EP1647606A1 - Hochharte Nickelbasislegierung für verschleissfeste Hochtemperaturwerkzeuge - Google Patents

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EP1647606A1
EP1647606A1 EP05450151A EP05450151A EP1647606A1 EP 1647606 A1 EP1647606 A1 EP 1647606A1 EP 05450151 A EP05450151 A EP 05450151A EP 05450151 A EP05450151 A EP 05450151A EP 1647606 A1 EP1647606 A1 EP 1647606A1
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EP
European Patent Office
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nickel
based alloy
mass
alloy according
molybdenum
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EP05450151A
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Devrim Caliskanoglu
Reinholf Ebner
Matthias Jönzen
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Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH
Original Assignee
Boehler Edelstahl GmbH
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • 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
    • C22C32/0047—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 with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • C22C32/0052—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 with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • 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
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps

Definitions

  • the invention relates to a nickel-based alloy.
  • the invention relates to a method for producing a nickel-based alloy article.
  • the invention comprises a tool consisting of a nickel-based alloy and a starting material for the production of tools.
  • Tools for cutting or non-cutting metal materials are subjected to a variety of stresses in use. These stresses are often mechanical, for example, by contact of the tool with a metallic material, which leads to wear of the tool. In addition, in the case of high operating temperatures, which are often given, also thermally induced loads, so that when using the tool in total, mechanical, thermal and thermomechanical stresses are given.
  • High-speed steels have a high hardness due to a high proportion of carbides distributed in the steel matrix and are correspondingly wear-resistant.
  • High-speed steels however, have a natural operational limit approximately at their tempering temperatures (about 530 to 560 ° C). At higher Operating temperatures, especially at temperatures of more than 600 ° C, soften tools made of high-speed steels and deform plastically. In addition, any surface coatings may detach. For tools with operating temperatures of more than 700 ° C, high-speed steels are therefore less suitable.
  • nickel-based alloys suitable materials for components or components with operating temperatures of 700 ° C. or more are generally provided.
  • nickel base alloys per se have significantly lower hardnesses.
  • the hardness achieved thereby lies in a range which is sufficient for some high-temperature applications, for example for gas turbines, but not for applications in which high wear resistance is required.
  • Another object of the invention is to provide a high-strength nickel-based alloy with high hardness. Another object is to provide a method by which a high-strength, high-temperature resistant article of a nickel-based alloy with a homogeneous microstructure can be produced.
  • Another object of the invention is to provide a tool made of a nickel-based alloy, in particular a cutting tool or a thermally highly stressed tool, which has a high hardness and wear resistance.
  • a nickel-based alloy has been created, which is suitable for tools with operating temperatures of more than 700 ° C and at room temperature has a hardness in the range of those conventional high-speed steels. Since the matrix of the nickel-based alloy consists of ⁇ -phase, ie a phase with cubic face-centered lattice, a good temperature resistance is given.
  • the achieved high hardness is due to a dual hardening concept: By a proportion of at least 10% by volume of primary metal carbides, which are metal carbides precipitated from the melt, a basic hardness of the matrix of about 200 HV (Vickers hardness) is increased by about 250 HV. Precipitation hardening or the formation of ⁇ 'phases, for example Ni 3 Al, can then result in an additional hardness increase of about 200 HV in the sequence.
  • the proportion of metal carbides is at least 15% by volume, preferably at least 20% by volume.
  • metal carbides of the formula M 6 C, MC, M 2 C and / or M 23 C 6 are preferred because they are characterized by high hardness. It is particularly advantageous if at least 50% by volume of the metal carbides in the form of M 6 C are present, which form a favorable uniform, globular morphology.
  • the metal carbides are preferably formed as fine as possible in view of a homogeneous structure and then have an average size of 0.5 to 5 .mu.m, in particular 1 to 3 .mu.m.
  • a proportion of ⁇ '-phase is at least 10% by volume, in particular from 20 to 65% by volume. This causes on the one hand a high total hardness. On the other hand, an embrittlement of the alloy, which could be due to high carbide contents, effectively counteracted.
  • Carbon is provided in a content range of 0.5 to 1.8 mass%. A minimum content of 0.5% by mass is required to form metal carbides in the proportion of at least 10% by volume and thus to achieve a desired high hardness. Carbon contents of 1.5% by mass or more are not useful because, with such high carbon contents, the solidus temperature of the nickel-based alloy is greatly lowered. An optimum range in terms of high hardness and high solidus temperature is given at carbon contents of 0.6 to 1.2 mass%.
  • Manganese is used for sulfur setting and solid solution strengthening and may be present in amounts up to 3.0% by weight in an alloy of the invention without adversely affecting the properties of the alloy.
  • chromium is provided with contents of 6.0 to 25.0 mass%. 6.0 mass% chromium is necessary to ensure sufficient carbide formation. Contents of more than 25.0 mass% are disadvantageous, because then forms a high amount of metal carbides of the formula M 23 C 6 network-like at the dendrite grain boundaries, sub-grain boundaries and grain boundaries of the ⁇ -phase or nickel-based. In the content range of 10 to 18% by weight of chromium, a formation of network-type carbides can be reduced to a favorable level with a high proportion of chromium carbides and / or chromium-containing carbides.
  • Molybdenum is a strong carbide former and is present in an amount of at least 8.0, preferably at least 10.0, mass% to achieve a high volume fraction of carbides in an alloy of the invention and to contribute to solid solution hardness. Contents of more than 18 mass% molybdenum are not appropriate: Although the carbide content can be further increased, a further increase in hardness is no longer achieved.
  • Tungsten acts similarly to molybdenum and is a strong carbide former and solid solution promoter, but less effective than molybdenum per unit mass. Therefore, tungsten is used only in combination with molybdenum and can then be present in amounts of up to 10% by mass. It is preferred to use tungsten in contents of 1.0 to 6.0% by mass, because tungsten has a positive effect in these concentrations for the stabilization of carbides of the formula M 6 C.
  • a sum (in mass%) of (molybdenum + 0.5 ⁇ tungsten) is more than 12.0%.
  • a content of carbides in the nickel-based alloy can be set to 20% by volume or more, which provides high hardness values of the alloy.
  • This element is also a strong carbide former and can be alloyed in levels up to 3.0 mass% to aid in carbide formation. At niobium contents higher than 1.5% by mass, MC type carbides can be particularly stabilized; However, niobium is then partially bound and then only partially available for the formation of ⁇ '-phase (or substitution of Al in the ⁇ '-phase).
