EP0760869A1 - Intermetallische nickel-aluminium-basislegierung - Google Patents

Intermetallische nickel-aluminium-basislegierung

Info

Publication number
EP0760869A1
EP0760869A1 EP95920844A EP95920844A EP0760869A1 EP 0760869 A1 EP0760869 A1 EP 0760869A1 EP 95920844 A EP95920844 A EP 95920844A EP 95920844 A EP95920844 A EP 95920844A EP 0760869 A1 EP0760869 A1 EP 0760869A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
chromium
tantalum
nial
alloy
alloy according
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP95920844A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP0760869B1 (de
Inventor
Gerhard Sauthoff
Benedikt Zeumer
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
HC Starck GmbH
Siemens AG
Original Assignee
HC Starck GmbH
Siemens AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by HC Starck GmbH, Siemens AG filed Critical HC Starck GmbH
Publication of EP0760869A1 publication Critical patent/EP0760869A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0760869B1 publication Critical patent/EP0760869B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ

Definitions

  • the invention relates to an intermetallic nickel aluminum base alloy which has the binary phase NiAl.
  • the invention further relates to the use of the intermetallic nickel-aluminum base alloy.
  • DE-AS 18 12 144 describes a process for producing a high-strength nickel-aluminum material with good resistance to oxidation.
  • nickel powder is mixed with aluminum powder and then pressed and cold-formed, so that a self-supporting and coherent shaped body with a fibrous or lamenarene
  • connection NissAl is also created. This solid solution as well as the compound Ni3Al could be verified with X-ray analysis. The extent to which other connections between nickel and aluminum can be achieved with the method cannot be found in the design specification.
  • the object of the invention is to improve the thermo-mechanical properties of a nickel-aluminum alloy. These include in particular the heat resistance, the oxidation resistance and the thermal shock resistance. Another object of the invention is to provide a use of such an improved nickel-aluminum alloy.
  • the object directed to a nickel-aluminum alloy is achieved by an intermetallic nickel-aluminum base alloy which predominantly has the binary phase NiAl and additionally chromium and tantalum, wherein the total proportion of chromium and tantalum is a maximum of 12 at.%.
  • the proportion of the binary phase NiAl is preferably between 70 to 95 at .-%, in particular between 85 and 90 at * t .-%.
  • the preferred content ranges for tantalum and chromium are 0.3 to 3.8 at .-% and 1.0 to 9.0 at .-%. Within these ranges, 0.3 to 0.9 at.% Tantalum and 1.0 to 3 at.% Chromium or 1.7 to 3.0 at.% Tan tal and 6.0 to 9 are preferred .0 at .-% chromium used.
  • the ratio of tantalum to chromium is preferably 1: 3 or less. With such a ratio, the concentration of substitution elements in the NiAl reaches a maximum.
  • the ratio of tantalum and chromium precipitations occur in the coarse, mul- tular Laves phase in the non-metallic nickel-aluminum base alloy on the grain boundaries of the binary phase NiAl, on which the elements Ni, Al, Cr and Ta can be involved.
  • there are excretions of finely divided Laves phase and ⁇ -chromium within the NiAl grains It is preferred that the structure of 5 to 11% by volume Laves phase, 3 to 10% by volume precipitates in NiAl and one
  • a structure has proven to be particularly advantageous which comprises approximately 11 vol.% Laves phase on the grain boundaries and approximately 10 vol.% Precipitates in the NiAl and NiAl as the remainder.
  • a further improvement in certain properties results if at least one element from the group iron, molybdenum, tungsten and hafnium is present in the alloy in an amount of up to 1 at.%, But not more than 3 at are included.
  • the alloy can also contain trace elements such as oxygen, nitrogen and sulfur, as well as production-related impurities.
  • the coarse or fine-particle multinary Laves phases and ⁇ -chromium are formed. These excretions are usually based on gussets points of different NiAl grains. Higher than the specified amounts of alloying elements tantalum or chromium can lead to an undesirable increase in the amount of precipitates. If the volume fractions of Laves phase increases too much, a cellular structure arises in which the Laves phase takes over the function of the matrix. Too large a proportion of Laves phase in the structure makes the intermetallic alloy brittle and difficult to process.
