ebenfalls eine ausgedehnte Größe hat. Weiterhin schließt die erfindungsgemäße Fertigwarmumformung bei relativ niedrigen Temperaturen einen hohen Grad an Verformungswiderstand ein, der zu einer Wärmeentwicklung führt. Dies resultiert im Aufheizen des Materials, was es schwierig macht, die Materialtemperatur auf unterhalb der Carbidlösungstemperatur, wie sie erfindungsgemäß definiert ist, zu halten.
Demzufolge ist das Warmpressen am geeignetsten, da dies ein Warmumformvorgang ist, der auf die Fertigwarmumformung großer Materialien aus Nickellegierung angewendet und relativ leicht an den Umformgrad angepasst werden kann, sodass das Material auf niedrigen Temperaturen von unterhalb der Carbidlösungstemperatur gehalten wird, um eine Wärmeentwicklung im Material zu verhindern.
Danach wird die fertigwarmumgeformte Nickelbasislegierung einer festen Lösungswärmebehandlung unterworfen. Der zweite erfindungsgemäße wichtige Punkt besteht darin, die feste Lösungswärmebehandlung durchzuführen, indem ihre Temperatur auf eine Temperatur von unterhalb der Carbidlösungstemperatur und unterhalb der Rekristallisationstemperatur eingestellt wird. Dabei besteht der Hauptzweck dieser Behandlung darin, die Bildung neuer Korngrenzen zu verhindern, die von der Rekristallisation verursacht werden, während die Cr-Carbide, die bei der Fertigwarmumformung erhalten werden, bleiben, wie sie sind (oder die Cr-Carbide in der festen Lösung nicht vollständig gelöst werden), wodurch die Ausscheidung neuer Cr-Carbide während der Stabilisierungs- und der Aushärtungsbehandlung minimiert wird, die nach der festen Lösungsbehandlung durchzuführen sind, abgesehen von dem Zweck, dass Ti und Al als γ'-bildenden Elementen erlaubt wird, sich in der festen Lösung zu lösen.
Das heißt, dass die anschließende Stabilisierungs- und Aushärtungsbehandlung unvermeidlich zur Ausscheidung von Cr-Carbiden auf den Korngrenzen führen, wie weiter unten beschrieben wird. Die Cr-Carbide, die in der festen Lösung während der festen Lösungsbehandlung gelöst werden, können erneut während der anschließenden Stabilisierungs- und Aushärtungsbehandlung ausscheiden, wobei sich an Cr verarmte Gebiete bilden. Wenn die Cr-Carbide, die bei der Fertigwarmumformung erhalten worden sind, belassen werden, wird andererseits der Anteil an Cr-Carbid-Ausscheidung auf den Korngrenzen während der Stabilisierungs- oder Aushärtungsbehandlung verringert, was zu einer Verkleinerung der an Cr verarmten Gebiete führt.
Darüber hinaus haben, wenn die Austenitkörner in der Legierung rekristallisiert sind und neue Korngrenzen während einer festen Lösungsbehandlung bilden, deren Lösungsbehandlungstemperatur unterhalb der Carbidlösungstemperatur liegt, die neu gebildeten Korngrenzen keine Carbidausscheidung. Somit wird, wenn auf die feste Lösungsbehandlung eine Stabilisierungs- und eine Aushärtungsbehandlung folgt, eine große Menge an neuen Cr-Carbiden auf den Korngrenzen ausgeschieden, was in der Bildung eines großen Anteils an an Cr verarmten Gebieten führt, die ohne eine recht lange Stabilisierungs- und Aushärtungsbehandlung nicht adäquat verschwinden könnten. Das klare Ergebnis ist ein Produkt mit schlechter Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit. Erfindungsgemäß wird daher die feste Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von unterhalb der Rekri stallisationstemperatur durchgeführt, um zu verhindern, dass sich in der festen Lösungsbehandlung neue Austenitkorngrenzen bilden.
Außerdem erleichtern die Restspannungen, die von der zuvor beschriebenen Fertigwarmumformung bei niedrigen Temperaturen und der festen Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von unterhalb der Rekristallisationstemperatur verursacht werden, die Diffusion von Cr während der Stabilisierungsbehandlung, was sich vorteilhaft auf das Verschwinden der an Cr verarmten Gebiete auswirkt.
