EP3175008A2 - Kobaltbasissuperlegierung - Google Patents

Kobaltbasissuperlegierung

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EP3175008A2
EP3175008A2 EP15750314.5A EP15750314A EP3175008A2 EP 3175008 A2 EP3175008 A2 EP 3175008A2 EP 15750314 A EP15750314 A EP 15750314A EP 3175008 A2 EP3175008 A2 EP 3175008A2
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EP
European Patent Office
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cobalt
weight
alloys
temperature
phase
Prior art date
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Application number
EP15750314.5A
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English (en)
French (fr)
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EP3175008B1 (de
Inventor
Alexander Bauer
Mathias GÖKEN
Lisa FREUND
Steffen Neumeier
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.)
Friedrich Alexander Universitaet Erlangen Nuernberg
Original Assignee
Friedrich Alexander Universitaet Erlangen Nuernberg
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Filing date
Publication date
Application filed by Friedrich Alexander Universitaet Erlangen Nuernberg filed Critical Friedrich Alexander Universitaet Erlangen Nuernberg
Publication of EP3175008A2 publication Critical patent/EP3175008A2/de
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • 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
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt

Definitions

  • the invention relates to polycrystalline precipitation hardened and oxidation resistant ⁇ / ⁇ 'cobalt base superalloys for high temperature applications.
  • the mechanical properties of the specified cobalt-based superalloys exceed those of conventional carbide-hardened cobalt alloys. Up to a temperature of 800 ° C similar and at temperatures above 800 ° C even higher hot strengths than the nickel-based ⁇ / ⁇ 'forging alloys are achieved. The creep strengths are also significantly higher. In comparison to ⁇ / ⁇ 'nickel base superalloys are despite lower
  • Cobalt base and especially ⁇ / ⁇ 'nickel base superalloys are essential materials for a variety of components in jet engines of commercial aircraft or in stationary gas turbines for power conversion. Efforts to increase the efficiency of these turbines, cut costs and reduce fossil fuel consumption can all be achieved through new materials that offer higher temperature resistance, longer service life and lower manufacturing and processing costs.
  • ⁇ 'solvus temperature very high ⁇ ' volume fractions of more than 75% can be achieved at temperatures up to 900 ° C.
  • the ternary ⁇ / ⁇ 'cobalt base superalloys Co-9AI-9W (in atomic%), for example, despite a ⁇ ' solvus temperature of about only 975 ° C has a relatively high ⁇ 'excretion volume fraction of 58%. Owing to the large temperature range between solidus and ⁇ 'solvus temperature (forging window), the comparatively low ⁇ ' solvus temperatures and the high ⁇ 'volume fraction at application temperatures, the ⁇ / ⁇ ' cobalt base superalloys are thus suitable in particular as forging alloys. Nickel base superalloys, in comparison, either have a low ⁇ '
  • Solvus temperature 1038 ° C (Semiatin et al., Deformation behavior of Waspaloy at hot-working temperatures, Scripta Materialia 50 (2004) 625-629); ⁇ 'Voltage at application temperature: 25% (ASM Specialty Handbook: Nickel, Cobalt, and Their Alloys, Ed.
  • alloys are either malleable, but have a lower strength or that at forging temperatures of 1000 ° C to 1 150 ° C still have a relatively high proportion of the precipitation phase and thus only hardly or not at all are deformable and can only be processed powder metallurgy. This significantly increases the costs.
  • cobalt-based alloys are known to have higher hot-gas corrosion resistance than nickel-base alloys, since a liquid co-sulfur phase can occur only at 877 ° C, whereas a liquid Ni-S phase already occurs at 637 ° C ( see Bürgel, Maier, Niendorf, Handbuch Hochtemperaturtechnik, 4th Revised Edition 201 1, Vieheg + Teubner Verlag, Springer crampmedien Wiesbaden GmbH 201 1 or ASM Specialty Handbook: Nickel, Cobalt, and Their Alloys, Ed. Davies et al, ASM International, Materials Park, OH 44073, USA). Increased hot gas corrosion resistance can thus lead to a lifetime extension.