  • the object aimed at using the alloy is achieved according to the invention in that components of a gas turbine, in particular components exposed to high temperatures, such as gas turbine blades, are produced with the NiAl base alloy.
  • a component of a gas turbine, in particular a turbine blade, made from the base alloy is particularly suitable due to the high oxidation resistance for continuous use at high temperatures, for example above 1100 ° C., in particular at 1350 ° C.
  • an additional coating with protective layers can be dispensed with in such a component, depending on the requirements.
  • the intermetallic nickel-aluminum base alloy is generally also suitable as a material for the production of objects which must have high strength, high heat resistance, good toughness, good oxidation resistance and good thermal shock resistance.
  • the strength lies here with a 0.2% proof stress at room temperature of over 600 MPa.
  • the heat resistance lies at the 0.2% proof stress at over 200 MPa at 800 ° C and at over 90 MPa at 1000 ° C.
  • the toughness is at least 7 MPa / m and the oxidation resistance is of the order of magnitude
  • composition (in at.%) Of alloys sought is given in Table 1 below.
  • the structure of the structure ie the grain size, the distribution of precipitates and the size of the precipitate, varies greatly with the manufacturing process.
  • the distribution of the Laves phase particles is homogenized by thermodynamic treatments, extrusion (SP) or by using the powder metallurgical production route (PM).
  • SP thermodynamic treatments
  • PM powder metallurgical production route
  • the mechanical properties of the alloys are also heavily dependent on the selected manufacturing process. The following production routes for these alloys were followed:
  • Powder metallurgy by inert gas atomization and subsequent hot isostatic pressing at 1250 ° C.
  • the creep resistance (in MPa) of the alloys tested in the compression test (secondary stationary creep resistance than Funk ⁇ tion of the strain rate [1 / s] at 1000 ° C and 1100 ° C *) is shown in Table 3 below.
  • the creep strengths of this alloy are higher than the creep strengths of comparable intermetallic phases, for example higher than the creep strength of binary NiAl or NiAlCr alloys.
  • Table 4a gives a comparison of the 0.2% proof stress (in MPa) in the compression test of a conventional superalloy, a binary NiAl alloy and a NiAl-Ta-Cr alloy.
  • the superiority of the alloy according to the invention proves at temperatures above 1000 ° C.
  • the NiAl-Ta-Cr alloy Compared to conventional superalloys, the NiAl-Ta-Cr alloy has the advantage that it also has sufficient strength above 1050 ° C to 1150 ° C. There is no sudden drop in strength in this alloy due to the dissolution of the solidified phase.
  • Table 5 shows a comparison of the values of K ⁇ values of various ceramics known from industry data and of the powder-metallurgical processed NiAl-Ta-Cr alloy produced.
  • the alloy has a good oxidation resistance of the order of magnitude 5 * 10- ⁇ g 2 c " ⁇ s, which is therefore equal to or better than the oxidation resistance of binary NiAl.
  • no protective layers for example, are formed at high temperatures ceramic material, this eliminates the problem of the connection between ceramic and metallic components.
  • Adequate thermal shock resistance is given. At 1350 ° C, 500 temperature cycles of the alloy are achieved without damaging the material.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft eine intermetallische Nickel-Aluminium-Basislegierung, deren Gefüge überwiegend aus der binären Phase NiAl besteht und weiterhin die Elemente Chrom und Tantal aufweist. Der Anteil der Elemente Chrom und Tantal beträgt insgesamt maximal 12 at.-%. Die bevorzugten Gehaltsbereiche liegen bei 0,3 bis 3,8 at.-% Tantal und 1,0 bis 9,0 at.-% Chrom. Die intermetallische Nickel-Aluminium-Basislegierung zeichnet sich insbesondere durch eine hohe Oxidationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen, wie beispielsweise 1350 DEG C, aus. Sie eignet sich daher zur Herstellung von Bauteilen, welche einer hohen Temperatur-Dauerbelastung ausgesetzt sind, wie beispielsweise Gasturbinenschaufeln. Aufgrund der hohen Oxidationsbeständigkeit kann je nach Anforderung von zusätzlichen Oxidationsschutzschichten abgesehen werden.

