EP1536026A1 - Hochtemperaturbeständiges Bauteil - Google Patents

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EP1536026A1
EP1536026A1 EP03027388A EP03027388A EP1536026A1 EP 1536026 A1 EP1536026 A1 EP 1536026A1 EP 03027388 A EP03027388 A EP 03027388A EP 03027388 A EP03027388 A EP 03027388A EP 1536026 A1 EP1536026 A1 EP 1536026A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
component according
ppm
alloy
strength promoter
component
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.)
Withdrawn
Application number
EP03027388A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Winfried Dr. Esser
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.)
Siemens AG
Siemens Corp
Original Assignee
Siemens AG
Siemens Corp
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 Siemens AG, Siemens Corp filed Critical Siemens AG
Priority to EP03027388A priority Critical patent/EP1536026A1/de
Priority to CNB2004800347308A priority patent/CN100549197C/zh
Priority to PCT/EP2004/011923 priority patent/WO2005061742A1/de
Priority to EP07019290A priority patent/EP1914326A3/de
Priority to US10/580,696 priority patent/US20070071607A1/en
Priority to EP04790725A priority patent/EP1685264A1/de
Publication of EP1536026A1 publication Critical patent/EP1536026A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • 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
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • 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%

Definitions

  • the invention relates to a high temperature resistant component from an alloy, in particular from a nickel, cobalt or Iron-based superalloy with excreta.
  • the nickel alloy consists of up to 0.3% carbon, 11-15% chromium, 8-12% cobalt, 1-2.5% molybdenum, 3-10% tungsten, 3.5-10% tantalum, 3.5- 4.5% titanium, 3-4% aluminum, 0.005-0.025% boron, 0.05-0.4% zirconium, balance nickel. Furthermore, 0.01-3% hafnium is additionally included in the alloy.
  • US-PS-5,611,670 discloses a blade for a Gas turbine.
  • the blade has a monocrystalline Platform area and a single-crystal blade on.
  • An attachment region of the blade is directed with a solidified structure executed.
  • the shovel is out of one Casting superalloy following in weight percent Composition: up to 0.2% carbon, 5-14% Chromium, 4-7% aluminum, 2-15% tungsten, 0.5-5% titanium, up to 3% niobium, up to 6% molybdenum, up to 12% tantalum, up to 10.5% cobalt, up to 2% hafnium, up to 4% rhenium, up to 0.035% boron, up to 0.035% zirconium and the balance nickel.
  • Alloy compositions in principle for the proposed gas turbine blade are suitable, but show none with regard to a particular oxidation and Corrosion resistance or strength suitable Composition area on.
  • EP 0 297 785 B1 discloses a nickel-base superalloy disclosed for single crystals.
  • the superalloy points in Percent by weight of the following composition: 6-15% chromium, 5-12% tungsten, 0.01-4% rhenium, 3-9% tantalum, 0.5-2% Titanium, 4-7% aluminum and optionally 0.5-3% molybdenum.
  • This superalloy will be both a High temperature crack resistance as well as a Corrosion resistance achieved. To the Corrosion resistance may not affect the Titanium content does not exceed two percent by weight.
  • U.S. Patent No. 5,122,206 discloses a nickel-base superalloy given a particularly narrow coexistence zone for the has solid and liquid phase and thus especially for a single crystal casting process is suitable.
  • the alloy has the following composition in weight percent: 10-30 % Chromium, 0.1-5% niobium, 0.1-8% titanium, 0.1-8% aluminum, 0.05-0.5% copper or instead of copper 0.1-3% tantalum, where in first case also hafnium or rhenium with a content of 0.05-3% may be present and in the second Fall also instead of rhenium or hafnium 0.05-0.5% copper.
  • optionally 0.05-3% molybdenum or tungsten be provided.
  • WO 01/09403 A1 shows a nickel-based alloy with 11-13 % Chromium, 3-5% tungsten, 0.5-2.5% molybdenum, 3-5% aluminum 3 - 5% titanium, 3 - 7% tantalum, 0 - 12% cobalt, 0 - 1% niobium 0 - 2% hafnium, 0 - 1% zirconium, 0 - 0.05% boron, 0 - 0.2% Carbon, 1 - 5% rhenium, 0 - 5% ruthenium, balance nickel.
  • the education promoted by rhenium embrittles intermetallic phases (Cr- and / or rhenium-containing Precipitates) leads to a reduction of the service life by cracking.
  • U.S. Patent 3,907,555 shows an alloy that can be up to 6.5% Tin contains.
  • the values of tin are at least 1.0 wt%.
  • tin is included as part of a Ni-based alloy listed in which the allowable share of Tin must be less than 25 ppm. This means that the Proportion of tin represents an undesirable impurity.
  • the US-PS 6,308,767 shows a production method of directed structures of a superalloy, in which a Melt cooled in another liquid metal. It However, ensure that tin is the superalloy not contaminated. Tin is therefore an undesirable Component of the alloy.
  • the invention is based on the object of a component an alloy, in particular of a nickel, cobalt or To specify iron-base superalloy, the most favorable Properties in terms of high-temperature strength, Oxidation and corrosion resistance and stability against ductility-reducing formation of intermetallic phases has a long life.
  • the object directed to a component solved by specifying a high temperature resistant component from an alloy containing at least one strength promoter with a maximum content of 2000 ppm, in particular 1100 ppm having.
  • the firmness can be due to a refined and high proportion of precipitates ( ⁇ '-phase) in the alloy is improved become.
  • the superalloy of the specified component is specified in its composition for the first time so that for the component particularly favorable properties in terms its high-temperature strength, its oxidation and Corrosion resistance and stability against the formation of ductile reducing intermetallic Phases exists.
  • a refined and high proportion of precipitates is achieved by the addition of the strength promoter, for example, that it represents a disturbance in the system and serves as a nucleating agent or a Keiminitiator, so that small amount is already sufficient. There are many, especially refined excretions.
  • the superalloy contains at most one Weight percent niobium.
  • the cobalt content of the superalloy is preferred less than 12 weight percent, while the niobium content is at at most one percent by weight.