  • niobium when added, a concentration of this element of 0.2 to 1.5 mass% is preferred.
  • Aluminum is important because this element is essential for the formation of ⁇ '-phase. In this context, it has been found that aluminum contents of at least 2.5 mass% are necessary in order to obtain a material with the desired high hardness. Higher contents than 6.0% by mass of aluminum can lead to an alloy in which the matrix consists of ⁇ -phase, which is undesirable in the context of the invention. In practice, aluminum contents of 3.0 to 5.0% by mass have proven particularly useful.
  • FeNb alloys are mainly used. Iron thereby becomes part of the alloy and may be present in levels up to 20.0 mass%. Since higher concentrations of iron on the one hand suppress the formation of ⁇ '-phase and on the other hand promote the formation of carbides of the type M 23 C 6 , iron contents of 1.5 to 5.0 mass% are favorable.
  • Cobalt can reduce the solubility of aluminum in concentrations of up to 4.0% by weight of an alloy according to the invention and therefore lead to improved precipitation behavior of the ⁇ 'phase.
  • Titanium can be provided at levels of up to 3.0% by mass and, in addition to carbide formation, serves to form a .gamma. 'Phase in these concentration ranges. Greater concentrations than 3.0% by mass preferably cause formation of undesirable ⁇ -phase.
  • Hafnium can be used to substitute aluminum in the ⁇ '-phase and in this case be present in amounts up to 1.5 mass%.
  • Tantalum acts as a carbide-forming element and may be present at levels up to 2.0% by weight.
  • Zirconium is found to be effective at levels up to 0.5% by weight in order to avoid formation of carbide films at grain boundaries.
  • Vanadium is a high carbide-forming element and may be provided for purposes of carbide formation at levels up to 3.0% by weight.
  • boron may be present in amounts of up to 0.1% by weight, especially from 0.001 to 0.02% by weight. Boron can positively contribute to the hardness of an alloy by forming borides. Incidentally, a presence of boron causes a fine-tuning of the ⁇ -grain of the matrix.
  • Nickel forms the base of the alloy or is present in the highest concentration and forms the matrix of ⁇ -phase.
  • An alloy according to the invention further contains manufacturing-related impurities, such as sulfur, phosphorus, nitrogen and / or oxygen in a conventional extent known in the art.
  • the further object of the invention is achieved by a process for producing a nickel-based alloy article, wherein in a first step a melt containing (in% by mass) 0.5 to 1.8% carbon to 3.0% manganese 6.0 to 25.0% chrome 8.0 to 18.0% molybdenum to 10.0% tungsten to 3.0% niobium 2.5 to 6.0% aluminum to 20.0% iron to 4.0% cobalt to 3.0% titanium to 01.05% hafnium to 2.0% tantalum to 0.5% zircon to 3.0% vanadium,
  • Residue nickel and impurities is atomized to a powder, after which in a second step from the powder, a compact article is formed, after which the compact article is subjected to annealing in the temperature range between solution temperature of ⁇ '-phase and solidus temperature of the nickel-based alloy in a third step , whereupon the article is precipitation hardened in a fourth step.
  • an article made of a nickel-base alloy can be provided, which is resistant to high temperatures and high strength and at the same time has a substantially homogeneous structure over a cross section of the solid material. It is important that the melt composed according to the invention is atomized to a powder in a first step, because segregations or demixings are prevented by the associated rapid solidification and preferably eutectic carbides are homogeneously and finely precipitated from the melt. Subsequently, the powder thus produced is formed into a compact article, so that an isotropic solid material is available for further heat treatments.
  • the carbides are formed by annealing in the temperature range between solution temperature of ⁇ '-phase and solidus temperature. This decomposes the possibly existing Carbidnetzwerk and there are predominantly formed globular carbides, which contribute proportionately to the achieved hardness. In addition, any existing ⁇ 'phase is at least largely dissolved and the material is homogenized.
  • the fact that the solid material used is substantially homogeneous is a prerequisite for obtaining an article with isotropic properties after annealing.
  • the article may be subjected to hot working, such as rolling, before and / or after annealing become.
  • the article may be quenched after annealing, such as with water, oil, or by flowing air.
  • the article is subjected to precipitation hardening, in which ⁇ 'phase is precipitated. It is also homogeneously distributed and contributes to hardness similar to that of the globular carbides.
  • the second and the third step are carried out simultaneously by hot isostatic pressing at a temperature of more than 1120 ° C for more than four hours. It is exploited that the powder or the compacted article in the hot isostatic pressing is already at high temperature and does not need to be heated separately. In other words, the second and third steps can be combined without having to cool and heat the object between these steps.
  • the precipitation hardening is preferably carried out by aging the article for at least one hour at a temperature of from 700 to 950 ° C. and then cooling it. It is clear to the person skilled in the art that this step can also be carried out several times, with the temperatures being able to be selected variably from the second aging.
  • the further object of the invention to provide a tool made of a nickel-based alloy, in particular a cutting tool or thermally highly stressed tool, which has a high hardness is achieved by claim 22.
  • An inventive tool is advantageously used at temperatures of more than 700 ° C and at the same time has a high hardness and high wear resistance. Thus, it can be used in particular in applications in which a tool is subjected to a high abrasive load, such as cutting or forming.
  • the object of the invention to provide a homogeneous starting material for the production of tools, made of a nickel-based alloy, in particular cutting tool or thermally highly stressed tool, is characterized by a starting material for the production of tools, in particular cutting tools and thermally highly stressed forming tools containing 0.5 to 01.08% carbon to 3.0% manganese 6.0 to 25.0% chrome 8.0 to 18.0% molybdenum to 10.0% tungsten to 3.0% niobium 2.5 to 6.0% aluminum to 20.0% iron to 4.0% cobalt to 3.0% titanium to 1.5% hafnium to 2.0% tantalum to 0.5% zircon to 3.0% vanadium,
  • Residual nickel and production-related impurities wherein globular metal carbides are present in a proportion of at least 10% by volume.
  • Powders of alloys A, B, C and D whose compositions are shown in Table 1, were each prepared by Gasverdüsung a corresponding molten metal and compacting the powder at 1150 ° C and a pressure of 1000 bar hot isostatically to solid material.