Description

Beschreibung
Intermetallische Nickel-Aluminium-Basislegierung
Die Erfindung betrifft eine intermetallische Nickel-Alumini¬ um-Basislegierung, die die binäre Phase NiAl aufweist. Wei¬ terhin betrifft die Erfindung eine Verwendung der intermetal¬ lischen Nickel-Aluminium-Basislegierung.
In der DE-AS 18 12 144 ist ein Verfahren zur Herstellung ei¬ nes hochfesten Nickel-Aluminium-Werkstoffs mit guter Oxidati¬ onsbeständigkeit beschrieben. Bei dem Verfahren wird Nickel¬ pulver mit Aluminiumpulver gemischt und anschließend gepreßt und kalt verformt, so daß ein selbsttragender und zuεammen- hängender Formkörper mit einer faserigen oder lamenaren
Struktur entsteht. Der Anteil des Nitkels liegt bei minde¬ stens 80 % und der des Aluminiums bei maximal 20 %. Der zu¬ sammenhängende Formkörper wird anschließend nacheinander bei jeweils erhöhten Temperaturen warmverformt. Neben einer fe- sten Lösung des Aluminiums in dem Nickel entsteht zusätzlich hierbei vor allem die Verbindung NißAl. Diese feste Lösung sowie die Verbindung Ni3Al konnten mit Röntgenstrahlenanalyse nachgewiesen werden. Inwieweit andere Verbindungen zwischen Nickel und Aluminium mit dem Verfahren erreichbar sind, ist der Auslegungsschrift nicht zu entnehmen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, die thermo-mechani¬ schen Eigenschaften einer Nickel-Aluminium-Legierung zu ver¬ bessern. Hierzu zählen insbesondere die Warmfestigkeit, der Oxidationswiderstand und die Thermoschockbeständigkeit. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, eine Verwendung einer so verbesserten Nickel-Aluminium-Legierung anzugeben.
Erfindungsgemäß wird die auf eine Nickel-Aluminium-Legierung gerichtete Aufgabe durch eine intermetallische Nickel-Alumi¬ nium-Basislegierung gelöst, welche überwiegend die binäre Phase NiAl sowie zusätzlich Chrom und Tantal aufweist, wobei der gesamte Anteil an Chrom und Tantal maximal 12 at.-% be¬ trägt. Der Anteil der binären Phase NiAl liegt vorzugsweise zwischen 70 bis 95 at.-%, insbesondere zwischen 85 und 90 a*t.-%. Die bevorzugten Gehaltsbereiche für Tantal bzw. Chrom liegen bei 0,3 bis 3,8 at.-% bzw. 1,0 bis 9,0 at.-%. Innerhalb dieser Bereiche werden bevorzugt 0,3 bis 0,9 at.-% Tantal und 1,0 bis 3 at.-% Chrom bzw. 1,7 bis 3,0 at.-% Tan¬ tal und 6,0 bis 9,0 at.-% Chrom verwendet.
Das Verhältnis von Tantal zu Chrom beträgt dabei vorzugsweise 1 : 3 oder kleiner. Bei einem derartigen Verhältnis erreicht die Konzentration von Substituierungsele enten im NiAl ein Maximum. Durch Zugabe von Tantal und Chrom treten in der in¬ termetallischen Nickel-Aluminium-Basislegierung auf den -Korn- grenzen der binären Phase NiAl Ausscϊieidungen in grober mul- tinärer Laves-Phase auf, an der die 'Elemente Ni, AI, Cr und Ta beteiligt sein können. Zudem sind innerhalb der NiAl-Kör- ner Ausscheidungen feinteiliger Laves-Phase und α-Chrom. Da¬ bei wird bevorzugt, daß das Gefüge aus 5 bis 11 Vol.-% Laves- Phase, 3 bis 10 Vol.-% Ausscheidungen im NiAl sowie einem
Rest aus NiAl besteht. Besonders vorteilhaft hat sich ein Ge¬ füge erwiesen, das etwa 11 Vol.-% Laves-Phase auf den Korn¬ grenzen und etwa 10 Vol.-% Ausscheidungen im NiAl sowie NiAl als Rest umfaßt.
Eine weitere Verbesserung bestimmter Eigenschaften ergibt sich, wenn zusätzlich mindestens ein Element aus der Gruppe Eisen, Molybdän, Wolfram und Hafnium in einer Menge von je¬ weils bis 1 at.-%, insgesamt jedoch nicht mehr als 3 at.-% in der Legierung enthalten sind. Die Legierung kann darüber hin¬ aus Spurenelemente wie Sauerstoff, Stickstoff und Schwefel sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen aufweisen.