  • a proportion of cobalt is between 6 and 10% and a content of zirconium between 0 and 0.1% of advantage.
  • the component has a directionally solidified Grain structure on.
  • a directionally frozen Structure are the grain boundaries substantially along one Axis aligned. This results in a particularly high Strength along this axis.
  • the component has a monocrystalline Structure on. Due to the monocrystalline structure strength-reducing grain boundaries avoided in the component and it results in a particularly high strength.
  • the component is as a Gasurbinenleit- or trained bucket.
  • a gas turbine blade is particularly high requirements in terms of a High temperature strength and oxidation / corrosion resistance exposed.
  • the component can also be a part (blade) of a steam turbine or aircraft turbine.
  • FIG. 1 shows a perspective view of a blade 120, 130, which extends along a longitudinal axis 121.
  • the blade 120 may be a blade 120 or a vane 130 be a turbomachine.
  • the turbomachine can a gas turbine of an aircraft or power plant for Electricity generation, a steam turbine or a compressor be.
  • the blade 120, 130 has along the longitudinal axis 121 consecutively a fastening region 400, a blade platform 403 adjoining thereto and an airfoil 406.
  • the blade at its blade tip 415 may have another platform (not shown).
  • a blade root 183 is formed, which serves for attachment of the blades 120, 130 to a shaft or a disc (not shown).
  • the blade root 183 is designed, for example, as a hammer head. Other designs as Christmas tree or Schwalbenschwanzfuß are possible.
  • the blade 120, 130 has a leading edge 409 and a trailing edge 412 for a medium flowing past the airfoil 406.
  • the blade 120, 130 can be made by a casting process, also by directional solidification, by a forging process, by a milling process or combinations thereof.
  • Workpieces with a monocrystalline structure or structures are used as components for machines which are exposed to high mechanical, thermal and / or chemical stresses during operation.
  • the production of such monocrystalline workpieces for example, by directed solidification from the melt.
  • dendritic crystals are aligned along the heat flow and form either a columnar grain structure (columnar, ie grains that run the entire length of the workpiece and here, in common parlance, referred to as directionally solidified) or a monocrystalline structure, ie the whole Workpiece consists of a single crystal.
  • directionally solidified columnar grain structure
  • monocrystalline structure ie the whole Workpiece consists of a single crystal.
  • directionally rigid structures so This means both single crystals that do not have grain boundaries or at most small angle grain boundaries, as well Stem crystal structures, probably in the longitudinal direction grain boundaries running, but no transverse grain boundaries exhibit.
  • second-mentioned crystalline Structures are also known as directionally rigidified structures (directionally solidified structures).
  • the blade 120, 130 may be hollow or solid.
  • the blade 120, 130 is to be cooled, it is hollow and possibly still has film cooling holes (not shown). As protection against corrosion, the blade 120, 130 bspw. corresponding mostly metallic coatings on and as Protection against heat mostly still a ceramic Coating.
  • Further strength promoters are, for example, lead (Pb), gallium (Ga), calcium (Ca), selenium (Se), arsenic (As); Bismuth (Bi), neodymium (Nd), praseodymium (Pr), copper (Cu), alumina (Al 2 O 3 ), magnesia (MgO), hafnia (HfO 2 ), zirconia (ZrO 2 ), spinels (MgAl 2 O 4 ), carbides or nitrides or iron (Fe) in nickel- or cobalt-based superalloys. It can also be used several strength promoters.
  • the strength promoters may be metallic and / or ceramic. Various strength promoters made of metal and / or ceramic can be used. The added amount in ppm always refers to the total amount of precipitation conveyor.
  • FIG. 2 shows by way of example a gas turbine 100 in a partial longitudinal section.
  • the gas turbine 100 has inside a rotatably mounted about a rotation axis 102 rotor 103, which is also referred to as a turbine runner.
  • a suction housing 104 a compressor 105, for example, a toroidal combustion chamber 110, in particular annular combustion chamber 106, with a plurality of coaxially arranged burners 107, a turbine 108 and the exhaust housing 109th
  • the annular combustion chamber 106 communicates with an annular annular hot gas channel 111, for example.
  • Each turbine stage 112 is formed of two blade rings.
  • a series 125 formed of rotor blades 120 follows.
  • the guide vanes 130 are in this case on an inner housing 138 a stator 143 attached, whereas the blades 120 a series 125, for example by means of a turbine disk 133 are mounted on the rotor 103.
  • air 105 is sucked in and compressed by the compressor 105 through the intake housing 104.
  • the compressed air provided at the turbine-side end of the compressor 105 is supplied to the burners 107 where it is mixed with a fuel.
  • the mixture is then burned to form the working fluid 113 in the combustion chamber 110.
  • the working medium 113 flows along the hot gas channel 111 past the guide vanes 130 and the rotor blades 120.
  • the working medium 113 expands in a pulse-transmitting manner so that the rotor blades 120 drive the rotor 103 and drive the machine coupled to it.
  • the components exposed to the hot working medium 113 are subject to thermal loads during operation of the gas turbine 100.
  • the guide vanes 130 and rotor blades 120 of the first turbine stage 112, viewed in the direction of flow of the working medium 113, are subjected to the greatest thermal stress in addition to the heat shield bricks lining the annular combustion chamber 106. In order to withstand the temperatures prevailing there, they are cooled by means of a coolant.
  • the substrates may have a directional structure, ie they are monocrystalline (SX structure) or have only longitudinal grains (DS structure).
  • the material used is iron, nickel or cobalt-based superalloys of the alloy according to the invention.
  • the blades 120, 130 may be anti-corrosion coatings (MCrAlX; M is at least one element of the group iron (Fe), cobalt (Co), nickel (Ni), X is yttrium (Y) and / or at least one element of the rare Erden) and have heat through a thermal barrier coating.
  • the thermal barrier coating consists for example of ZrO 2 , Y 2 O 4 -ZrO 2 , ie it is not, partially or completely stabilized by yttrium oxide and / or calcium oxide and / or magnesium oxide.
  • Electron beam evaporation becomes stalk-shaped Grains produced in the thermal barrier coating.