  • the articles thus produced were then subjected to annealing at 1250 ° C. for two hours followed by quenching. Subsequently, the alloys were cured at 800 and 900 ° C, respectively. After cooling to room or ambient temperature, the articles were examined from alloys A to D.
  • Table 1 ⁇ / u> Chemical Compositions of Inventive Alloys A to D (% by Weight).
  • Microstructural investigations showed that in each case a homogeneous microstructure consisting of a nickel matrix ( ⁇ -matrix) and globally distributed globular metal carbides of the types M 6 C, M 2 C and / or M 23 C 6 were present.
  • a micrograph of alloy A shows primarily globular carbides M 2 C and M 6 C with an average diameter of about 1 to 2 ⁇ m (FIG. 1 a).
  • Alloy B also shows globular carbides but of type M 6 C and M 23 C 6 ( Figure 2a).
  • alloys of the present invention can achieve Vickers hardnesses greater than 750 HV 5, as shown in Table 2.
  • FIGS. 2 a and 2 b show by way of example for the alloys A and B, a hardening increase of approximately 150 HV can be achieved by hardening or precipitating ⁇ '-phase.
  • the highest overall hardness is achieved in alloy D, in which exclusively M 6 C carbides are present.
  • Table 2 ⁇ / u> Structure formation and hardness of alloys A to D according to the invention.
  • Alloy A Alloy B Alloy C Alloy D structure M 2 C + - - - M 6 C + + + + M 23 C 6 - + + - Carbide content [% by volume] about 30 about 25 about 22 about 16 Proportion of ⁇ '-phase [volume%] approx. 50 about 40 about 40 about 40 about 40 Maximum hardness [HV 5] > 490 > 650 > 720 > 750 + ... phase is present, -... phase does not exist
  • Cutting and forming tools made from the alloy according to the invention have proven themselves in practice at operating temperatures of more than 700 ° C.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Nickelbasislegierung für Werkzeuge, welche bei Temperaturen von mehreren hundert °C verwendet werden oder sich beim Einsatz auf solche Temperaturen erwärmen. Um derartige Werkzeuge mit einer hohen Härte und entsprechenden Verschleißfestigkeit herstellen zu können, wird eine ausscheidungsgehärtete Nickelbasislegierung, in welcher primäre Metallcarbide in einem Anteil von zumindest 10 Volumen-% vorliegen und welche (in Masse-%) 0.5 bis 1.8 % Kohlenstoff bis 3.0 % Mangan 6.0 bis 25.0 % Chrom 8.0 bis 18.0 % Molybdän bis 10.0 % Wolfram bis 3.0 % Niob 2.5 bis 6.0 % Aluminium bis 20.0 % Eisen bis 4.0 % Cobalt bis 3.0 % Titan bis 1.5% Hafnium bis 2.0 % Tantal bis 0.5 % Zirkon bis 3.0 % Vanadium,
Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen enthält, vorgeschlagen.
Weiter hat die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Gegenständen der vorgeschlagenen Legierung sowie ein Werkzeug und ein Vormaterial zur Herstellung des Werkzeuges zum Gegenstand.

Description

  • Die Erfindung betrifft eine Nickelbasislegierung.
  • Weiter betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Gegenstandes aus einer Nickelbasislegierung.
  • Schließlich umfasst die Erfindung ein Werkzeug bestehend aus einer Nickelbasislegierung und ein Vormaterial zur Herstellung von Werkzeugen.
  • Werkzeuge für die spanabhebende oder spanlose Formgebung metallischer Materialien, beispielsweise Schneidwerkzeuge oder Umformwerkzeuge, sind beim Gebrauch vielfältigen Beanspruchungen ausgesetzt. Diese Beanspruchungen sind oftmals mechanisch bedingt, beispielsweise durch Kontakt des Werkzeuges mit einem metallischen Material, was zu Verschleiß des Werkzeuges führt. Daneben treten im Falle hoher Einsatztemperaturen, welche oftmals gegeben sind, auch thermisch bedingte Belastungen auf, so dass bei einem Einsatz des Werkzeuges in Summe mechanisch, thermisch und thermomechanisch bedingte Belastungen gegeben sind.
  • Bei der spanlosen wie auch der spanabhebenden Formgebung metallischer Werkstoffe geht ein Trend dahin, bei möglichst hohen Einsatztemperaturen zu arbeiten. Da Metalle mit zunehmender Temperatur weicher werden, ist bei höheren Temperaturen eine Umformung wesentlich erleichtert. Auch in Bezug auf eine spanabhebende Formgebung bringen höhere Temperaturen am Werkstück Vorteile, weil eine Spanabnahme erleichtert ist. Gewünscht werden daher Werkzeuge, welche bei möglichst hohen Temperaturen, insbesondere von mehr als 700°C, verschleißfest sind und eine lange Gebrauchsdauer haben.
  • Bislang werden für Werkzeuge, welche einerseits hohen abrasiven Verschleiß ausgesetzt sind und andererseits bei Temperaturen von mehreren hundert Grad Celsius eingesetzt werden oder sich beim Einsatz auf solche Temperaturen erwärmen, z.B. Umformwerkzeuge oder Schneidwerkzeuge, vornehmlich herkömmliche Schnellarbeitsstähle eingesetzt. Schnellarbeitsstähle weisen auf Grund eines hohen Anteils an in der Stahlmatrix verteilten Carbiden eine hohe Härte auf und sind entsprechend verschleißfest. Schnellarbeitsstähle haben allerdings eine natürliche Einsatzgrenze in etwa bei ihren Anlasstemperaturen (ca. 530 bis 560 °C). Bei höheren Einsatztemperaturen, insbesondere bei Temperaturen von mehr als 600 °C, erweichen Werkzeuge aus Schnellarbeitsstählen und verformen sich plastisch. Überdies können sich eventuelle Oberflächenbeschichtungen ablösen. Für Werkzeuge mit Einsatztemperaturen von mehr als 700 °C sind Schnellarbeitsstähle deswegen wenig geeignet.
  • Es ist daher ein Bestreben, alternative Werkstoffe zu entwickeln, welche eine Härte und Verschleißfestigkeit ähnlich jener von Schnellarbeitsstählen aufweisen, jedoch bei höheren Temperaturen einsetzbar sind.