  • the object of the invention is the development of polycrystalline, high-strength, precipitation-hardened ⁇ / ⁇ 'cobalt-base superalloys, with very good oxidation properties, which can be processed by means of various forming processes, such as forging.
  • a cobalt-base superalloy comprising 32-45% by weight of Co, 28-40% by weight of Ni, 10-15% by weight of Cr, 2.5-5.5% by weight of Al, 6 , 5-1 6 wt% W, 0-9 wt% Ta, 0-8 wt% Ti, 0.1 -1 wt% Si, 0-0.5 wt% B , 0-0.5 wt% C, 0-2 wt% Hf, 0-0.1 wt% Zr, 0-8 wt% Fe, 0-6 wt% Nb, 0-7 wt .-% Mo, 0-4 wt .-% Ge and a balance of unavoidable impurities.
  • the cobalt-base superalloy comprises 32-45% by weight of Co, 28-40% by weight of Ni, 10-15% by weight of Cr, 2.5-5.5% by weight of Al, 6.5 1-6 wt% W, 0-9 wt% Ta, 0-8 wt% Ti, 0.1-1 wt% Si, 0-0.5 wt% B, 0 -0.5 wt% C, 0 to ⁇ 2 wt% Hf, 0 to ⁇ 0.1 wt% Zr, 0 to ⁇ 8 wt% Fe, 0 to ⁇ 6 wt% Nb, 0 to ⁇ 7 wt .-% Mo, 0 to ⁇ 4 wt .-% Ge and a balance of unavoidable impurities.
  • cobalt base superalloy in a further embodiment 32-45 wt .-% Co, 28-40 wt .-% Ni, 10-15 wt .-% Cr, 2.5-5.5 wt .-% Al, 6 , 5-1 6 wt .-% W, 0.2-9 wt .-% Ta, 0.2-8 wt .-% Ti, 0.1 -1 wt .-% Si, ⁇ 0.5 wt.
  • % B ⁇ 0.5% by weight C, 0-2% by weight Hf, 0-0.1% by weight Zr, 0-8% by weight Fe, 0-6% by weight Nb, 0-7 wt% Mo, 0-4 wt% Ge and a balance of unavoidable impurities.
  • the cobalt-base superalloy comprises 32-45% by weight of Co, 28-40% by weight of Ni, 10-15% by weight of Cr, 2.5-5.5% by weight of Al, 6, 5-1 6 wt% W, 0.2-9 wt% Ta, 0.2-8 wt% Ti, 0.1 -1 wt% Si, ⁇ 0.5 wt% % B, ⁇ 0.5 wt .-% C, 0 to ⁇ 2 wt .-% Hf, 0 to ⁇ 0.1 wt .-% Zr, 0 to ⁇ 8 wt .-% Fe, 0 to ⁇ 6 wt % Nb, 0 to ⁇ 7% by weight Mo, 0 to ⁇ 4% by weight Ge and a balance of unavoidable impurities.
  • the cobalt-base superalloy which comprises in particular an aforementioned composition, characterized by an intermetallic ⁇ 'phase of the composition (Co, Ni) 3 (Al, W, Ti, Ta), each of each bracket containing at least one of the elements listed in parentheses is.
  • the intermetallic ⁇ 'phase (precipitation phase) is contained with a volume fraction of more than 35%, preferably of more than 45%.
  • Co forms the cubic face-centered ⁇ -matrix phase as a basic element among other elements and is an important constituent of the hardening y '- (Co, Ni) 3 (Al, W, Ti, Ta) precipitation phase. Co also lowers the stacking fault energy.
  • Ni (nickel) 28-40% by weight
  • Ni in the specified range expands the ⁇ / ⁇ 'two-phase region to a sufficient extent, so that further alloying elements, in particular Cr, can be added to a sufficient extent.