  • the vane 130 has an inner housing 138 of the Turbine 108 facing Leitschaufelfuß (not here shown) and a Leitschaufelfuß opposite Guide vane head on.
  • the vane head is the rotor 103 facing and on a mounting ring 140 of the stator 143rd established.
  • FIG. 3 shows a combustion chamber 110 of a gas turbine.
  • the combustion chamber 110 is configured, for example, as a so-called annular combustion chamber, in which a plurality of burners 102 arranged around the turbine shaft 103 in the circumferential direction open into a common combustion chamber space.
  • the combustion chamber 110 is configured in its entirety as an annular structure, which is positioned around the turbine shaft 103 around.
  • the working medium M of about 1000 ° C to 1600 ° C designed.
  • the combustion chamber wall 153 on its the working medium M facing side with one of heat shield elements 155 formed inner lining provided.
  • Each heat shield element 155 is working medium side with a particularly heat-resistant Protective layer equipped or made of high temperature resistant Material made. Because of the high Temperatures inside the combustion chamber 110 is also for the Heat shield elements 155 or for their holding elements Cooling system provided.
  • the materials of the combustion chamber wall 153 and their Coatings are similar to the turbine blades 120, 130.
  • the combustion chamber 110 is in particular for a detection of Losses of the heat shield elements 155 designed. These are between the combustion chamber wall 153 and the heat shield elements 155, a number of temperature sensors 158 are positioned.
  • FIG. 4 shows the results of a low-cycle fatigue test (LCF).
  • a specific relative elongation ⁇ is predetermined, ie the sample is loaded alternately with predetermined relative elongation under tension or pressure.
  • the elongation is specified and the experiment is carried out at various temperatures, such as 850 ° C or 950 ° C.
  • the number of cycles N is measured.
  • the maximum number of cycles performed until the sample is fractured is plotted on the graph.
  • the samples are better, which has the greater number of cycles at a certain strain ⁇ .
  • the experiments were carried out with a sample of a PWA 1483 alloy with a minimum tin content ⁇ 1 ppm and a tin content of 1110 ppm.
  • the curves containing 1110 ppm tin show higher number of cycles N than those of the samples without tin ( ⁇ 1 ppm).
  • FIG. 5 shows the test results of high-cycle fatigue tests at 500 ° C.
  • different AC voltages are applied at a certain temperature and a predetermined average voltage and a predetermined number of cycles in order to achieve a desired number of cycles of 10 8 cycles (fatigue strength).
  • the value of the mean voltage for the sample without tin is here standardized to 100%.
  • the value of the AC voltage reached for the sample without tin is also normalized to 100%.
  • the samples with tin (100 ppm) could be exposed to a higher AC voltage even at a higher medium voltage in order to achieve the desired number of cycles of 10 8 cycles (fatigue strength).
  • FIG. 6 shows, like FIG. 5, the test results at a higher temperature of 800 ° C. at a mean stress of 0 MPa.
  • the value of the AC voltage reached for the sample without tin is normalized to 100%. Again, the samples with 100 ppm tin are superior to the samples without tin.
  • FIG. 7 shows, like FIG. 6, the test results at the temperature of 800 ° C. at an average voltage normalized to the mean stress of the sample without tin.
  • the value of the AC voltage reached for the sample without tin is also normalized to 100%.
  • the samples with tin (100 ppm) could be exposed to a higher AC voltage even at a higher medium voltage in order to achieve the desired number of cycles of 10 8 cycles (fatigue strength).

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein hochtemperaturbeständiges Bauteil aus einer Legierung, insbesondere eine Nickel-Basis-Superlegierung in folgender Zusammensetzung in Gewichtsprozent: 9-13 % Cr, 3-5 % W, 0,5-2,5 % Mo, 3-5 % Al, 3-5 % Ti, 3-7 % Ta, 1-5 % Re, bis 2000 ppm Festigkeitsförderer (Sn), Rest Nickel.

Description

Die Erfindung betrifft ein hochtemperaturbeständiges Bauteil aus einer Legierung, insbesondere aus einer Nickel, Kobaltoder Eisen-Basis-Superlegierung mit Ausscheidungen.
In der DE 23 33 775 B2 ist ein Verfahren zur Wärmebehandlung einer Nickellegierung beschrieben. Die Nickellegierung besteht aus bis zu 0,3 % Kohlenstoff, 11-15 % Chrom, 8-12 % Kobalt, 1-2,5 % Molybdän, 3-10 % Wolfram, 3,5-10 % Tantal, 3,5-4,5 % Titan, 3-4 % Aluminium, 0,005-0,025 % Bor, 0,05-0,4 % Zirkon, Rest Nickel. Weiterhin sind 0,01-3 % Hafnium zusätzlich in der Legierung enthalten. Durch die beschriebene Wärmebehandlung werden eine blockartige Carbid-Ausbildung und eine feindisperse Ausscheidung einer Ni3(Al, Ti)-Phase hervorgerufen.
Die US-PS-5,611,670 offenbart eine Laufschaufel für eine Gasturbine. Die Laufschaufel weist einen einkristallinen Plattformbereich und ein einkristallines Schaufelblatt auf. Ein Befestigungsbereich der Schaufel ist mit einer gerichtet erstarrten Struktur ausgeführt. Die Schaufel ist aus einer Superlegierung gegossen, die in Gewichtsprozent folgende Zusammensetzung aufweist: bis zu 0,2 % Kohlenstoff, 5-14 % Chrom, 4-7 % Aluminium, 2-15 %Wolfram, 0,5-5 % Titan, bis zu 3 % Niob, bis zu 6 % Molybdän, bis zu 12 % Tantal, bis zu 10,5 % Kobalt, bis zu 2 % Hafnium, bis zu 4 % Rhenium, bis 0,035 % Bor, bis zu 0,035 % Zirkon und den Rest Nickel. Diese weiten Bereichsangaben dienen der Angabe von Legierungszusammensetzungen, die grundsätzlich für die vorgeschlagene Gasturbinenschaufel geeignet sind, zeigen aber keinen hinsichtlich einer besonderen Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit oder Festigkeit geeigneten Zusammensetzungsbereich auf.