  • Mit Nickelbasislegierungen sind grundsätzlich geeignete Werkstoffe für Komponenten oder Bauteile mit Einsatztemperaturen von 700 °C oder mehr gegeben. Im Vergleich mit Schnellarbeitsstählen weisen Nickelbasislegierungen per se allerdings deutlich niedrigere Härten auf. Es zwar ist möglich, durch legierungstechnische Maßnahmen die Härte von Nickelbasislegierungen zu steigern. Insbesondere kann durch Legierungsabstimmung und geeignete Wärmebehandlungen eine Ausscheidungshärtung z.B. über eine so genannte γ'-Phase (Ni3X, worin X = AI, Ti und/oder Nb) erreicht werden. Die dadurch erreichten Härten liegen aber in einem Bereich, der für einige Hochtemperaturapplikationen, beispielsweise für Gasturbinen ausreichend ist, nicht jedoch für Anwendungen, in welchen auch hohe Verschleißfestigkeit gefragt ist.
  • Andere Möglichkeiten einer Härtesteigerung von Nickelbasislegierungen sind denkbar, beispielsweise über primär aus der Schmelze ausgeschiedene Metallcarbide. Bei diesem Ansatz hat sich allerdings in verfahrenstechnischer Hinsicht insbesondere bei höheren Carbidgehalten gezeigt, dass bei Gussblöcken zu grobe Carbide und infolge einer ungleichmäßigen Erstarrung Entmischungen bzw. Seigerungen auftreten. Werden derartige Gussblöcke zur Herstellung von Werkzeugen eingesetzt, so können die erstellten Werkzeuge entsprechend den örtlichen Gefügeunterschieden bereichsweise völlig verschiedene mechanische Eigenschaften aufweisen. Ein inhomogenes Gefüge und die damit verbundenen Schwachstellen im Werkzeug können in der Folge vor allem auch zu vorzeitigen, unerwarteten Versagen des Werkzeuges führen.
  • Ausgehend vom vorgenannten Stand der Technik ist es Aufgabe der Erfindung, eine hochfeste Nickelbasislegierung mit hoher Härte anzugeben.
    Eine weiteres Ziel besteht darin, ein Verfahren anzugeben, mit welchem ein hochfester, hochtemperaturbeständiger Gegenstand aus einer Nickelbasislegierung mit homogenen Gefüge herstellbar ist.
  • Ein weiteres Ziel der Erfindung ist es, ein Werkzeug aus einer Nickelbasislegierung, insbesondere Schneidwerkzeug oder thermisch hochbelastetes Werkzeug, anzugeben, welches eine hohe Härte und Verschleißbeständigkeit aufweist.
  • Femer ist es ein Ziel der Erfindung ein Vormaterial zur Herstellung von Werkzeugen, aus einer Nickelbasislegierung, insbesondere Schneidwerkzeug oder thermisch hochbelastetes Werkzeug, anzugeben, welches sich durch eine hohe Homogenität des Gefüges auszeichnet.
  • Die gestellte Aufgabe löst eine Nickelbasislegierung nach Anspruch 1. Vorteilhafte Varianten einer erfindungsgemäßen Nickelbasislegierung sind Gegenstand der Ansprüche 2 bis 15.
  • Die mit der Erfindung erzielten Vorteile sind insbesondere darin zu sehen, dass eine Nickelbasislegierung geschaffen wurde, welche sich für Werkzeuge mit Einsatztemperaturen von mehr als 700 °C eignet und bei Raumtemperatur eine Härte im Bereich jener herkömmlicher Schnellarbeitsstähle aufweist. Da die Matrix der Nickelbasislegierung aus γ-Phase, also einer Phase mit kubisch flächenzentriertem Gitter besteht, ist eine gute Temperaturbeständigkeit gegeben. Die erzielte hohe Härte ist auf ein duales Härtungskonzept zurückzuführen: Durch einen Anteil von mindestens 10 Volumen-% primärer Metallcarbide, das sind aus der Schmelze ausgeschiedene Metallcarbide, wird eine Grundhärte der Matrix von etwa 200 HV (Vickers Härte) um etwa 250 HV erhöht. Eine Ausscheidungshärtung bzw. die Bildung von γ'-Phasen, beispielsweise Ni3Al, kann dann in der Folge eine zusätzliche Härteerhöhung von etwa 200 HV erbringen.
  • Um eine möglichst hohe Härte zu erreichen, ist es bevorzugt, dass der Anteil an Metallcarbiden zumindest 15 Volumen-%, vorzugsweise zumindest 20 Volumen-%, beträgt.
  • Wiewohl Carbide aller Art einen Beitrag zur Härte leisten können, sind Metallcarbide der Formel M6C, MC, M2C und/oder M23C6 bevorzugt, weil sich diese durch hohe Härte auszeichnen. Dabei ist es insbesondere günstig, wenn zumindest 50 Volumen-% der Metallcarbide in Form von M6C vorliegen, welche eine günstige gleichmäßige, globulare Morphologie ausbilden. Die Metallcarbide sind im Hinblick auf ein homogenes Gefüge bevorzugt möglichst fein ausgebildet und weisen dann eine durchschnittliche Größe von 0.5 bis 5 µm, insbesondere 1 bis 3 µm, auf.
  • In einer günstigen Gefügeausbildung beträgt ein Anteil an γ'-Phase zumindest 10 Volumen-%, insbesondere 20 bis 65 Volumen-%. Dies bewirkt zum einen eine hohe Gesamthärte. Zum anderen wird einer Versprödung der Legierung, welche durch hohe Carbidgehalte bedingt sein könnte, effektvoll entgegengewirkt.
  • Die Wirkungen der einzelnen Elemente in einer erfindungsgemäßen Legierung sowie die Wechselwirkungen zwischen den Elementen sind nachfolgend beschrieben.
    • Kohlenstoff (C):
  • Kohlenstoff ist in einem Gehaltsbereich von 0.5 bis 1.8 Masse-% vorgesehen. Ein Mindestgehalt von 0.5 Masse-% ist erforderlich, um Metallcarbide im Anteil von zumindest 10 Volumen-% auszubilden und somit eine gewünscht hohe Härte zu erreichen. Kohlenstoffgehalte von 1.5 Masse-% und mehr sind nicht zweckmäßig, weil bei dermaßen hohen Kohlenstoffgehalten die Solidustemperatur der Nickelbasislegierung stark abgesenkt ist. Ein optimaler Bereich in Bezug auf hohe Härte und hohe Solidustemperatur ist bei Kohlenstoffgehalten von 0.6 bis 1.2 Masse-% gegeben.