Weiterhin schließt die Erfindung eine Stabilisierungs- und eine Aushärtungsbehandlung nach der zuvor beschriebenen festen Lösungswärmebehandlung ein. Obwohl der Hauptzweck der Stabilisierungs- und der Aushärtungsbehandlung in der Erhöhung der Festigkeit der Legierung besteht, kann erfindungsgemäß auch die Korrosionsbeständigkeit zusätzlich zur Festigkeit verbessert werden, wenn die Stabilisierungs- und die Aushärtungsbehandlung unter solchen Bedingungen durchgeführt werden, wie sie erfindungsgemäß als wünschenswerter Bereich spezifiziert sind. Das heißt, dass sich neue Cr-Carbide vollständig ausscheiden können und deshalb Cr während der Stabilisierungsbehandlung diffundieren kann, wodurch das Cr veranlasst wird, in die an Cr verarmten Gebiete zu diffundieren, die aus der Ausscheidung von Cr-Carbiden resultieren, und die an Cr verarmten Gebiete durch Durchführung der Stabilisierungsbehandlung unter Bedingungen verschwinden, die höher als die normalerweise eingehaltenen sind (beispielsweise 843°C × 4 h, luftgekühlt), nämlich bei einer höheren Temperatur und einem längeren Zeitraum, sodass sich Cr-Carbide ausscheiden können und Cr adäquat diffun dieren kann. Indem während der Stabilisierungsbehandlung die an Cr verarmten Gebiete wieder in den alten Zustand zurückversetzt werden, und so viele Cr-Carbide wie möglich in dieser Stufe auf diese Art und Weise zur Ausscheidung gebracht werden, kann die Ausscheidung zusätzlicher Cr-Carbide und die daraus folgende Bildung von an Cr verarmten Gebieten während des anschliessenden Alterns (Aushärtens) minimiert werden.
Wenn auf diese Stabilisierungsbehandlung eine falsche Alterungsbehandlung (Aushärten) folgte, könnte jedoch eine erneute Ausscheidung zusätzlicher Cr-Carbide und die daraus resultierende Bildung von an Cr verarmten Gebieten stattfinden, was die Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit der Legierung beeinträchtigen würde. Die Erfindung besteht daher darin, dass die Ausscheidung von Cr-Carbiden gehemmt wird, indem die Bedingungen des Aushärtens auf ein niedrigeres Niveau als die Temperatur des herkömmlichen Aushärtens (beispielsweise 16 Stunden lang bei 760°C und luftgekühlt) festgelegt werden.
Unter Berücksichtigung der Tatsache, dass die Bedingungen der Stabilisierungs- und Alterungs-(Aushärtungs-)Behandlung die Festigkeitseigenschaften der Legierungen stark beeinflussen, wie weiter oben beschrieben, wurden die Bedingungen der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung so festgelegt, dass sie der Legierung adäquate Festigkeitseigenschaften verleihen. Das heißt, die erfindungsgemäßen Wärmebehandlungsbedingungen wurden so festgelegt, dass das Hauptaugenmerk auf die Korrosionsbeständigkeit der Legierung gelegt wurde, während die Bedingungen sorgfältig untersucht wurden, welche auch eine adäquate Festigkeit sicherstellen können, anders als bei den herkömmlichen Wärmebehandlungsbedingungen, bei welchen das Augenmerk auf der Festigkeit allein liegt.
Die Stabilisierungs- und die Aushärtungsbehandlung werden weiter unten näher beschrieben.
Wie in den weiter unten folgenden Beispielen beschrieben wird, zeigten die von den Erfindern durchgeführten Untersuchungen, dass die Bildung von an Cr verarmten Gebieten, die von der Ausscheidung von Cr-Carbiden auf den Korngrenzen der Legierung verursacht wird, in einem Temperaturbereich von über 760°C und unter 860°C merklich erleichtert wird. Demzufolge ermöglicht es die Erfindung, die Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit der Legierung durch Korngrenzenausscheidung von so viel Cr-Carbiden wie möglich zu erhöhen, während die Bildung von an Cr verarmten Gebieten gehemmt wird, indem die Legierung einer Stabilisierungsbehandlung bei einer Temperatur von oberhalb dieses Temperaturbereichs unterworfen und die Ausscheidung von Cr-Carbiden auf den Korngrenzen der Legierung gehemmt wird, indem die Legierung einer Alterungs-(Aushärtungs-)Behandlung bei einer Temperatur von unterhalb dieses Temperaturbereichs unterworfen wird.