In der EP 0 297 785 B1 ist eine Nickel-Basis-Superlegierung für Einkristalle offenbart. Die Superlegierung weist in Gewichtsprozent folgende Zusammensetzung auf: 6-15 % Chrom, 5-12 % Wolfram, 0,01-4 % Rhenium, 3-9 % Tantal, 0,5-2 % Titan, 4-7 % Aluminium und optional 0,5-3 % Molybdän. Mit dieser Superlegierung wird sowohl eine Hochtemperaturrissfestigkeit als auch eine Korrosionsbeständigkeit erreicht. Um die Korrosionsbeständigkeit nicht zu beeinträchtigen, darf der Titangehalt zwei Gewichtsprozent nicht überschreiten.
In der US-PS-5,122,206 ist eine Nickel-Basis-Superlegierung angegeben, die eine besonders schmale Koexistenzzone für die feste und flüssige Phase aufweist und damit besonders für einen Einkristallgießprozess geeignet ist. Die Legierung weist in Gewichtsprozent folgende Zusammensetzung auf: 10-30 % Chrom, 0,1-5 % Niob, 0,1-8 % Titan, 0,1-8 % Aluminium, 0,05-0,5 % Kupfer oder statt Kupfer 0,1-3 % Tantal, wobei im erstgenannten Fall optional auch Hafnium oder Rhenium mit einem Gehalt von 0,05-3 % vorhanden sein kann und im zweiten Fall auch statt Rhenium oder Hafnium 0,05-0,5 % Kupfer. Weiterhin können optional 0,05-3 % Molybdän oder Wolfram vorgesehen sein.
Die WO 01/09403 A1 zeigt eine Nickelbasislegierung mit 11 -13 % Chrom, 3 - 5% Wolfram, 0,5-2,5% Molybdän, 3 - 5% Aluminium 3 - 5 % Titan, 3 - 7% Tantal, 0 - 12 % Kobalt, 0 - 1% Niob 0 - 2 % Hafnium, 0 - 1% Zirkon, 0 - 0.05% Bor, 0 - 0.2 % Kohlenstoff, 1 - 5% Rhenium, 0 - 5% Ruthenium, Rest Nickel. Die durch Rhenium geförderte Bildung versprödender intermetallischer Phasen (Cr- und/ oder Rhenium-haltige Ausscheidungen) führt zu einer Reduzierung der Lebensdauer durch Rissbildung.
Die US-PS 3,907,555 zeigt eine Legierung, die bis zu 6,5% Zinn enthält. Die Werte von Zinn liegen bei mindestens 1,0 wt%.
In der US-PS 4,708,848 ist Zinn als Bestandteil einer Ni-Basislegierung aufgelistet, bei der der zulässige Anteil von Zinn kleiner als 25 ppm sein muss. Das bedeutet, dass der Anteil von Zinn eine unerwünschte Verunreinigung darstellt.
Die US-PS 6,308,767 zeigt eine Herstellungsmethode von gerichteten Strukturen aus einer Superlegierung, bei der eine Schmelze in einem anderen flüssigen Metall abgekühlt wird. Es ist jedoch sicherzustellen, dass Zinn die Superlegierung nicht kontaminiert. Zinn ist also ein unerwünschter Bestandteil der Legierung.
In der US-PS 6,505,673 ist eine Lötlegierung angegeben, die 4,5% Zinn enthält.
Entscheidend für die Lebensdauer und die mechanischen Eigenschaften, insbesondere bei hohen Temperaturen sind Ausscheidungen, beispielsweise die γ'-Ausscheidungen bei Superlegierungen, die durch entsprechende Wärmebehandlungen in der Superlegierung nach dem Gießen eingestellt werden.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Bauteil aus einer Legierung, insbesondere aus einer Nickel-, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung anzugeben, das besonders günstige Eigenschaften hinsichtlich einer Hochtemperaturfestigkeit, Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit und Stabilität gegen duktilitätsmindernde Bildung intermetallischer Phasen über eine lange Lebensdauer aufweist.
Erfindungsgemäß wird die auf ein Bauteil gerichtete Aufgabe gelöst durch Angabe eines hochtemperaturbeständigen Bauteils aus einer Legierung, die zumindest einen Festigkeitsförderer mit einem Anteil von maximal 2000 ppm, insbesondere 1100 ppm aufweist.
Hier zeigt insbesondere die Zugabe von Zinn gute Ergebnisse.
Die Festigkeit kann durch einen verfeinerten und hohen Anteil von Ausscheidungen (γ'-Phase) in der Legierung verbessert werden.
Besonders vorteilhaft wirkt der Festigkeitsförderer bei einer Nickel-, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung, deren Zusammensetzung im übrigen folgende Elemente in Gewichtsprozent (wt%) umfasst:
  • 9 - <11 % Chrom ( 9 bis kleiner 11),
  • 3-5 % Wolfram,
  • 0,5-2,5 % Molybdän,
  • 3-5 %, insbesondere 3- <3,5 % Aluminium (3 bis kleiner 3,5%), 3-5 % Titan,
  • 3-7 % Tantal,
  • 0,1-10 % Rhenium und/oder Ruthenium, insbesondere bis 5%, maximal 2000ppm Festigkeitsförderer,
  • Rest Nickel, Kobalt oder Eisen und Verunreinigungen.
    • Ebenso vorteilhaft wirkt der Festigkeitsförderer bei einer Nickel-, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung, deren Zusammensetzung im übrigen folgende Elemente in Gewichtsprozent (wt%) umfasst:
  • 11-13 % Chrom,
  • 3-5 % Wolfram,
  • 0,5-2,5 % Molybdän,
  • 3-5 % Aluminium,
  • 3-5 % Titan,
  • 3-7 % Tantal,
  • 0,1-10 % Rhenium und/oder Ruthenium, insbesondere bis 5%, maximal 2000ppm Festigkeitsförderer,
  • Rest Nickel, Kobalt oder Eisen und Verunreinigungen.