    • Mangan (Mn):
  • Mangan dient dem Abbinden von Schwefel und zur Mischkristallverfestigung und kann in Gehalten bis 3.0 Masse-% in einer erfindungsgemäßen Legierung anwesend sein, ohne nachteilige Auswirkungen auf die Eigenschaften der Legierung auszuüben.
    • Chrom (Cr):
  • In einer Legierung gemäß der Erfindung ist Chrom mit Gehalten von 6.0 bis 25.0 Masse-% vorgesehen. 6.0 Masse-% Chrom sind notwendig, um eine ausreichende Carbidbildung sicherzustellen. Gehalte von mehr als 25.0 Masse-% sind nachteilig, weil sich dann eine hohe Menge an Metallcarbiden der Formel M23C6 netzwerkartig an den Dendritenkorngrenzen, Subkorngrenzen und Korngrenzen der γ-Phase bzw. Nickelbasis bildet. Im Gehaltsbereich von 10 bis 18 Masse-% Chrom kann bei hohem Anteil von Chromcarbiden und/oder chromhältigen Carbiden eine Bildung netzwerkartiger Carbide auf ein günstiges Maß reduziert wird.
    • Molybdän (Mo):
  • Molybdän ist ein starker Carbidbildner und in einem Ausmaß von zumindest 8.0, bevorzugt zumindest 10.0, Masse-% vorgesehen, um einen hohen Volumenanteil an Carbiden in einer erfindungsgemäßen Legierung zu erzielen und zur Mischkristallhärte beizutragen. Gehalte von mehr als 18 Masse-% Molybdän sind nicht zweckmäßig: Zwar kann der Carbidgehalt weiter gesteigert werden, eine weitere Steigerung der Härte wird jedoch nicht mehr erzielt.
    • Wolfram (W):
  • Wolfram wirkt ähnlich wie Molybdän und ist ein starker Carbidbildner und Mischkristallverfestiger, jedoch pro Masseneinheit weniger effektiv als Molybdän. Daher kommt Wolfram lediglich in Kombination mit Molybdän zum Einsatz und kann dann in Gehalten bis zu 10 Masse-% vorliegen. Bevorzugt ist es, Wolfram in Gehalten von 1.0 bis 6.0 Masse-% einzusetzen, weil sich Wolfram in diesen Konzentrationen positiv zur Stabilisierung von Carbiden der Formel M6C auswirkt.
  • Im Hinblick auf das gleichzeitige Vorliegen von Molybdän und Wolfram in einer Legierung nach der Erfindung ist es besonders günstig, wenn eine Summe (in Masse-%) von (Molybdän + 0.5×Wolfram) mehr als 12.0 % beträgt. Ist diese Bedingung erfüllt, so kann ein Anteil an Carbiden in der Nickelbasislegierung auf 20 Volumen-% und mehr eingestellt werden, was hohe Härtewerte der Legierung erbringt.
    • Niob (Nb):
  • Dieses Element ist ebenfalls ein starker Carbidbildner und kann in Gehalten bis 3.0 Masse-% zulegiert werden, um eine Carbidbildung zu unterstützen. Bei höheren Gehalten an Niob als 1.5 Masse-% können Carbide des Typs MC besonders stabilisiert werden; Niob ist dann allerdings teilweise gebunden und steht dann nur noch teilweise zum Aufbau von γ'-Phase zur Verfügung (bzw. Substitution von AI in der γ'-Phase).
  • Deswegen wird bei Zulegieren von Niob eine Konzentration dieses Elementes von 0.2 bis 1.5 Masse-% bevorzugt.
    • Aluminium (AI):
  • Aluminium kommt eine wichtige Bedeutung zu, da dieses Element für die Bildung von γ'-Phase wesentlich ist. In diesem Zusammenhang hat sich gezeigt, dass Aluminiumgehalte von zumindest 2.5 Masse-% notwendig sind, um einen Werkstoff mit der gewünscht hohen Härte zu erhalten. Höhere Gehalte als 6.0 Masse-% Aluminium können zu einer Legierung führen, in der die Matrix aus γ-Phase besteht, was im Rahmen der Erfindung unerwünscht ist. In der Praxis haben sich Aluminiumgehalte von 3.0 bis 5.0 Masse-% besonders bewährt.
    • Eisen (Fe):
  • Um bei der Herstellung einer erfindungsgemäßen Legierung Niob einzubringen, werden hauptsächlich FeNb-Legierungen verwendet. Eisen wird dadurch zu einem Bestandteil der Legierung und kann in Gehalten bis 20.0 Masse-% vorgesehen sein. Da höhere Konzentrationen an Eisen einerseits die Bildung von γ'-Phase unterdrücken und andererseits die Bildung von Carbiden des Typs M23C6 fördern, sind Eisengehalte von 1.5 bis 5.0 Masse-% günstig.
    • Cobalt (Co):
  • Cobalt kann in Konzentrationen bis zu 4.0 Masse-% einer erfindungsgemäßen Legierung die Löslichkeit von Aluminium herabsetzen und deswegen zu einem verbesserten Ausscheidungsverhalten der γ'-Phase führen.
    • Titan (Ti):
  • Titan kann in Gehalten bis zu 3.0 Masse-% vorgesehen sein und dient in diesen Konzentrationsbereichen neben einer Carbidbildung der Ausbildung einer γ'-Phase. Größere Konzentrationen als 3.0 Masse-% bewirken bevorzugt eine Bildung unerwünschter η-Phase.
    • Hafnium (Hf):
  • Hafnium kann zur Substitution von Aluminium in der γ'-Phase eingesetzt werden und in diesem Fall in Gehalten bis 1.5 Masse-% vorliegen.
    • Tantal (Ta):
  • Tantal wirkt als carbidbildendes Element und kann in Gehalten bis zu 2.0 Masse-% vorgesehen sein.
    • Zirkon (Zr):
  • Zirkon erweist sich in Gehalten bis 0.5 Masse-% als wirksam, um eine Bildung von Karbidfilmen an den Komgrenzen zu vermeiden.
    • Vanadium (V):
  • Vanadium ist ein stark carbid bildendes Element und kann zum Zwecke einer Carbidbildung in Gehalten bis 3.0 Masse-% vorgesehen sein.