Andererseits haben die Stabilisierungs- und Alterungs-(Aushärtungs)Behandlung die Aufgabe, die Ausscheidung und das Wachstum der γ'-Phase zu erleichtern, die zur Hochtemperaturfestigkeit von Legierungen beiträgt. Liegt jedoch die Temperatur der Stabilisierungsbe handlung über 920°C, wird die γ'-Phase merklich vergröbert, wodurch die Hochtemperaturfestigkeit beeinträchtigt wird. Wenn die Stabilisierungsbehandlung bei einer Temperatur von nicht unter 860°C und nicht höher als 920°C nicht länger als 1 Stunde lang durchgeführt wird, wird die γ'-Phase nicht entsprechend ausgeschieden und wächst auch nicht entsprechend, und wenn der Zeitraum der Stabilisierungsbehandlung mehr als 16 Stunden beträgt, so neigt die γ'-Phase zur Vergröberung, was zu einer niedrigeren Hochtemperaturfestigkeit führt. Demzufolge wurden die Bedingungen der Stabilisierungsbehandlung auf 1 bis 16 Stunden lang in einem Temperaturbereich von nicht unter 860°C und nicht über 920°C festgelegt.
Wenn sich die Alterungs-(Aushärtungs-)Bedingungen in einem Temperaturbereich von unter 680°C befinden, wird die γ'-Phase ausgeschieden und wächst unzureichend, was in einer ungenügenden Hochtemperaturfestigkeit resultiert. Selbst wenn sich der Temperaturbereich im Bereich von nicht unter 680°C und nicht über 760°C bewegt, würde eine Aushärtungszeit von weniger als 4 Stunden zu einer unzureichenden Ausscheidung und zu unreichendem Wachstum der γ'-Phase führen, während eine Aushärtungszeit von länger als 48 Stunden die Ausscheidung von Carbiden auf den Korngrenzen der Legierung erleichtern würde. Somit wurden die Alterungs(Aushärtungs-)Bedingungen wie folgt festgelegt: Aushärtungstemperatur von nicht unter 680°C und nicht höher als 760°C und Aushärtungszeit von 4 bis 48 Stunden.
Erfindungsgemäß sollte vorzugsweise eine Nachaushärtungsbehandlung bei einer Temperatur von nicht höher als die Temperatur der Alterungs-(Aushärtungs-)Behandlung – 20°C und nicht unter 620°C nicht kürzer als 8 Stunden lang durchgeführt werden. Anders ausgedrückt sollte die Nachalterungs-(Nachaushärtungs-)Behandlung in einem Temperaturbereich von unterhalb der Temperatur der Alterungs-(Aushärtungs-)Behandlung durchgeführt werden. Durch diese Nachalterungs-(Nachaushärtungs-)Behandlung kann die Ausscheidungsverfestigung durch die im Korn verfeinerte γ'-Phase weiter ohne die Ausscheidung von Cr-Carbiden auf den Korngrenzen erleichtert werden, wodurch es möglich wird, die Festigkeit weiter zu erhöhen, ohne dadurch die Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit zu beeinträchtigen.
Bei einer Temperatur der Nachalterungs-(Nachaushärtungs-)Behandlung von unter 620°C würde die γ'-Phase kaum ausscheiden, mit wenig Einfluss auf die Erhöhung der Festigkeit, während bei einer Temperatur der Nachalterungs-(Nachaushärtungs-)Behandlung, die die Temperatur der Alterungs-(Aushärtungs-)Behandlung – 20°C überschreitet, die während der Alterungs-(Ausärtungs-)Behandlung ausgeschiedene γ'-Phase vergröbern würde, was wenig zu dem die Festigkeit erhöhenden Effekt der Auscheidung der im Korn verfeinerten γ'-Phase beitrüge. Aus diesem Grund wurde die obere Temperaturgrenze der Nachalterungs-(Nachaushärtungs-)Behandlung auf die Alterungs-(Aushärtungs-)Temperatur – 20°C festgelegt. Wäre sie zu kurz, würde der Zeitraum der Nachalterungs-(Nachaushärtungs)Behandlung den Beitrag der Ausscheidung der verfeinerten γ'-Phase zur Ausscheidungsverfestigung verringern, weshalb der Zeitraum der Nachalterungs-(Nachaushärtungs-)Behandlung auf mindestens 8 Stunden festgelegt wurde.