    • Besonders gute Ergebnisse zeigten sich für eine Nickel-Basis-Superlegierung. Die Superlegierung des angegebenen Bauteils ist in ihrer Zusammensetzung erstmalig so spezifiziert, dass für das Bauteil besonders günstige Eigenschaften hinsichtlich seiner Hochtemperaturfestigkeit, seiner Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit und hinsichtlich einer Stabilität gegen die Bildung duktilitätsmindernder intermetallischer Phasen besteht.
    Über umfangreiche Versuche, die der Erfindung vorausgingen, konnten spezielle Festigkeitsförderer ermittelt werden, mit der die gewünschten, oben genannten Eigenschaften in überraschend hohem Maße erfüllt werden. Insbesondere geht die Erfindung dabei von einer chromreichen Superlegierung aus.
    Ein verfeinerter und hoher Anteil von Ausscheidungen wird durch die Zugabe des Festigkeitsförderers bspw. dadurch erreicht, dass er eine Störung im System darstellt und als Keimbildner oder Keiminitiator dient, so dass kleine Menge schon ausreichen.
    Es bilden sich viele, insbesondere verfeinerte Ausscheidungen.
    Vorzugsweise beträgt der mini male Gehalt des Ausscheidungsförderers 50 ppm, insbesondere 75 ppm. Er liegt vorzugsweise zwischen 100 und 500 ppm und insbesondere bei 100 ppm.
    Vorzugsweise enthält die Superlegierung höchstens ein Gewichtsprozent Niob.
    Bevorzugtermassen ist in der Superlegierung optional mindestens eines der folgenden Elemente enthalten:
  • 0-2 Gew.-% Hafnium,
  • 0-1 Gew.-% Zirkon,
  • 0-0,05 Gew.-% Bor,
  • 0-0,2 Gew.-% Kohlenstoff.
    • Vorteilhafterweise lässt sich auch durch Zugabe von Ruthenium und ohne einen Rheniumgehalt eine besonders hohe Hochtemperaturfestigkeit erreichen, wobei in der angegebenen Zusammensetzung gleichzeitig die Oxidations-/Korrosionsbeständigkeit ebenfalls hoch ist.
    Bevorzugtermassen ist der Kobaltgehalt der Superlegierung geringer als 12 Gewichtsprozent, während der Niobgehalt bei höchstens einem Gewichtsprozent liegt.
    Insbesondere ist ein Anteil von Kobalt zwischen 6 und 10% und ein Gehalt von Zirkonium zwischen 0 und 0.1% von Vorteil.
    Vorzugsweise weist das Bauteil eine gerichtet erstarrte Kornstruktur auf. In einer solchen gerichtet erstarrten Struktur sind die Korngrenzen im wesentlichen entlang einer Achse ausgerichtet. Damit ergibt sich eine besonders hohe Festigkeit entlang dieser Achse.
    Bevorzugtermassen weist das Bauteil eine einkristalline Struktur auf. Durch die einkristalline Struktur werden festigkeitsmindernde Korngrenzen im Bauteil vermieden und es ergibt sich eine besonders hohe Festigkeit.
    Vorzugsweise ist das Bauteil als eine Gasturbinenleit- oder - laufschaufel ausgebildet. Gerade eine Gasturbinenschaufel ist besonders hohen Anforderungen hinsichtlich einer Hochtemperaturfestigkeit und einer Oxidations-/Korrosionsbeständigkeit ausgesetzt.
    Das Bauteil kann auch ein Teil (Schaufel) einer Dampfturbine oder Flugzeugturbine sein.
    Es zeigen:
    Figur 1
    eine Schaufel,
    Figur 2
    eine Gasturbine,
    Figur 3
    eine Brennkammer,
    Figur 4 bis 7
    Festigkeitswerte.
    Die Erfindung wird im folgenden näher erläutert.
    Figur 1 zeigt in perspektivischer Ansicht eine Schaufel 120, 130, die sich entlang einer Längsachse 121 erstreckt.
    Die Schaufel 120 kann eine Laufschaufel 120 oder Leitschaufel 130 einer Strömungsmaschine sein. Die Strömungsmaschine kann eine Gasturbine eines Flugzeugs oder eines Kraftwerks zur Elektrizitätserzeugung, eine Dampfturbine oder ein Kompressor sein.
    Die Schaufel 120, 130 weist entlang der Längsachse 121 aufeinander folgend einen Befestigungsbereich 400, eine daran angrenzende Schaufelplattform 403 sowie ein Schaufelblatt 406 auf.
    Als Leitschaufel 130 kann die Schaufel an ihrer Schaufelspitze 415 eine weitere Plattform aufweisen (nicht dargestellt).
    Im Befestigungsbereich 400 ist ein Schaufelfuß 183 gebildet, der zur Befestigung der Laufschaufeln 120, 130 an einer Welle oder einer Scheibe dient (nicht dargestellt).
    Der Schaufelfuß 183 ist bspw. als Hammerkopf ausgestaltet. Andere Ausgestaltungen als Tannenbaum- oder Schwalbenschwanzfuß sind möglich.
    Die Schaufel 120, 130 weist für ein Medium, das an dem Schaufelblatt 406 vorbeiströmt, eine Anströmkante 409 und eine Abströmkante 412 auf.
    Bei herkömmlichen Schaufeln 120, 130 werden in allen Bereichen 400, 403, 406 der Schaufel 120, 130 bspw. massive metallische Werkstoffe verwendet.
    Die Schaufel 120, 130 kann hierbei durch ein Gussverfahren, auch mittels gerichteter Erstarrung, durch ein Schmiedeverfahren, durch ein Fräsverfahren oder Kombinationen daraus gefertigt sein.
    Werkstücke mit einkristalliner Struktur oder Strukturen werden als Bauteile für Maschinen eingesetzt, die im Betrieb hohen mechanischen, thermischen und/oder chemischen Belastungen ausgesetzt sind.
    Die Fertigung von derartigen einkristallinen Werkstücken erfolgt z.B. durch gerichtetes Erstarren aus der Schmelze. Es handelt sich dabei um Gießverfahren, bei denen die flüssige metallische Legierung zur einkristallinen Struktur, d.h. zum einkristallinen Werkstück, oder gerichtet erstarrt.