    • Bor (B):
  • Wahlweise kann Bor in Gehalten bis 0.1 Masse-%, insbesondere von 0.001 bis 0.02 Masse-%, vorhanden sein. Bor kann durch die Bildung von Boriden positiv zur Härte einer Legierung beitragen. Eine Präsenz von Bor bewirkt im Übrigen eine Feinung des γ-Korns der Matrix.
    • Nickel (Ni):
  • Nickel bildet die Basis der Legierung bzw. liegt in der größten Konzentration vor und bildet die Matrix aus γ-Phase.
  • Eine erfindungsgemäße Legierung enthält weiter herstellungsbedingte Verunreinigungen, wie Schwefel, Phosphor, Stickstoff und/oder Sauerstoff in einem dem Fachmann bekannten üblichen Ausmaß.
  • Das weitere Ziel der Erfindung wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Gegenstandes aus einer Nickelbasislegierung, wobei in einem ersten Schritt eine Schmelze enthaltend (in Masse-%)
    0.5 bis 1.8 % Kohlenstoff
    bis 3.0 % Mangan
    6.0 bis 25.0 % Chrom
    8.0 bis 18.0 % Molybdän
    bis 10.0 % Wolfram
    bis 3.0 % Niob
    2.5 bis 6.0 % Aluminium
    bis 20.0 % Eisen
    bis 4.0 % Cobalt
    bis 3.0 % Titan
    bis 1.5% Hafnium
    bis 2.0 % Tantal
    bis 0.5 % Zirkon
    bis 3.0 % Vanadium,
  • Rest Nickel und Verunreinigungen, zu einem Pulver verdüst wird, wonach in einem zweiten Schritt aus dem Pulver ein kompakter Gegenstand geformt wird, wonach in einem dritten Schritt der kompakte Gegenstand einer Glühung im Temperaturbereich zwischen Lösungstemperatur von γ'-Phase und Solidustemperatur der Nickelbasislegierung unterworfen wird, worauf der Gegenstand in einem vierten Schritt ausscheidungsgehärtet wird, erreicht.
  • Die verfahrensmäßig erzielten Vorteile sind vor allem darin zu sehen, dass ein Gegenstand aus einer Nickelbasislegierungen bereitgestellt werden kann, welcher hochtemperaturbeständig und hochfest ist und gleichzeitig ein im Wesentlichen homogenes Gefüge über einen Querschnitt des Vollmaterials aufweist. Dabei ist es wichtig, dass die erfindungsgemäß zusammengesetzte Schmelze in einem ersten Schritt zu einem Pulver verdüst wird, weil durch die damit einhergehende rasche Erstarrung Seigerungen bzw. Entmischungen unterbunden und vorzugsweise eutektische Carbide homogen und fein aus der Schmelze ausgeschieden werden. Anschließend wird das so erstellte Pulver zu einem kompakten Gegenstand geformt, so dass ein isotropes Vollmaterial für weitere Wärmebehandlungen zur Verfügung steht. Im vorgesehenen dritten Schritt erfolgt eine Einformung der Carbide durch eine Glühung im Temperaturbereich zwischen Lösungstemperatur von γ'-Phase und Solidustemperatur. Dabei zerfällt das eventuell vorhandene Carbidnetzwerk und es werden überwiegend globulare Carbide gebildet, welche anteilig zur erzielten Härte beitragen. Zudem wird allfällig vorhandene γ'-Phase zumindest größtenteils aufgelöst und der Werkstoff homogenisiert. Dass das eingesetzte Vollmaterial im Wesentlichen homogen ist, ist eine Voraussetzung dafür, dass nach der Glühung ein Gegenstand mit isotropen Eigenschaften erhalten wird. Wahlweise kann der Gegenstand vor und/oder nach der Glühung einer Warmumformung, beispielsweise einem Walzen, unterworfen werden. Ebenso versteht sich für den Fachmann, dass der Gegenstand nach der Glühung abgeschreckt werden kann, beispielsweise mit Wasser, Öl oder durch Anströmen mit Luft. Der Gegenstand wird einer Ausscheidungshärtung unterzogen, bei der γ'-Phase ausgeschieden wird. Diese ist ebenfalls homogen verteilt und trägt in einem Ausmaß ähnlich jenem der globularen Carbide zur Härte bei.
  • Unter Berücksichtigung der oben dargelegten Einzel- und Summenwirkungen der Elemente einer erfindungsgemäßen Legierung, kann es im Hinblick auf günstige Eigenschaften des Gegenstandes von Vorteil sein, wenn in der Schmelze (in Masse-%)
    0.6 bis 1.2 % Kohlenstoff und/oder
    10 bis 18 % Chrom und/oder
    mehr als 10.0 % Molybdän und/oder
    1.0 bis 6.0 % Wolfram und/oder
    0.2 bis 1.5 % Niob und/oder
    3.0 bis 5.0 % Aluminium und/oder
    1.5 bis 5.0 % Eisen und/oder
    bis 0.1 %, vorzugsweise 0.001 bis 0.02 %, Bor vorliegen
    und/oder ein Anteil (in Masse-%) an (Molybdän + 0.5 Wolfram) mehr als 12.0 % beträgt.
  • Bevorzugt ist es, das Pulver durch heißisostatisches Pressen bei einer Temperatur von zumindest 1000 °C und einem Druck von zumindest 900 bar zu kompaktieren, um einen im Wesentlichen dichten Gegenstand zu erhalten, so dass bei den nachfolgenden Wärmebehandlungen durch Poren verursachte Schäden minimiert sind.
  • Wenn eine Glühung zur Einformung der Carbide im Temperaturbereich von 1120 °C bis 1280 °C durchgeführt wird, kann vollständige Einformung der Carbide in moderaten Zeiten erreicht werden. Besonders bevorzugt ist es, wenn der zweite und der dritte Schritt durch heißisostatisches Pressen bei einer Temperatur von mehr als 1120 °C für mehr als vier Stunden gleichzeitig durchgeführt wird. Dabei wird ausgenützt, dass das Pulver bzw. der kompaktierte Gegenstand beim Heißisostatischen Pressen bereits auf hoher Temperatur ist und nicht gesondert aufgeheizt werden muss. Anders ausgedrückt: Zweiter und dritter Schritt können kombiniert werden, ohne dass der Gegenstand zwischen diesen Schritten abgekühlt und aufgeheizt werden muss.