  • Cr contents from about 4% by weight destabilize the biphasic ⁇ / ⁇ 'microstructure in ternary Co-Al-W alloys, and further undesirable intermetallic phases are formed.
  • Ni shifts the maximum possible concentration of Cr to higher concentrations. Furthermore, with Ni, the ⁇ 'solvus temperature can be increased.
  • the alloying element Cr should be added to the specified range.
  • Cr acts as a mixed crystal hardener.
  • Al forms the ⁇ 'precipitation phase (Co, Ni) 3 (Al, W, Ti, Ta), which contributes significantly to the increase in strength. Furthermore, AI increases the oxidation resistance. Higher levels of Al in the specified composition range can lead to the formation of additional intermetallic phases, such as CoAl, which can limit grain growth in forging alloys. As a result, smaller particle sizes and thus higher strengths can be achieved.
  • Si is a crucial element and significantly improves the oxidation resistance. However, excessive amounts of Si can lead to further undesirable intermetallic phases.
  • B acts as a grain boundary-strengthening alloying element and improves the oxidation properties. Too high concentrations lead to too high a proportion of borides.
  • B is contained at more than 0.01% by weight.
  • C acts as a grain boundary strengthening alloying element.
  • C forms carbides.
  • C is preferably contained with more than 0.01% by weight.
  • Ta (Tantalum): 0.2-9% by weight
  • Ta contributes to the formation of the ⁇ 'precipitation phase, increases the ⁇ ' soivus temperature and the ⁇ / ⁇ 'lattice mismatch. Ta hardens the ⁇ 'precipitation phase and leads to an increase in strength. In particular, when high toughness at 800 ° C is required, the two elements Ta and Ti are required.
  • Ti contributes to the formation of the ⁇ 'precipitation phase, increases the ⁇ ' soivus temperature and the ⁇ / ⁇ 'lattice mismatch. Ti hardens the ⁇ 'precipitation phase and leads to an increase in strength. In particular, when high toughness at 800 ° C is required, the two elements Ta and Ti are required. Ti can largely replace W, thereby significantly reducing the density.
  • Hf stabilizes the ⁇ 'excretion phase. Preference is given to Hf containing more than 0.2% by weight.
  • Zr serves to increase the grain boundary strength and to stabilize the ⁇ 'precipitation phase.
  • Zr is included at more than 0.01% by weight.
  • Fe lowers the ⁇ 'soivus temperature and can be used to adjust this especially for forging alloys. Fe is also a low cost element and can improve weldability. Too high concentrations destabilize the ⁇ / ⁇ 'microstructure. Preference is given to containing Fe more than 0.1% by weight.
  • Nb contributes to the formation of the ⁇ 'precipitation phase, leads to an increase in strength and increases the ⁇ ' soivus temperature. Higher concentrations within the given concentration range may lead to the formation of additional intermetallic phases which may limit grain growth in forging alloys. As a result, smaller particle sizes and thus higher strengths can be achieved.
  • Nb is contained at more than 0.1% by weight.
  • Mo serves as a solid-solution-hardening element and can partially replace W, thereby decreasing the density. Higher concentrations lead to the formation of additional intermetallic phases, which can limit grain growth in forging alloys. As a result, smaller particle sizes and thus higher strengths can be achieved.
  • Mo is contained with more than 0.1 wt .-%.
  • Ge forms the ⁇ 'precipitation phase Co 3 (Al, Ge, W), lowers the ⁇ ' solvus temperature and can be used to adjust this especially for forging alloys.
  • Ge preferably contains more than 0.1% by weight.
  • 1 is a graph showing the relationship between the precipitation rate at the application temperature and the solvus temperature of the ⁇ '-phase of ⁇ / ⁇ 'nickel-base superalloys in comparison with embodiments of the invention
  • FIG. 2 shows the microstructure of exemplary alloys of the invention.