    Dabei werden dendritische Kristalle entlang dem Wärmefluss ausgerichtet und bilden entweder eine stängelkristalline Kornstruktur (kolumnar, d.h. Körner, die über die ganze Länge des Werkstückes verlaufen und hier, dem allgemeinen Sprachgebrauch nach, als gerichtet erstarrt bezeichnet werden) oder eine einkristalline Struktur, d.h. das ganze Werkstück besteht aus einem einzigen Kristall. In diesen Verfahren muss man den Übergang zur globulitischen (polykristallinen) Erstarrung meiden, da sich durch ungerichtetes Wachstum notwendigerweise transversale und longitudinale Korngrenzen ausbilden, welche die guten Eigenschaften des gerichtet erstarrten oder einkristallinen Bauteiles zunichte machen.
    Ist allgemein von gerichtet erstarrten Gefügen die Rede, so sind damit sowohl Einkristalle gemeint, die keine Korngrenzen oder höchstens Kleinwinkelkorngrenzen aufweisen, als auch Stängelkristallstrukturen, die wohl in longitudinaler Richtung verlaufende Korngrenzen, aber keine transversalen Korngrenzen aufweisen. Bei diesen zweitgenannten kristallinen Strukturen spricht man auch von gerichtet erstarrten Gefügen (directionally solidified structures).
    Solche Verfahren sind aus der US-PS 6,024,792 und der EP 0 892 090 A1 bekannt.
    Die Schaufel 120, 130 kann hohl oder massiv ausgeführt sein.
    Wenn die Schaufel 120, 130 gekühlt werden soll, ist sie hohl und weist ggf. noch Filmkühllöcher (nicht dargestellt) auf. Als Schutz gegen Korrosion weist die Schaufel 120, 130 bspw. entsprechende meistens metallische Beschichtungen auf und als Schutz gegen Wärme meistens noch eine keramische Beschichtung.
    Die Turbinenschaufel 120, 130 ist aus einer Nickel, Kobaltoder Eisen-Basis-Superlegierung gefertigt, die beispielsweise eine der folgenden Zusammensetzungen aufweist:
    • Cr: 10.25%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 6.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, Al: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 1.5%, Rest Ni, 1000 ppm Sn.
    • Cr: 9.00%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 6.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, Al: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 3.5%, Rest Ni, 1900 ppm Sn.
    • Cr: 12.75%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 6.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, Al: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 1.5%, Ru: 2.0% Rest Ni, 500 ppm Sn.
    • Cr: 10.25%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 8.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, Al: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Ru: 1.5%, Rest Ni, 900 ppm Zn.
    • Cr: 11.75%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 8.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, Al: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Ru: 3.75%, Rest Ni, 500 ppm Sn, 500 ppm Zn.
    • Cr: 10.25%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 8.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, Al: 3.3%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 2.00%, Ru: 2.5, Rest Ni, 200 ppm Sn.
    • Cr: 9.25%, Mo: 1.85%, W:4.70, Co: 6.50%, Ti: 3.75%, Ta: 3.9%, Al: 3.0%, B: 0.0125%, Zr: 0.008%, Hf: <0.01%, Re: 3.5%, Rest Ni, 100 ppm Sn.
    Weitere Festigkeitsförderer sind beispielsweise Blei (Pb), Gallium (Ga), Kalzium (Ca), Selen (Se), Arsen (As); Wismut (Bi), Neodym (Nd), Praseodym (Pr), Kupfer (Cu), Aluminiumoxid (Al2O3), Magnesia (MgO), Hafnia (HfO2), Zirkonia (ZrO2), Spinelle (MgAl2O4), Karbide oder Nitride oder auch Eisen (Fe) in Nickel- oder Kobaltbasierten Superlegierungen.
    Es können auch mehrere Festigkeitsförderer verwendet werden. Die Festigkeitsförderer können metallisch und/oder keramisch sein. Es können verschiedene Festigkeitsförderer aus Metall und/oder Keramik verwendet werden.
    Die Zugabemenge in ppm bezieht sich immer auf die Gesamtmenge an Ausscheidungsförderer.
    Die Figur 2 zeigt beispielhaft eine Gasturbine 100 in einem Längsteilschnitt.
    Die Gasturbine 100 weist im Inneren einen um eine Rotationsachse 102 drehgelagerten Rotor 103 auf, der auch als Turbinenläufer bezeichnet wird.
    Entlang des Rotors 103 folgen aufeinander ein Ansauggehäuse 104, ein Verdichter 105, eine beispielsweise torusartige Brennkammer 110, insbesondere Ringbrennkammer 106, mit mehreren koaxial angeordneten Brennern 107, eine Turbine 108 und das Abgasgehäuse 109.
    Die Ringbrennkammer 106 kommuniziert mit einem beispielsweise ringförmigen Heißgaskanal 111. Dort bilden beispielsweise vier hintereinandergeschaltete Turbinenstufen 112 die Turbine 108.
    Jede Turbinenstufe 112 ist aus zwei Schaufelringen gebildet. In Strömungsrichtung eines Arbeitsmediums 113 gesehen folgt im Heißgaskanal 111 einer Leitschaufelreihe 115 eine aus Laufschaufeln 120 gebildete Reihe 125.
    Die Leitschaufeln 130 sind dabei an einem Innengehäuse 138 eines Stators 143 befestigt, wohingegen die Laufschaufeln 120 einer Reihe 125 beispielsweise mittels einer Turbinenscheibe 133 am Rotor 103 angebracht sind. An dem Rotor 103 angekoppelt ist ein Generator oder eine Arbeitsmaschine (nicht dargestellt).
    Während des Betriebes der Gasturbine 100 wird vom Verdichter 105 durch das Ansauggehäuse 104 Luft 135 angesaugt und verdichtet. Die am turbinenseitigen Ende des Verdichters 105 bereitgestellte verdichtete Luft wird zu den Brennern 107 geführt und dort mit einem Brennmittel vermischt. Das Gemisch wird dann unter Bildung des Arbeitsmediums 113 in der Brennkammer 110 verbrannt.