Durch Zusatz von Tantal und Chrom in den vorstehend jeweils angegebenen Gehaltsbereichen werden die bereits erwähnten groben bzw. feinteiligen multinären Laves-Phasen und α-Chrom gebildet. Diese Ausscheidungen sind in der Regel auf Zwickel- punkten verschiedener NiAl-Körnern zu finden. Höhere als die angegebenen Mengen an Legierungselementen Tantal bzw. Chrom können dazu führen, daß die Menge der Ausscheidungen in uner¬ wünschter Weise zunimmmt. Bei einer zu starken Zunahme der Volumenanteile an Laves-Phase entsteht eine zellulare Struk¬ tur, in der die Laves-Phase die Funktion der Matrix über¬ nimmt. Ein zu großer Anteil an Laves-Phase im Gefüge macht die intermetallische Legierung spröde und schlechter verar¬ beitbar.
Durch Zusatz eines oder mehrerer Elemente aus der Gruppe Ei¬ sen, Molybdän, Wolfram, Niob und Hafnium von jeweils bis 1 at.-%, insgesamt jedoch nicht mehr als 3 at.-%, kann eine Festigkeitssteigerung bei Kurzzeitbelastung erreicht werden. Allerdings wird die Kriechfestigkeit.'1verringert. Durch Zusatz von Hafnium wird nach erster Korrosi n eine verbesserte Haf¬ tung der Oxidschicht bewirkt.
Die auf eine Verwendung der Legierung gerichtete Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß mit der NiAl-Basislegie- rung Bauteile einer Gasturbine, insbesondere hochtemperatur- belastete Bauteile wie Gasturbinenschaufeln, hergestellt wer¬ den. Ein aus der Basislegierung hergestelltes Bauteil einer Gasturbine, insbesondere eine Turbinenschaufel, ist aufgrund des hohen Oxidationswiderstandes für den Dauereinsatz bei ho¬ hen Temperaturen beispielsweise von über 1100° C, insbeson¬ dere bei 1350° C, besonders geeignet. Je nach Anforderung kann bei einem solchen Bauteil im Gegensatz zu Superlegierun- gen von einer zusätzlichen Beschichtung mit Schutzschichten abgesehen werden. Eine so hergestellte Turbinenschaufel be¬ stehend aus einer einheitlichen Legierung ohne zusätzlich darauf anzubringende Schichten ist wesentlich einfacher her¬ stellbar und gegenüber den aus mehereren Schichten bestehen¬ den Turbinenschaufeln um die Problematik der Verbindung zwi- sehen den einzelnen Schichten befreit. Die intermetallische Nickel-Aluminium-Basislegierung eignet sich allgemein auch als Werkstoff für die Herstellung von Ge¬ genständen, die eine hohe Festigkeit, eine hohe Warmfestig¬ keit, eine gute Zähigkeit, einen guten Oxidationswiderstand und eine gute Thermoschockbeständigkeit besitzen müssen. Die Festigkeit liegt hierbei mit einer 0,2 %-Dehngrenze bei Raum¬ temperatur von über 600 MPa. Die Warmfestigkeit liegt bei der 0,2 %-Dehngrenze bei über 200 MPa bei 800° C und bei über 90 MPa bei 1000° C. Die Zähigkeit beträgt mindestens 7 MPa /m und der Oxidationswiderstand liegt in der Größenordnung von
10 -14 g2c -4«
Anhand der folgenden Beispiele wird die intermetallische Nik- kel-Aluminium-Basislegierung näher erläutert.
Die Zusammensetzung (in at.-%) von uYitersuchten Legierungen ist in der folgenden Tabelle 1 angegeben.
Tabelle 1
Die Ausbildung des Gefüges, d.h. die Korngröße, die Ausschei- dungsverteilung und die Ausscheidungsgröße variiert stark mit dem Herstellungsprozeß. Durch thermodynamische Behandlungen, Strangpressen (SP) oder Ausnutzung der pulvermetallurgischen Herstellungsroute (PM) wird die Verteilung der Laves-Phasen- Partikel homogenisiert. Auch die mechanischen Eigenschaften der Legierungen sind stark vom ausgewählten Herstellungsprozeß abhängig. Es wurden folgende Herstellungsrouten für diese Legierungen verfolgt:
- gerichtete Erstarrung als Möglichkeit, fehlerarme Gefüge durch Gießtechnologie zu erzeugen. Die Prozeßparameter ent¬ sprechen denen der Superlegierungen (vgl. U. Paul, VDI- Fortschrittsbericht Nr. 264, VDI-Verlag) ,
- Pulvermetallurgie: durch Inertgasverdüsung und anschließen¬ des heißisostatisches Pressen bei 1250° C,
- Strangpressen zur Gefügehomogenisierung und Einstellung de¬ finierter Korndurchmessergrößen bei 1250° C,
- Heißpressen bei einem mehrachsigen' Spannungszustand und 1100° C.
Gerichtet erstarrte Proben besitzen eindeutig höhere Festig- keit, während beispielsweise stranggepreßtes Material eine verringerte oder sehr geringe Festigkeit besitzt. In der fol¬ genden Tabelle 2 wird die 0,2 %-Dehngrenze im Stauchversuch für die verschiedenen Legierungen sowie für NiAl dargestellt.
Tabelle 2:
Der Kriechwiderstand (in MPa) der untersuchten Legierungen im Druckversuch (sekundäre stationäre Kriechfestigkeit als Funk¬ tion der Dehngeschwindigkeit [in 1/s] bei 1000° C und 1100*° C) ist in Tabelle 3 dargestellt.
Tabelle 3:
Die Kriechfestigkeiten dieser Legierung sind höher als die Kriechfestigkeiten vergleichbarer intermetallischer Phasen, beispielsweise höher als die Kriechfestigkeit von binärem NiAl bzw. NiAlCr-Legierungen.
Tabelle 4a gibt einen Vergleich der 0,2 %-Dehngrenze (in MPa) im Druckversuch einer konventionellen Superlegierung, einer binären NiAl-Legierung und einer NiAl-Ta-Cr-Legierung an.
Tabelle 4a:
In bezug auf die 0,2 %-Dehngrenze erweist sich die Überlegen¬ heit der erfindungsgemäßen Legierung bei Temperaturen ober¬ halb 1000° C.
Einen Vergleich des stationären Kriechwiderstands bei έ = 10"7 1/s (in MPa) im Druckversuch einer Superlegierung, einer binären NiAl-Legierung und der entwickelten NiAl-Ta-Cr- Legierung vermittelt die folgende Tabelle 4b:
Tabelle 4b:
Temperatur : NiAl-Ta-Cr NiAl-Ta-Cr
Ni50Al50 2823 / 2922 PM75 / SP75
1000 ° C 13 79 /89 23 /19
1100° C n .b . 3-3 /33 10/ 6
1200° C n .b . f /21
Hierin bedeutet die Abkürzung n.b. daß der entsprechende Wert nicht bestimmt wurde.
Gegenüber konventionellen Superlegierungen besitzt die NiAl- Ta-Cr-Legierung den Vorteil, daß sie auch oberhalb von 1050° C bis 1150° C eine ausreichende Festigkeit besitzt. Es gibt in dieser Legierung keinen plötzlichen Festigkeitsab¬ fall, der auf ein Auflösen der verfestigten Phase zurückzu¬ führen ist.
Tabelle 5 zeigt einen Vergleich der aus Industrieangaben be¬ kannten Werte von K ^-Werten verschiedener Keramiken sowie der hergestellten pulvermetallurgischen prozessierten NiAl- Ta-Cr-Legierung .
Tabelle 5 :
NiAl NiAl-Ta-Cr NiAl-Ta-Cr NiAl -Ta-Cr Sie Guß Guß PM SP
Kτ /MPa 4-5 * 4 , 5 8 8-11 4 , 6
* Reuß, Disertation, RWTH Aachen Die Zähigkeit der intermetallischen NiAl-Basislegierung ist deutlich besser als die gemessenen Daten für binäres NiAl und SiC.
Die Legierung besitzt einen guten Oxidationswiderstand der Größenordnung 5 • lO--^ g2c"^s, welcher somit gleich oder besser als der Oxidationswiderstand von binärem NiAl ist. Im Gegensatz zur Superlegierung sind somit bei hohen Temperatu¬ ren keine Schutzschichten, beispielsweise aus keramischem Ma- terial, nötig. Hierdurch entfällt die Problematik der Verbin¬ dung zwischen keramischen und metallischen Komponenten.
Eine ausreichende Thermoschockbeständigkeit ist gegeben. Bei 1350° C werden von der Legierung 500 Temperaturzyklen ohne eine Schädigung des Werkstoffes erreicht.