Wie zuvor detailliert dargelegt, kann durch das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung einer Nickelbasislegierung die Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit dieser Legierung erhöht werden, wobei der Legierung auch ausgezeichnete Festigkeit bei hohen Temperaturen verliehen wird. Damit sich die Eigenschaften der Legierung vollständig entfalten können, ist es jedoch notwendig, die Legierungszusammensetzung zu optimieren, deren Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit verbessert werden soll.
Im Folgenden werden Legierungszusammensetzungen beschrieben, die für eine erfindungsgemäße Verwendung geeignet sind. Dabei ist festzustellen, dass, sofern nichts anderes mitgeteilt wird, in dieser Beschreibung durchgängig Gewichtsprozente genannt werden.
C bildet Carbide aus TiC mit Ti und vom Typ M₆C, M₇C₃ und M₂₃C₆ mit Cr und Mo. Diese Carbide unterstützen dabei, die Vergröberung der Körner zu hemmen. Darüber hinaus sind sie wesentliche erfindungsgemäße Bestandteile, da sie dabei helfen, die Korngrenzen zu verfestigen, wenn entsprechende Mengen an M₆C und M₂₃C₆ auf den Korngrenzen ausgeschieden werden. Diese Effekte sind jedoch nicht zu erwarten, wenn der Kohlenstoffgehalt unter 0,005% sinkt. Andererseits verringert ein C-Gehalt von über 0,1% nicht nur die für die Ausscheidungshärtung notwendige Ti-Menge, sondern erhöht auch die Cr-Carbide übermäßig, die auf den Korngrenzen ausgeschieden werden, wodurch die Korngrenzen geschwächt werden und ein viel längerer Zeitraum zum Ausscheiden von Cr-Carbiden auf den Korngrenzen und für die Wiederherstellung des vorhergehenden Zustandes der an Cr verarmten Gebiete erforderlich ist. Deshalb wurde C auf 0,005 bis 0,1% begrenzt.
Cr bildet eine stabile und dichte Oxidschicht, wodurch die Oxidationsbeständigkeit in einer korrosiven Umgebung erhöht wird, in welcher Oxidationsfaktoren wie Atmosphäre, oxidierende Säuren und Hochtemperaturoxidation gleichzeitig wirken. Mit C kombiniert, scheidet Cr Carbide wie Cr₇C₃ und Cr₂₃C₆ aus, welche die Hochtemperaturfestigkeit verbessern. Liegt der Cr-Gehalt unter 18%, wird jedoch die Oxidationsbeständigkeit unter den zuvor genannten Effekten unzureichend, und ein Cr-Gehalt, der 21% übersteigt, erleichtert die Bildung schädlicher intermetallischer Verbindungen wie der σ-Phase. Deshalb wurde Cr auf 18 bis 21% festgelegt.
Co in einer Nickelbasislegierung liegt in fester Lösung mit einem die Matrix verfestigenden Effekt vor und hat auch einen Verfestigungseffekt, da es den Anteil an der festen Lösung der γ'-Phase in der Ni-Basismatrix verringert und den Anteil der γ'-Ausscheidung erhöht. Co-Gehalte von unter 12% genügen nicht, um diese Effekte zu erhalten, während 15% übersteigende Co-Gehalte schädliche intermetallische Verbindungen wie die σ-Phase bilden können, wodurch die Kriechfestigkeit verschlechtert wird. Deshalb wurde Co auf 12 bis 15% begrenzt.
Mo, das sich hauptsächlich in der γ- und γ'-Phase löst, verbessert die Hochtemperaturfestigkeit und dient auch zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit gegenüber Salzsäure. Mo-Gehalte von unter 3,5% reichen jedoch nicht, um diese Effekte zu bewirken, während 5% übersteigende Mo-Gehalte die Matrix destabilisieren. Deshalb wurde Mo auf 3,5 bis 5,0% begrenzt.
Ti und Al, welche die γ'-Phase in Form von Ni₃ (Al, Ti) bilden, sind wichtige Elemente, die zur Ausscheidungshärtung beitragen. Mit steigendem Ti-Gehalt wird jedoch die Sulfidisierungskorrosion in einer Legierung erleichtert. Deshalb wurde die Obergrenze des Ti-Gehaltes auf 3,25% festgelegt. Die besonders bevorzugte Obergrenze des Ti-Gehaltes, um das Fortschreiten der Sulfidisierungskorrosion zu hemmen, beträgt 2,75%. Andererseits erschweren zu niedrige Ti-Gehalte, die erforderliche Hochtemperaturfestigkeit aufrechtzuerhalten. Ein Ti-Gehalt von mindestens 0,5% ist die Untergrenze.