  • Um eine günstige Durchhärtung zu erreichen, erfolgt das Ausscheidungshärten bevorzugt durch ein zumindest einstündiges Auslagern des Gegenstandes bei einer Temperatur von 700 bis 950 °C und anschließendes Abkühlen desselben. Für den Fachmann ist klar, dass dieser Schritt auch mehrmalig durchgeführt werden kann, wobei ab dem zweiten Auslagern die Temperaturen variabel gewählt werden können.
  • Das weitere Ziel der Erfindung, ein Werkzeug aus einer Nickelbasislegierung, insbesondere Schneidwerkzeug oder thermisch hochbelastetes Werkzeug, anzugeben, welches eine hohe Härte aufweist, wird durch Anspruch 22 erreicht. Ein erfindungsgemäßes Werkzeug ist vorteilhaft bei Temperaturen von mehr als 700 °C einsetzbar und weist gleichzeitig eine hohe Härte bzw. eine hohe Verschleißfestigkeit auf. Somit kann es insbesondere bei Anwendungen, bei welchen ein Werkzeug in hohem Maße abrasiv beansprucht wird, wie bei einem Schneiden oder Umformen, zum Einsatz kommen.
  • Das Ziel der Erfindung ein homogenes Vormaterial zur Herstellung von Werkzeugen, aus einer Nickelbasislegierung, insbesondere Schneidwerkzeug oder thermisch hochbelastetes Werkzeug, anzugeben, wird durch ein Vormaterial zur Herstellung von Werkzeugen, insbesondere Schneidwerkzeugen und thermisch hochbelastete Umformwerkzeugen, enthaltend
    0.5 bis 1.8% Kohlenstoff
    bis 3.0 % Mangan
    6.0 bis 25.0 % Chrom
    8.0 bis 18.0 % Molybdän
    bis 10.0 % Wolfram
    bis 3.0 % Niob
    2.5 bis 6.0 % Aluminium
    bis 20.0 % Eisen
    bis 4.0 % Cobalt
    bis 3.0 % Titan
    bis 1.5 % Hafnium
    bis 2.0 % Tantal
    bis 0.5 % Zirkon
    bis 3.0 % Vanadium,
  • Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei globulare Metallcarbide in einem Anteil von zumindest 10 Volumen-% vorliegen, erreicht.
  • Der Vorteil eines derartigen Vormaterials zur Herstellung von Werkzeugen liegt insbesondere darin, dass homogenes Vormaterial zur Verfügung gestellt wird, welches mit geringem Aufwand endabmessungsnah herstellbar bzw. infolge moderater Härte auf Endabmessung des Werkzeugs bearbeitbar ist. Um dem herausgearbeiteten Werkzeug schließlich höchste Härte zu verleihen, braucht dieses lediglich einer Aushärtung unterworfen werden.
  • Im Folgenden ist die Erfindung anhand mehrer Beispiele noch weitergehend dargestellt.
    • Die Figuren zeigen:
    • Figur 1a: Ein Gefügebild einer erfindungsgemäßen Legierung A;
    • Figur 1 b: Die Abhängigkeit der Härte einer Legierung A von der Auslagerungsdauer;
    • Figur 2a: Ein Gefügebild einer erfindungsgemäßen Legierung B;
    • Figur 2b: Die Abhängigkeit der Härte einer Legierung B von der Auslagerungsdauer.
  • Pulver aus Legierungen A, B,C und D, deren Zusammensetzungen aus Tabelle 1 ersichtlich sind, wurden jeweils durch Gasverdüsung einer entsprechenden Metallschmelze erstellt und die Pulver bei 1150 °C und einem Druck von 1000 bar heißisostatisch zu Vollmaterial kompaktiert. Die so erstellten Gegenstände wurden anschließend jeweils für zwei Stunden einer Glühung bei 1250 °C und einem nachfolgenden Abschrecken unterworfen. Anschließend wurden die Legierungen bei 800 bzw. 900 °C ausgehärtet. Nach Abkühlen auf Raum- bzw. Umgebungstemperatur wurden die Gegenstände aus Legierungen A bis D untersucht. Tabelle 1: Chemische Zusammensetzungen von erfindungsgemäßen Legierungen A bis D (Angaben in Masse-%).
    Element Legierung A Legierung B Legierung C Legierung D
    C [%] 1.04 0.95 0.8 0.7
    Mn [%] 2.6 2.7 1.6 --
    Cr [%] 13.1 20.0 21.4 21.9
    Mo [%] 13.0 14.7 14.0 12.9
    W [%] 3.1 4.5 4.0 2.9
    Nb [%] --- --- 0.3 ---
    Al [%] 3.8 4.1 2.7 3.1
    Fe [%] 4.5 3.9 3.0 2.7
    Co [%] --- 2.8 2.2 3.3
    Ti [%] --- --- --- 2.2
    Ni [%] Rest Rest Rest Rest
  • Gefügeuntersuchungen zeigten, dass jeweils ein homogenes Gefüge bestehend aus einer Nickelmatrix (γ-Matrix) und in dieser homogen verteilte globulare Metallcarbide der Typen M6C, M2C und/oder M23C6 vorlagen. So zeigt beispielsweise ein Gefügebild der Legierung A vornehmlich globulare Carbide M2C und M6C mit einem durchschnittlichen Durchmesser von etwa 1 bis 2 µm (Figur 1a). Legierung B zeigt ebenfalls globulare Carbide, jedoch vom Typ M6C und M23C6 (Figur 2a).
  • Nach einem Aushärten können erfindungsgemäße Legierungen Vickers Härten von mehr als 750 HV 5 erreichen, wie aus Tabelle 2 ersichtlich. Wie die Figuren 2a und 2b für die Legierungen A und B beispielhaft zeigen, kann durch ein Aushärten bzw. eine Ausscheidung von γ'-Phase eine Härtesteigerung von etwa 150 HV erzielt werden. Die insgesamt größte Härte wird in Legierung D erreicht, in welcher ausschließlich M6C-Carbide vorliegen. Tabelle 2: Gefügeausbildung und Härte von erfindungsgemäßen Legierungen A bis D).
    Legierung A Legierung B Legierung C Legierung D
    Gefüge M2C + - - -
    M6C + + + +
    M23C6 - + + -
    Carbidanteil [Volumen-%] ca. 30 ca. 25 ca. 22 ca. 16
    Anteil γ'-Phase [Volumen-%] ca.50 ca. 40 ca. 40 ca. 40
    Maximale Härte [HV 5] > 490 > 650 > 720 > 750
    +...Phase ist vorhanden, -...Phase ist nicht vorhanden
  • Schneid- und Umformwerkzeuge aus der erfindungsgemäßen Legierung haben sich in der Praxis bei Einsatztemperaturen von mehr als 700 °C bestens bewährt.