Claims

Patentansprüche
1. Intermetallische Nickel-Aluminium-Basislegierung, deren Gefüge überwiegend aus der binären Phase NiAl besteht und Chrom und Tantal aufweist, wobei die beiden Elemente Chrom und Tantal bis zu einem Gehalt von maximal 12 at.-% enthalten sind.
2. Legierung nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß die binä¬ re Phase NiAl 70 at.-% bis 95 at.-%, insbesondere 85 at.-% bis 90 ät.-%, an dem Gefüge ausmacht.
3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß sie
0,3 at.-% bis 3,0 at.-% Tantal und 1,0 at.- % bis 9,0 at.-% Chrom enthält.
4. Legierung nach Anspruch 3, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß sie 0,3 at.-% bis 0,9 at.-% Tantal und 1,0 at.- % bis 3,0 at Chrom enthält.
5. Legierung nach Anspruch 3, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß sie
0,7 at.-% bis 3,0 at.-% Tantal und 6,0 at.- % bis 9,0 at.-% Chrom enthält.
6. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß sie Tan¬ tal und Chrom im Verhältnis von 1 : 3 oder kleiner enthält.
7. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß auf zu- mindest einigen NiAl-Korngrenzen Ausscheidungen grober Laves- Phase und innerhalb zumindest einiger Nickel-Aluminium-Körner Ausscheidungen feinteiliger Laves-Phase und α-Chrom vorhan¬ den sind.
8. Legierung nach Anspruch 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß ihr Ge¬ füge aus 5 bis 11 Vol.-% Ausscheidungen grober Laves-Phase, 3 bis 10 Vol.-% Ausscheidungen feinteiliger Laves-Phase und α- Chrom im NiAl enthält.
9. Legierung nach Anspruch 8, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß ihr Ge¬ füge etwa 11 Vol.-% Laves-Phase auf den Korngrenzen und etwa 10 Vol.-% Ausscheidungen im binären NiAl aufweist.
10. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , daß sie zu¬ mindest ein Element aus der Gruppe Eisen, Molybdän, Wolfram, Niob und Hafnium in einer Menge von jeweils bis 1 at.-%, insgesamt jedoch nicht mehr als 3 at.-% enthält.
11. Verwendung einer intermetallischen Nickel-Aluminium-Ba¬ sislegierung, die überwiegend die binäre Phase NiAl sowie die Elemente Tantal und Chrom aufweist, wobei der gesamte Anteil an Tantal und Chrom bis maximal 12 at.-% beträgt, als Werk- stoff für die Herstellung von Gasturbinenbauteilen, wie Gasturbinenlaufschaufeln und Gasturbinenleitschaufeln.
12. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 10 als Werkstoff für die Herstellung von Gegenständen, mit einer hohen Festigkeit (0,2 %-Dehngrenze bei Raumtemperatur von über 600 MP) , eine hohe Warmfestigkeit (0,2 %-Dehngrenze von über 200 MP bei 800° C und über 90 MP bei 1000° C) , eine gute Zähigkeit (Kκ mindestens 7 MP/m) , ei¬ nen guten Oxidationswiderstand (ca. 5 • 10"^-^ g2c~^s) und ei- ne gute Thermoschockbeständigkeit aufweist.
EP95920844A 1994-05-21 1995-05-19 Intermetallische nickel-aluminium-basislegierung Expired - Lifetime EP0760869B1 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE4417936 1994-05-21
DE4417936A DE4417936C1 (de) 1994-05-21 1994-05-21 Nickel-Aluminium-Legierung
PCT/EP1995/001921 WO1995032314A1 (de) 1994-05-21 1995-05-19 Intermetallische nickel-aluminium-basislegierung