Wird der Ti-Gehalt innerhalb dieses Bereichs gehalten, muss ein Al-Gehalt von mindestens 1,2% zugesetzt werden, um die Hochtemperaturfestigkeit durch Bildung eines ausreichenden Anteils der γ'-Phase aufrecht zu erhalten. Dabei ist eine Erhöhung des Al-Gehaltes bei der Verbesserung nicht nur der Hochtemperaturfestigkeit, sondern auch der Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit wirkungsvoll. Eine übermäßige Zugabe von Al kann jedoch eine kleine Bruchdehnung, schlechte Brucheinschnürung und schlechte Warmumformbarkeit bei hohen Temperaturen verursachen. Deshalb wurde die Obergrenze des Al-Gehaltes auf 4,0% festgelegt. Um die Ausgewogenheit zwischen Hochtemperaturfestigkeit, Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit, Hochtemperaturduktilität und Warmumformbarkeit sicherzustellen, sollte die Untergrenze des Al-Gehaltes vorzugsweise auf 1,6% festgelegt werden. Durch Kontrollieren des Ti- und des Al-Gehaltes können Hochtemperaturfestigkeit und Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit verbessert werden.
Erfindungsgemäß kann eines oder beide von nicht mehr als 0,01% B und nicht mehr als 0,1% Zr als Element oder Elemente enthalten sein, die nicht wesentlich sind, aber durch Erhöhung der Korngrenzenfestigkeit einen Korngrenzenbruch hemmen können. Werden B und Zr in Anteilen von über 0,01% bzw. 0,1% zugesetzt, senken sie jedoch den Schmelzpunkt der Korngrenzen, was die Legierung für einen Schmelzbruch anfällig macht. B- und Zr-Gehalt wurden deshalb auf nicht mehr als 0,01% bzw. nicht mehr als 0,1% begrenzt.
Weiterhin können maximal 0,02% Mg als Element zugesetzt werden, das bei der Verbesserung der Warmumformbarkeit unterstützt, weil die Temperatur der Fertigwarmumformung auf eine etwas niedrigere Höhe erfindungsgemäß, wie weiter oben beschrieben, festzusetzen ist. Die Obergrenze sollte auf 0,02% festgelegt werden, da eine Mg-Zugabe von über 0,02% intermetallische Magnesiumverbindungen mit niedrigem Schmelzpunkt auf den Korngrenzen bilden kann, was die Warmumformbarkeit hemmt. Höchstens 0,02 Calcium können auch als ein Element mit ähnlichen Wirkungen zugesetzt werden.
Folgende Elemente können auch der erfindungsgemäßen Legierung innerhalb festgelegter Bereiche zugesetzt werden: P ≤ 0,04%, S ≤ 0,01%, Cu ≤ 0,30%, V ≤ 0,5%, Y ≤ 0,3%, Seltenerdelemente ≤ 0,02%, W ≤ 0,5%, Nb ≤ 0,5% und Ta ≤ 0, 5%.
Beispiele
Die Erfindung wird anschließend unter Bezugnahme auf die Beispiele näher erläutert.
Die Legierungen wurden in einem Vakuuminduktionsofen hergestellt, im Vakuum gegossen und zu rechteckigen Barren mit 60 × 130 × 1 000 mm und zu Scheiben mit einem Durchmesser von 500 mm oder 1 400 mm geschmiedet, welche die Scheiben einer Gasexpansionsturbine simulierten und als Probekörper verwendet wurden. Die chemische Zusammensetzung der Probekörper ist in Tabelle 1 gezeigt. Legierung A war eine in US Patent 5 900 078 offenbarte Legierung und Legierung B war die als Waspaloy bekannte Legierung.