  • 3 is an EBSD measurement for determining the grain size and the twin density of an exemplary alloy of the invention.
  • Fig. 5 is a graph showing the creep strength of an exemplary alloy of
  • FIG. 6 shows microstructural images of the ternary alloy Co9AI9W compared to an exemplary alloy of the invention
  • compositions of some embodiments of the present invention ⁇ / ⁇ 'cobalt base superalloys hereinafter referred to as CoWAIloyO, CoWAIloyl, and CoWAIIoy2, as well as some reference alloys are shown in Table 1 below.
  • CoWAIloyO CoWAIloyl
  • CoWAIIoy2 CoWAIIoy2
  • Table 1 the properties of exemplary embodiments of the invention will be described in more detail below with reference to the figures and investigations.
  • Table 1 Compositions of the here described ⁇ / ⁇ 'cobalt base superalloys CoWAIloyO, CoWAIloyl and CoWAIIoy2 as well as some polycrystalline, cobalt and nickel based reference alloys (in% by weight).
  • the developed alloys described here have the distinct advantage compared to nickel-based forging alloys that despite the relatively low ⁇ 'solvus temperatures of about 1050 ° C (CoWAIloyO), 1070 ° C (CoWAIloyl) or 1030 ° C (CoWAIIoy2) high Excretion volume ratios of more than 45% (CoWAIloyO) at 750 ° C can be achieved.
  • 1 shows the relationship between the excretion fraction at fürsstempe- and the solvus temperature of the ⁇ '-phase of ⁇ / ⁇ 'nickel-base superalloys and the presently stated ⁇ / ⁇ ' cobalt-base superalloy CoWAIloyO.
  • the relatively low ⁇ 'Solvus temperatures make easier forming possible at typical forging temperatures of 1000 ° C to 1 150 ° C.
  • FIG. 3 shows an EBSD measurement ("electron back scattering diffraction") for determining the grain size and twin density of the ⁇ / ⁇ cobalt-base superalloy CoWAIIoy2 described herein, the twin density of the CoWAIIoy2 alloy determined by EBSD. is much higher at 55% compared to the nickel base superalloy Udimet 720Li with only 33%. This is due to the lower stacking fault energy of the cobalt base superalloys.
  • EBSD measurement electron back scattering diffraction
  • Figure 4 shows the yield strength versus temperature of the CoWAIloyl and CoWAIIoy2 alloys herein compared to the Waspaloy and Udimet 720Li nickel based alloys and the Mar-M509 cobalt alloy.
  • Fig. 5 shows the creep strength of the ⁇ / ⁇ 'cobalt base superalloy CoWAIIoy2 compared to the polycrystalline ⁇ / ⁇ ' nickel base superalloys Waspaloy and Udimet 720LI at 700 ° C. Accordingly, the alloy CoWAIIoy2 at 700 ° C also has a significantly higher creep resistance than the nickel-based Waspaloy and Udimet 720Li alloys.
  • FIG. 6 shows microstructural images of the oxide layers of the ternary alloy Co9AI9W (a) and the alloy CoWAIIoy2 (b) given herein.
  • the oxide layer thickness after annealing at 900 ° C for 50 h is at least 10 times smaller in the alloy CoWAIIoy2 than in the ternary alloy Co9AI9W (see a with b).
  • the alloy CoWAIIoy2 ( Figure 6b) (has significantly better oxidation resistance.
  • FIG. 7 shows the element distributions in the various oxide layers of the alloy CoWAIIoy2 after annealing at 900 ° C. for 50 h, determined by energy-dispersive X-ray spectroscopy EDS in the scanning electron microscope SEM.
  • the relatively good oxidation properties result from the protective oxide layers rich in Al, Si and Cr.