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP0760869A1 true EP0760869A1 (de) 1997-03-12
EP0760869B1 EP0760869B1 (de) 2001-04-25

Family

ID=6518734

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP95920844A Expired - Lifetime EP0760869B1 (de) 1994-05-21 1995-05-19 Intermetallische nickel-aluminium-basislegierung

Country Status (8)

Country Link
EP (1) EP0760869B1 (de)
JP (1) JPH10500453A (de)
KR (1) KR100359187B1 (de)
CN (1) CN1044493C (de)
CZ (1) CZ342696A3 (de)
DE (2) DE4417936C1 (de)
RU (1) RU2148671C1 (de)
WO (1) WO1995032314A1 (de)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE521471C2 (sv) 2001-03-27 2003-11-04 Koncentra Holding Ab Kolvring och beläggning på en kolvring innefattande ett kompositmaterial av en keram och en intermetallisk förening
CN100422369C (zh) * 2006-12-13 2008-10-01 北京航空航天大学 Ti改性NiAl-Cr(Mo)多相共晶结构金属间化合物
BR102013019686B1 (pt) 2013-08-01 2020-11-03 Mahle Metal Leve S/A anel de pistão e seu processo de fabricação
CN104073688B (zh) * 2014-06-19 2016-08-17 湖南科技大学 一种NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金作为碱腐蚀工况下自润滑耐磨材料的应用
CN104294328B (zh) * 2014-10-23 2017-02-01 上海应用技术学院 一种镍钼铝稀土镀层及其制备方法
DE102017109156A1 (de) 2016-04-28 2017-11-02 Hochschule Flensburg Hochwarmfester Werkstoff und dessen Herstellung
CN115595486B (zh) * 2022-10-14 2024-03-22 中国科学院金属研究所 一种高温涡轮叶片叶尖耐磨切削涂层及其制备方法和应用

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1812144C3 (de) * 1967-12-06 1974-04-18 Cabot Corp., Boston, Mass. (V.St.A.) Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Nickel-Aluminium-WerkstofTs
US5116691A (en) * 1991-03-04 1992-05-26 General Electric Company Ductility microalloyed NiAl intermetallic compounds