Tabelle 1
Diese Legierungen wurden, wie in Tabelle 2 aufgeführt, geschmiedet, wärmebehandelt und geprüft, um ihre Festigkeitseigenschaften und Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeitseigenschaften zu ermitteln. In Tabelle 2 entsprechen die in den die Legierung betreffenden Spalten gegebenen Symbole denen von Tabelle 1. Die mit dem Buchstaben L in den Spalten Schmiedebedingungen gekennzeichneten repräsentieren die Legierungsprobekörper, die durch Vorwalzen von Stahlblöcken erhalten und wiederholtem Schmieden und Fertigschmieden (Fertigwarmumformung) bei 1010°C unterworfen wurden, und die mit dem Buchstaben H gekennzeichneten repräsentieren die Legierungsprobekörper, die durch Vorwalzen von Stahlblöcken und wiederholtes Schmieden und Fertigschmieden (Fertigwarmumformung) bei 1080°C erhalten wurden.
Die Beziehung zwischen Schmiedetemperatur und Carbidlösungstemperatur wurde bestätigt. Um sich über diese Beziehung zu vergewissern, wurden 20-mm-Blöcke aus den geschmiedeten Probekörpern (Schmiedebedingung L) erhalten, erhitzt und vier Stunden lang auf 1010°C oder 1080°C gehalten. Nach Abkühlung an der Luft wurde das Gefüge der Blöcke mit einem Rasterelektronenmikroskop untersucht. Die kleinen würfelförmigen Probekörper mit einer Kantenlänge von 20 mm wurden in dem Versuch zur Beschleunigung der Abkühlungsgeschwindigkeit verwendet, um neue Cr-Carbide während des Abkühlens am Ausscheiden zu hindern. In den 1A und 1B ist ihr mit dem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Gefüge gezeigt. Es wurde nachgewiesen, dass die Carbide auf den Korngrenzen nach Erwärmung auf 1010°C blieben (1A), während praktisch alle davon nach Erwärmung auf 1080°C (1B) in Lösung gingen. Dies bedeutet, dass die Schmiedebedingung L dem Schmieden bei einer Temperatur von unterhalb der Carbidlösungstemperatur entspricht.
Als Nächstes wurde die Beziehung zwischen Lösungsbehandlungstemperatur und Rekristallisationstemperatur untersucht. Fertig geschmiedete Probekörper (Schmiedebedingung L) wurden erhitzt und vier Stunden lang auf 1010°C oder 1040°C gehalten, anschließend wurde ihr Gefüge auf dieselbe Weise wie im vorhergehenden Beispiel untersucht. Die Ergebnisse sind in 2 gezeigt. Bei einer Erwärmungstemperatur von 1010°C fand Rekristallisation kaum statt (2A), während bei 1040°C die Rekristallisation fast unverändert stattfand (2B). Daraus folgt, dass die Rekristallisati onstemperatur im Temperaturbereich von über 1010°C und unter 1040°C liegt.
Danach wurden Blöcke, die genügend groß waren, damit man aus ihnen verschiedene Probekörper entnehmen konnte, aus Proben der fertig geschmiedeten Legierungen A und B erhalten und, wie in Tabelle 2 aufgeführt, verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen. Aus den Blöcken wurden Probekörper hergestellt und getestet, um ihre Festigkeitseigenschaften und Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeitseigenschaften zu ermitteln.
Die Festigkeitseigenschaften wurden als Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und bei 538°C und als Kriechrisseigenschaften bei einer Temperatur von 732°C und unter einer Spannung von 517 MPa ermittelt. Ihre Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeitseigenschaften wurden als Vorhandensein/Abwesenheit von Rissen und Tiefe der Korngrenzen-Sulfidisierungskorrosion, beobachtet durch Betrachtung des Querschnitts nach Exposition der Probekörper einr 600°C, N₂ – 3% H₂ – 0,1% H₂S-Gasatmosphäre 96 Stunden lang unter Ausüben einer Zugspannung von 588 MPa ermittelt. In Tabelle 3 sind die Festigkeitseigenschaften und die Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeitseigenschaften der Probekörper aufgeführt.
Wie bei den mechanischen Eigenschaften ergibt sich aus den in Tabelle 3 mitgeteilten Ergebnissen, dass die Legierungen, die den erfindungsgemäßen Behandlungen unterworfen wurden, eine ausreichende Festigkeit haben, da ihre mechanischen Eigenschaften fast vergleichbar mit denjenigen der herkömmlichen Legierung (Waspaloy) sind, die sich auf dem Niveau der in Tabelle 3 genannten Bedingungen 4 und 21 befinden. Legierung A und B, die der Schmiede- und Wärmebehandlung (unter den Bedingungen 5 bis 9) unterworfen worden waren, hatten eine maximale Korrosionstiefe, die so niedrig wie kleiner als 10 μm war, in einer Sulfidisierungskorrosionsumgebung. Die Legierungen A und B, die der Schmiede- und der Wärmebehandlung der Vergleichsbeispiele unterworfen worden waren, hatten andererseits eine Korngrenzenkorrosion, die so tief wie nicht weniger als 20 μm in den Legierungen war, oder rissen zur Hälfte, da sie dem 96-Stunden-Expositionsversuch nicht standhielten.