    Von dort aus strömt das Arbeitsmedium 113 entlang des Heißgaskanals 111 vorbei an den Leitschaufeln 130 und den Laufschaufeln 120. An den Laufschaufeln 120 entspannt sich das Arbeitsmedium 113 impulsübertragend, so dass die Laufschaufeln 120 den Rotor 103 antreiben und dieser die an ihn angekoppelte Arbeitsmaschine.
    Die dem heißen Arbeitsmedium 113 ausgesetzten Bauteile unterliegen während des Betriebes der Gasturbine 100 thermischen Belastungen. Die Leitschaufeln 130 und Laufschaufeln 120 der in Strömungsrichtung des Arbeitsmediums 113 gesehen ersten Turbinenstufe 112 werden neben den die Ringbrennkammer 106 auskleidenden Hitzeschildsteinen am meisten thermisch belastet.
    Um den dort herrschenden Temperaturen standzuhalten, werden diese mittels eines Kühlmittels gekühlt.
    Ebenso können die Substrate eine gerichtete Struktur aufweisen, d.h. sie sind einkristallin (SX-Struktur) oder weisen nur längsgerichtete Körner auf (DS-Struktur).
    Als Material werden eisen-, nickel- oder kobaltbasierte Superlegierungen der erfindungsgemäßen Legierung verwendet. Ebenso können die Schaufeln 120, 130 Beschichtungen gegen Korrosion (MCrAlX; M ist zumindest ein Element der Gruppe Eisen (Fe), Kobalt (Co), Nickel (Ni), X steht für Yttrium (Y) und/oder zumindest ein Element der Seltenen Erden) und Wärme durch eine Wärmedämmschicht aufweisen. Die Wärmedämmschicht besteht beispielsweise ZrO2, Y2O4-ZrO2, d.h. sie ist nicht, teilweise oder vollständig stabilisiert durch Yttriumoxid und/oder Kalziumoxid und/oder Magnesiumoxid.
    Durch geeignete Beschichtungsverfahren wie z.B. Elektronenstrahlverdampfen (EB-PVD) werden stängelförmige Körner in der Wärmedämmschicht erzeugt.
    Die Leitschaufel 130 weist einen dem Innengehäuse 138 der Turbine 108 zugewandten Leitschaufelfuß (hier nicht dargestellt) und einen dem Leitschaufelfuß gegenüberliegenden Leitschaufelkopf auf. Der Leitschaufelkopf ist dem Rotor 103 zugewandt und an einem Befestigungsring 140 des Stators 143 festgelegt.
    Die Figur 3 zeigt eine Brennkammer 110 einer Gasturbine.
    Die Brennkammer 110 ist beispielsweise als so genannte Ringbrennkammer ausgestaltet, bei der eine Vielzahl von in Umfangsrichtung um die Turbinenwelle 103 herum angeordneten Brennern 102 in einen gemeinsamen Brennkammerraum münden. Dazu ist die Brennkammer 110 in ihrer Gesamtheit als ringförmige Struktur ausgestaltet, die um die Turbinenwelle 103 herum positioniert ist.
    Zur Erzielung eines vergleichsweise hohen Wirkungsgrades ist die Brennkammer 110 für eine vergleichsweise hohe Temperatur des Arbeitsmediums M von etwa 1000°C bis 1600°C ausgelegt. Um auch bei diesen, für die Materialien ungünstigen Betriebsparametern eine vergleichsweise lange Betriebsdauer zu ermöglichen, ist die Brennkammerwand 153 auf ihrer dem Arbeitsmedium M zugewandten Seite mit einer aus Hitzeschildelementen 155 gebildeten Innenauskleidung versehen. Jedes Hitzeschildelement 155 ist arbeitsmediumsseitig mit einer besonders hitzebeständigen Schutzschicht ausgestattet oder aus hochtemperaturbeständigem Material gefertigt. Aufgrund der hohen Temperaturen im Inneren der Brennkammer 110 ist zudem für die Hitzeschildelemente 155 bzw. für deren Halteelemente ein Kühlsystem vorgesehen.
    Die Materialien der Brennkammerwand 153 und deren Beschichtungen sind ähnlich der Turbinenschaufeln 120, 130.
    Die Brennkammer 110 ist insbesondere für eine Detektion von Verlusten der Hitzeschildelemente 155 ausgelegt. Dazu sind zwischen der Brennkammerwand 153 und den Hitzeschildelementen 155 eine Anzahl von Temperatursensoren 158 positioniert.
    Figur 4 zeigt die Ergebnisse eines Low-Cycle-Fatigue-Versuchs (LCF).
    Bei einem Low-Cycle-Fatigue-Versuch wird eine bestimmte relative Dehnung Δε vorgegeben, d.h., die Probe wird mit vorgegebener relativer Dehnung wechselnd unter Zug oder Druck belastet.
    Die Dehnung wird vorgegeben und der Versuch wird bei verschiedenen Temperaturen wie z.B. 850°C oder 950°C durchgeführt. Dabei wird die Anzahl der Zyklen N gemessen. Die maximale Anzahl von durchgeführten Zyklen bis zum Bruch der Probe ist in dem Diagramm aufgetragen.
    So sind in dem Diagramm die Proben besser, die bei einer bestimmten Dehnung Δε die größere Anzahl von Zyklen aufweist. Die Versuche wurden durchgeführt mit einer Probe aus einer Legierung PWA 1483 mit einem minimalen Zinngehalt ≤ 1 ppm und einem Zinngehalt von 1110 ppm.
    Die Kurven mit dem Gehalt von 1110 ppm Zinn zeigen höhere Zyklenanzahlen N als die der Proben ohne Zinn (≤ 1 ppm).
    Figur 5 zeigt die Versuchsergebnisse von High-Cycle-Fatigue-Versuchen bei 500°C.
    Dabei werden bei einer bestimmten Temperatur und einer vorgegebenen Mittelspannung und einer vorgegebenen Anzahl von Zyklen verschiedene Wechselspannungen angelegt, um eine gewünschte Zyklenanzahl von 108 Zyklen (Dauerfestigkeit) zu erreichen.
    Der Wert der Mittelspannung für die Probe ohne Zinn ist hier normiert auf 100% dargestellt.