Claims (23)

  1. Ausscheidungsgehärtete Nickelbasislegierung, in welcher primäre Metallcarbide in einem Anteil von zumindest 10 Volumen% vorliegen und welche (in Masse-%) 0.5 bis 1.8 % Kohlenstoff bis 3.0 % Mangan 6.0 bis 25.0 % Chrom 8.0 bis 18.0 % Molybdän bis 10.0 % Wolfram bis 3.0 % Niob 2.5 bis 6.0 % Aluminium bis 20.0 % Eisen bis 4.0 % Cobalt bis 3.0 % Titan bis 1.5 % Hafnium bis 2.0 % Tantal bis 0.5 % Zirkon bis 3.0 % Vanadium,
    Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen enthält.
  2. Nickelbasislegierung nach Anspruch 1, enthaltend (in Masse-%) 0.6 bis 1.2 % Kohlenstoff.
  3. Nickelbasislegierung nach Anspruch 1 oder 2, enthaltend (in Masse-%) 10 bis 18 % Chrom.
  4. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, enthaltend (in Masse-%) mehr als 10.0 % Molybdän.
  5. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, enthaltend (in Masse-%) 1.0 bis 6.0 % Wolfram.
  6. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei eine Summe (in Masse-%) von (Molybdän + 0.5xWolfram) mehr als 12.0 % beträgt.
  7. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, enthaltend (in Masse-%) 0.2 bis 1.5 % Niob.
  8. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, enthaltend (in Masse-%) 3.0 bis 5.0 % Aluminium.
  9. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, enthaltend (in Masse-%) 1.5 bis 5.0 % Eisen.
  10. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, enthaltend (in Masse-%) bis 0.1 %, vorzugsweise 0.001 bis 0.02 %, Bor.
  11. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, wobei der Anteil an Metallcarbiden zumindest 15 Volumen-%, vorzugsweise zumindest 20 Volumen-%, beträgt.
  12. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11, wobei Metallcarbide der Formel M6C, MC, M2C und/oder M23C6 vorliegen.
  13. Nickelbasislegierung nach Anspruch 12, wobei zumindest 50 Volumen-% der Metallcarbide in Form von M6C vorliegen.
  14. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13, wobei die Metallcarbide eine durchschnittliche Größe von 0.5 bis 5 µm, insbesondere 1 bis 3 µm, aufweisen.
  15. Nickelbasislegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 14, wobei ein Anteil an y'-Phase zumindest 10 Volumen-%, insbesondere 20 bis 65 Volumen-%, beträgt.
  16. Verfahren zur Herstellung eines Gegenstandes aus einer Nickelbasislegierung, wobei in einem ersten Schritt eine Schmelze enthaltend (in Masse-%) 0.5 bis 1.8 % Kohlenstoff bis 3.0 % Mangan 6.0 bis 25.0 % Chrom 8.0 bis 18.0 % Molybdän bis 10.0 % Wolfram bis 3.0 % Niob 2.5 bis 6.0 % Aluminium bis 20.0 % Eisen bis 4.0 % Cobalt bis 3.0 % Titan bis 1.5% Hafnium bis 2.0 % Tantal bis 0.5 % Zirkon bis 3.0 % Vanadium,
    Rest Nickel und Verunreinigungen, zu einem Pulver verdüst wird, wonach in einem zweiten Schritt aus dem Pulver ein kompakter Gegenstand geformt wird, wonach in einem dritten Schritt der kompakte Gegenstand einer Glühung im Temperaturbereich zwischen Lösungstemperatur von γ'-Phase und Solidustemperatur der Nickelbasislegierung unterworfen wird, worauf der Gegenstand in einem vierten Schritt ausscheidungsgehärtet wird.
  17. Verfahren nach Anspruch 16, wobei in der Schmelze (in Masse-%)
    0.6 bis 1.2 % Kohlenstoff und/oder
    10 bis 18 % Chrom und/oder
    mehr als 10.0 % Molybdän und/oder
    1.0 bis 6.0 % Wolfram und/oder
    0.2 bis 1.5 % Niob und/oder
    3.0 bis 5.0 % Aluminium und/oder
    1.5 bis 5.0 % Eisen und/oder
    bis 0.1 %, vorzugsweise 0.001 bis 0.02 %, Bor vorliegen
    und/oder ein Anteil (in Masse-%) an (Molybdän + 0.5xWolfram) mehr als 12.0 % beträgt.
  18. Verfahren nach Anspruch 16 oder 17, wobei das Pulver durch heißisostatisches Pressen bei einer Temperatur von zumindest 1000 °C und einem Druck von zumindest 900 bar kompaktiert wird.
  19. Verfahren nach einem der Ansprüche 17 bis 19, wobei die Glühung im Temperaturbereich von 1120 °C bis 1280 °C durchgeführt wird.
  20. Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 19, wobei der zweite und der dritte Schritt durch heißisostatisches Pressen bei einer Temperatur von mehr als 1120 °C für mehr als vier Stunden gleichzeitig durchgeführt wird.
  21. Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 19, wobei das Ausscheidungshärten durch ein zumindest einstündiges Auslagern des Gegenstandes bei einer Temperatur von 700 bis 950 °C und anschließendes Abkühlen des Gegenstandes erfolgt.
  22. Werkzeug, insbesondere Schneidwerkzeug oder thermisch hochbelastetes Umformwerkzeug, bestehend aus einer Nickelbasislegierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 15.
  23. Vormaterial zur Herstellung von Werkzeugen, insbesondere Schneidwerkzeugen oder thermisch hochbelasteten Umformwerkzeugen, enthaltend 0.5 bis 1.8 % Kohlenstoff bis 3.0 % Mangan 6.0 bis 25.0 % Chrom 8.0 bis 18.0 % Molybdän bis 10.0 % Wolfram bis 3.0 % Niob 2.5 bis 6.0 % Aluminium bis 20.0 % Eisen bis 4.0 % Cobalt bis 3.0 % Titan bis 1.5 % Hafnium bis 2.0 % Tantal bis 0.5 % Zirkon bis 3.0 % Vanadium,
    Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei globulare Metallcarbide in einem Anteil von zumindest 10 Volumen-% vorliegen.
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