Eine Betrachtung des Querschnitts der gerissenen Legierung, die unter Bedingung 21 behandelt worden war, zeigte, dass die Legierung durch eine schwere Korngrenzen-Sulfidisierungskorrosion angegriffen worden war, wie in 3 dargestellt, was zeigt, dass die Korngrenzen-Sulfidisierungskorrosion für den Riß in der Legierung verantwortlich ist.
Dies ist auf die Tatsache zurückzuführen, dass eine hohe Temperatur der festen Lösungsbehandlung das Auflösen und Rekristallisieren von Carbiden ungeachtet der niedrigen Schmiedetemperatur beschleunigt, und dass die anschließende Stabilisierungs- und Aushärtungsbehandlung die Carbide veranlasst, auf den Kristallitkorngren zen auszuscheiden, die sich als Ergebnis der Rekristallisation neu gebildet haben, wodurch um die Carbide an Cr verarmte Gebiete gebildet werden, was zur Verschlechterung der Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit führt, wie weiter oben beschrieben. In den Vergleichsbeispielen (Bedingungen 22 und 23) war die Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit nicht ausreichend, da die hohe Schmiedetemperatur zu hoch war, obwohl die Temperatur der festen Lösungsbehandlung niedrig war.
Darüber hinaus hatten die Probekörper Nr. 5 bis 9, die einer Stabilisierungsbehandlung bei mindestens 860°C und höchstens 920°C und einer Aushärtungsbehandlung bei mindestens 680°C und höchstens 760°C unterworfen worden waren, eine maximale Tiefe der Korngrenzenkorrosion, die so klein wie höchstens 10 μm war, und eine weit bessere Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit als diejenigen, die unter den Bedingungen 1 bis 4 behandelt worden waren.
Diese Gründe können aus einer Korngrenzenkorrosionskarte verstanden werden, die durch den anschließend beschriebenen Streicher-Test angefertigt wird.
Der Streicher-Test ist für die Untersuchung des Bildungsgrades von an Cr verarmten Gebieten bestimmt, die durch die Ausscheidung von Korngrenzencarbiden verursacht werden (Fähigkeit zur Korngrenzenkorrosion). Wie weiter oben beschrieben, ist die hier behandelte Korngrenzen-Sulfidisierungskorrosion auf die Bildung von an Cr verarmten Gebieten in der Nähe der Korngrenzen zurückzuführen, die durch die Ausscheidung von Cr-Carbiden auf den Korngrenzen verursacht werden. Demzufolge kann der Umfang der im Streicher-Test bewerteten an Cr verarmten Gebieten proportional zur Korngrenzen-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit angesehen werden. Dies wurde durch Vergleich der Ergebnisse der Streicher-Tests und der Heißsulfidisierungskorrosionstests bestätigt.
In Tabelle 4 sind die Wärmebehandlungsbedingungen für die Probekörper im Streicher-Test aufgeführt. Als Probekörper wurde die unter der Schmiedebedingung L behandelte Legierung A benutzt. In 4 ist eine Korngrenzen-Korrosionskarte gezeigt, in welcher der Bereich des an Cr verarmten Gebietes durch Auftragen des Korrosionsverlustes im Streicher-Test in Bezug auf Temperatur und Zeit gezeigt ist.