    Der Wert der erreichten Wechselspannung für die Probe ohne Zinn ist ebenfalls normiert auf 100% dargestellt.
    Dabei konnten die Proben mit Zinn (100ppm) sogar bei einer höheren Mittelspannung einer höheren Wechselspannung ausgesetzt werden, um die gewünschte Zyklenanzahl von 108 Zyklen (Dauerfestigkeit) zu erreichen.
    Figur 6 zeigt wie Figur 5 die Versuchsergebnisse bei einer höheren Temperatur von 800°C bei einer Mittelspannung von 0 MPa.
    Der Wert der erreichten Wechselspannung für die Probe ohne Zinn ist normiert auf 100% dargestellt.
    Auch hier sind die Proben mit 100 ppm Zinn den Proben ohne Zinn überlegen.
    Figur 7 zeigt wie Figur 6 die Versuchsergebnisse bei der Temperatur von 800°C bei einer Mittelspannung, die auf die Mittelspannung der Probe ohne Zinn normiert ist.
    Der Wert der erreichten Wechselspannung für die Probe ohne Zinn ist ebenfalls normiert auf 100% dargestellt.
    Dabei konnten die Proben mit Zinn (100ppm) sogar bei einer höheren Mittelspannung einer höheren Wechselspannung ausgesetzt werden, um die gewünschte Zyklenanzahl von 108 Zyklen (Dauerfestigkeit) zu erreichen.

    Claims (22)

    1. Bauteil (1) aus einer Legierung,
      die Ausscheidungen aufweist,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      in der Legierung zumindest ein Festigkeitsförderer bis 2000 ppm enthalten ist,
      der die Festigkeit des Bauteils (1) aus der Legierung fördert,
      insbesondere durch verstärkte Bildung der Ausscheidungen.
    2. Bauteil nach Anspruch 1,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      das Bauteil (1) aus einer Nickel-, Kobalt- oder Eisen-Basis-Superlegierung besteht.
    3. Bauteil nach Anspruch 1,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      bis 1100 ppm Festigkeitsförderer in der Legierung enthalten sind.
    4. Bauteil nach Anspruch 1 oder 3,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      100 bis 500 ppm Festigkeitsförderer in der Legierung enthalten sind.
    5. Bauteil nach Anspruch 1,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      etwa 100 ppm Festigkeitsförderer in der Legierung enthalten sind.
    6. Bauteil nach Anspruch 1, 3, 4 oder 5,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      der zumindest eine Festigkeitsförderer Zink (Zn) ist.
    7. Bauteil nach Anspruch 1, 3, 4, 5 oder 6,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      der zumindest eine Festigkeitsförderer Zinn (Sn) ist.
    8. Bauteil nach Anspruch 1,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      der Festigkeitsförderer metallisch ist.
    9. Bauteil nach Anspruch 1 oder 8,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      der Festigkeitsförderer keramisch ist.
    10. Bauteil nach Anspruch 2,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      die Legierung außer dem Festigkeitssteigerer folgende Elemente in wt% umfasst: 11 -13 % Chrom 3 - 5 % Wolfram 0,5-2,5 % Molybdän 3 - 5 % Aluminium 3 - 5 % Titan 3 - 7 % Tantal 0 - 12 % Kobalt 0 - 1 % Niob 0 - 2 % Hafnium 0 - 1 % Zirkon 0 - 0.05% Bor 0 - 0.2 % Kohlenstoff 0,1 - 10 % Rhenium oder Ruthenium

      Rest Nickel, Kobalt oder Eisen und Verunreinigungen.
    11. Hochtemperaturbeständiges Bauteil (1) nach Anspruch 2,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      die Legierung außer dem Festigkeitssteigerer folgende Elemente in wt% umfasst: 9- <11 % Chrom 3 - 5 % Wolfram 0,5-2,5 % Molybdän 3 - 5 % Aluminium, insbesondere 3 - <3,5% Aluminium, 3 - 5 % Titan 3 - 7 % Tantal 0 - 12 % Kobalt 0 - 1 % Niob 0 - 2 % Hafnium 0 - 1 % Zirkon 0 - 0.05% Bor 0 - 0.2 % Kohlenstoff 0.1 - 5 % Ruthenium, Rhenium

      Rest Nickel, Kobalt oder Eisen und Verunreinigungen.
    12. Bauteil nach Anspruch 10 oder 11,
      bei dem der Rhenium-Gehalt mindestens 1,3 wt% beträgt.
    13. Bauteil nach Anspruch 10, 11 oder 12,
      mit einem maximalen Ruthenium-Gehalt der Superlegierung von 3 wt%.
    14. Bauteil nach Anspruch 10 oder 11,
      mit einem minimalen Ruthenium-Gehalt der Superlegierung von 0,5 Gewichtsprozent.
    15. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
      das eine gerichtet erstarrte Kornstruktur (9) aufweist.
    16. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
      das eine einkristalline Struktur aufweist.
    17. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
      das eine isotrope Verteilung der Orientierungen der Kornstruktur aufweist.
    18. Bauteil nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
      das als Turbinenschaufel, insbesondere als Gasturbinenschaufel (120, 130) ausgebildet ist.
    19. Bauteil nach einem der vorhergehende Ansprüche,
      das als Brennkammerteil (155) ausgebildet ist.
    20. Bauteil nach Anspruch 2, 10 oder 11,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      die Ausscheidung die γ'-Phase ist.
    21. Bauteil nach Anspruch 1,
      dadurch gekennzeichnet, dass
      der Festigkeitsförderer ausgewählt wird aus der Gruppe Blei (Pb), Gallium (Ga), Kalzium (Ca), Selen (Se), Arsen (As); Wismut (Bi), Neodym (Nd), Praseodym (Pr), Kupfer (Cu), Aluminiumoxid (Al2O3), Magnesia (MgO), Hafnia (HfO2), Zirkonia (ZrO2), Spinelle (MgAl2O4), Karbide oder Nitride.
    22. Bauteil nach Anspruch 1, 3, 4 oder 5
      dadurch gekennzeichnet, dass
      der Festigkeitsförderer einen minimalen Wert von 50 ppm, insbesondere 75 ppm aufweist.
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