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO9532314A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
JPH10500453A (ja) 1998-01-13
CZ342696A3 (en) 1997-08-13
CN1044493C (zh) 1999-08-04
DE4417936C1 (de) 1995-12-07
KR100359187B1 (ko) 2003-01-24
KR970703438A (ko) 1997-07-03
RU2148671C1 (ru) 2000-05-10
DE59509221D1 (de) 2001-05-31
EP0760869B1 (de) 2001-04-25
WO1995032314A1 (de) 1995-11-30
CN1150826A (zh) 1997-05-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69620998T2 (de) Oxidationsbeständige molybdänlegierung
DE3023576C2 (de)
DE2445462C3 (de) Verwendung einer Nickellegierung
DE69017574T2 (de) Hochfestes ermüdungsrissbeständiges Legierungswerkstück.
DE3884887T2 (de) Schwermetallegierungen aus Wolfram-Nickel-Eisen-Kobalt mit hoher Härte und Verfahren zur Herstellung dieser Legierungen.
DE69013335T2 (de) Eisenaluminidlegierungen mit verbesserten eigenschaften für hochtemperaturverwendungen.
EP3175008B1 (de) Kobaltbasissuperlegierung
DE69701268T2 (de) Nickel-Legierung für Turbinenmotorbauteil
DE3030962A1 (de) Ein- und polykristalline legierung auf nickel- oder kobalt-basis.
DE68922873T2 (de) Gasturbine, Deckband für eine Gasturbine und Verfahren zur Herstellung des Deckbandes.
DE3823140C2 (de)
DE69229971T2 (de) Chrom enthaltende Gammatitanaluminiden
DE3887259T2 (de) Gamma-Prime-Phase enthaltende Legierungen und Verfahren zu ihrer Formung.
DE3000913A1 (de) Hartlegierung auf nickelbasis
EP1015650B1 (de) Legierung auf der basis von titanaluminiden
DE2714674C3 (de) Superlegierung mit hoher Dauerfestigkeit
EP0044351A1 (de) Hartlegierung, bestehend aus einem oder mehreren Hartstoffen und einer Bindemetall-Legierung, und Verfahren zum Herstellen dieser Legierung
EP2796588B1 (de) Verfahren zur Herstellung einer Hochtemperaturschutzbeschichtung
DE2401849A1 (de) Verfahren zum herstellen von verformten gegenstaenden aus einer dispersionsverfestigten legierung
EP3054023B1 (de) Al-reiche hochtemperatur-tial -legierung
EP3638820A1 (de) Monotektische aluminium-gleitlagerlegierung und verfahren zu seiner herstellung und damit hergestelltes gleitlager
DE2456857C3 (de) Verwendung einer Nickelbasislegierung für unbeschichtete Bauteile im Heißgasteil von Turbinen
DE3503110C2 (de)
EP3091095B1 (de) Rheniumfreie nickelbasis-superlegierung mit niedriger dichte
EP0760869B1 (de) Intermetallische nickel-aluminium-basislegierung

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 19961118

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): CH DE DK ES FR GB IT LI NL SE

17Q First examination report despatched

Effective date: 19970616

RBV Designated contracting states (corrected)

Designated state(s): CH DE DK ES FR GB IT LI NL SE

GRAG Despatch of communication of intention to grant

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS AGRA

GRAG Despatch of communication of intention to grant

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS AGRA

GRAH Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IGRA

GRAH Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IGRA

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): CH DE DK ES FR GB IT LI NL SE

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20010425

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Payment date: 20010514

Year of fee payment: 7

Ref country code: DK

Payment date: 20010514

Year of fee payment: 7

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: NV

Representative=s name: SIEMENS SCHWEIZ AG

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: ES

Payment date: 20010523

Year of fee payment: 7

REF Corresponds to:

Ref document number: 59509221

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20010531

ITF It: translation for a ep patent filed
ET Fr: translation filed
PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20010725

GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)

Effective date: 20010713

NLV1 Nl: lapsed or annulled due to failure to fulfill the requirements of art. 29p and 29m of the patents act
PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: ES

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20011030

RAP2 Party data changed (patent owner data changed or rights of a patent transferred)

Owner name: H.C. STARCK GMBH

Owner name: SIEMENS AKTIENGESELLSCHAFT

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: IF02

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

26N No opposition filed
PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SE

Payment date: 20020515

Year of fee payment: 8

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: CH

Payment date: 20020812

Year of fee payment: 8

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: 732E

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20030520

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20030531

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20030531

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: TP

EUG Se: european patent has lapsed
REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 20040525

Year of fee payment: 10

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 20050505

Year of fee payment: 11

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES;WARNING: LAPSES OF ITALIAN PATENTS WITH EFFECTIVE DATE BEFORE 2007 MAY HAVE OCCURRED AT ANY TIME BEFORE 2007. THE CORRECT EFFECTIVE DATE MAY BE DIFFERENT FROM THE ONE RECORDED.

Effective date: 20050519

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 20050721

Year of fee payment: 11

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20060131

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: ST

Effective date: 20060131

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20060519

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20061201

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 20060519