Tabelle 4
4 ist zu entnehmen, dass die Temperaturbereiche der 843°C × 4 h-Stabilisierungsbehandlung, an Luft abgekühlt, und 760°C × 16 h, Aushärtungsbehandlung, an Luft abgekühlt, die üblicherweise durchgeführt werden, zu den Wärmbehandlungsbedingungen gehören, bei welchen die Anfälligkeit gegenüber Korngrenzenkorrosion am größten wird, sodass sie nicht als die optimalen Bedingungen angesehen werden können, wenigstens nicht, was die Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit betrifft. Weiterhin ist festgestellt worden, dass, wenn die Stabilisierungsbehandlung in einem höheren Temperaturbereich und die Aushärtungsbehandlung in einem niedrigeren Temperaturbereich durchgeführt wird, die Anfälligkeit für Korngrenzenkorrosion geringer und die Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit größer wird. Wie weiter oben diskutiert, ermöglicht es die Erfindung, eine Stabilisierungsbehandlung nach der Lösungswärmebehandlung bei höheren Temperaturen als unter den herkömmlichen Behandlungsbedingungen und eine Aushärtungsbehandlung bei niedrigeren Temperaturen als unter den herkömmlichen Bedingungen durchzuführen, wodurch die Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit deutlich verbessert wird. Dies stimmt mit den Ergebnissen der Legierungen überein, die unter den Bedingungen 5 bis 9 in Tabelle 3 behandelt wurden.
Diese Versuchsergebnisse legen nahe, dass die Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit deutlich verbessert werden kann, während fast dieselben Festigkeitseigenschaften bei erhöhter Temperatur durch erfindungsgemäßes Schmieden und Wärmebehandeln einer hochhitzebeständigen Nickelbasislegierung erhalten werden.
Wie zuvor beschrieben, wird erfindungsgemäß eine Nickelbasislegierung mit verbesserter Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit, insbesondere Korngrenzen-Korrosionsbeständigkeit, wobei ausreichende Hochtemperaturfestigkeitseigenschaften erhalten bleiben, verglichen mit den herkömmlichen Wärmebehandlungsverfahren, in welchen der Schwerpunkt auf Festigkeit allein liegt, bereitgestellt. Somit können erfindungsgemäß Ausrüstungskomponenten mit hoher Zuverlässigkeit in einer Sulfidisierungskorrosionsumgebung bereitgestellt werden.
Mit der verschlechterten Qualität fossiler Brennstoffe, die aus den Forderungen an sinkende Belastung der Umwelt und die Energieerhaltung resultiert, und erhöhtem Wirkungsgrad von Energieausrüstungen in den letzten Jahren, sind die Betriebsbedingungen für Hochtemperaturausrüstungen wie Turbinen und Heizkessel zunehmend härter geworden. Deshalb werden Erfindungen, welche die verbesserte Korrosionsbeständigkeit von Ausrüstungskomponenten betreffen, wie die vorliegende Erfindung, in Zukunft größere Bedeutung gewinnen.

Claims

Verfahren zur Herstellung einer Legierung auf Nickelbasis, die erhöhte Hochtemperatur-Sulfidisierungskorrosionsbeständigkeit besitzt und, in Gewichtsprozenten angegeben, 0,005 bis 0,1% C, 18 bis 21% Cr, 12 bis 15% Co, 3,5 bis 5,0% Mo, 0,5 bis 3,25% Ti und 1,2 bis 4,0% Al und wahlweise B ≤ 0,01%, Zr ≤ 0,1%, Mg ≤ 0,02%, Ca ≤ 0,02%, P ≤ 0,04%, S ≤ 0,01%, Cu ≤ 0,3%, V ≤ 0, 5%, Y ≤ 0, 3%, Seltenerdmetalle ≤ 0, 02%, W ≤ 0, 5%, Nb ≤ 0,5% und Ta ≤ 0,5 enthält, wobei der Rest aus Ni und zufälligen Verunreinigungen besteht, das die Stufen: – nach Fertigwarmumformung bei einer Temperatur von unterhalb der Carbidlösungstemperatur von über 1010°C und unter 1080°C Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von unterhalb der Carbidlösungstemperatur und unterhalb der Rekristallisationstemperatur von über 1010°C und unter 1040°C, – ein- bis sechzehnstündige Stabilisierungsbehandlung bei einer Temperatur von 860 bis 920°C und – vier- bis 48stündige Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von 680 bis 760°C umfasst.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Legierung weiterhin nicht weniger als 8 Stunden lang einer Nachalterungsbehandlung bei einer Temperatur von nicht unter 620°C, aber nicht höher als die Alterungsbehandlungstemperatur minus 20°C unterworfen wird.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Legierung nicht mehr als 2,75 Gew.-% Ti und 1,6 bis 4,0 Gew.-% Al enthält.
Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Legierung eines von nicht mehr als 0,01% B und nicht mehr als 0,1% Zr enthält.