  • the cobalt-base superalloys of the present invention are characterized by being based on the element cobalt, hardened with the intermetallic ⁇ 'phase (Co, Ni) 3 (Al, W, Ti, Ta) to have better mechanical properties than conventional ones
  • Carbide-hardened cobalt-base superalloys have higher strengths than comparable polycrystalline ⁇ / ⁇ 'nickel-based superalloys at temperatures above 800 ° C, having higher creep strengths than comparable polycrystalline ⁇ / ⁇ ' nickel-base superalloys at temperatures of 700 ° C, making them better
  • a ⁇ / ⁇ 'cobalt base superalloy with addition of molybdenum (CoWAIIoy3) is given.
  • the composition is shown in Table 2 again together with the other exemplary alloys CoWAIloyO, CoWAIloyl and CoWAIIoy2 described above.
  • the content of Mo is changed at the expense of Co.
  • Mo serves as a solid solution hardening element and can partially replace W, thereby reducing the density.
  • Mo results in the formation of additional "grain boundary pinning" intermetallic phases which can limit grain growth in forging alloys.
  • Table 2 Compositions of the y / ⁇ 'cobalt base superalloy CoWAIIoy3 together with CoWAlloyO, CoWAIloyl and CoWAIIoy2 (% by weight).
  • CoWAIIoy3 a relatively low solvus temperature of about 1050 ° C. is expected for CoWAIIoy3, while at the same time having a relatively high solidus temperature, which is advantageous for processing, in particular by casting and forging, since these two temperatures span the window for processing and heat treatment.
  • the alloy CoWAIIoy3 was after a homogenization annealed at 1250 ° C for 3h at 1 100 ° C for 1 h and then hot-rolled. The diameter was reduced in several passes from 40 mm to 15 mm. Subsequently, a recrystallization heat treatment was carried out to obtain a homogeneous, fine-grained texture.
  • Fig. 8 shows SEM micrographs of CoWAIIoy3 after recrystallization for 4 hours at (a) 1000 ° C and (b) 1100 ° C.
  • the predominantly grain boundary white contrast phase is the W and Mo containing ⁇ phase. It is clear that at a higher recrystallization temperature, the proportion of ⁇ -phase decreases and at the same time the grain size increases significantly.
  • the recrystallization at 1000 ° C leads to a ⁇ -phase content of about 3.2% and a median grain size of about 5 ⁇ .
  • the same heat-treated CoWAIIoy2 has a median of about 8 ⁇ , which illustrates the grain boundary pinning effect of the ⁇ -phase.
  • Another, two-stage heat treatment (900 ° C, 4 h + 750 ° C, 1 6 h) leads to the uniform elimination of ⁇ 'phase in the co-mixed crystal.
  • 9 shows the ⁇ / ⁇ 'microstructure after a two-stage heat treatment (900 ° C., 4 h + 750 ° C., 16 h): (a) SEM image with primary and secondary ⁇ '- Particles, (b) TEM dark field image with secondary and tertiary ⁇ '-particles.
  • the ⁇ 'particles are round, as in the comparative alloy CoWAIIoy2, indicating a low lattice mismatch.
  • the particle diameter is about 65 nm also in the range of the comparative alloy.
  • a difference can be seen in the ⁇ 'portion, which is about 37% lower than in CoWAIIoy2.
  • the reason for this can be assumed to be the formation of a ⁇ phase Co 7 (W, Mo) 6 , which reduces the W content available in the co-solid solution to form ⁇ '.
  • this slightly lower phase content does not adversely affect the high temperature strength.
  • FIG. 10 shows the yield stress above the temperature of the Mo-containing alloy CoWAIIoy3 with grain boundary pinning ⁇ phase in comparison to FIG. 10

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Abstract

Kobaltbasissuperlegierung umfassend 32-45 Gew.-% Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-1 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% Al, 6,5-16 Gew.-% W, 0-9 Gew.-% Ta, 0-8 Gew.-% Ti, 0,1-1 Gew.-% Si, 0-0,5 Gew.-% B, 0-0,5 Gew.-% C, 0-2 Gew.-% Hf, 0-0,1 Gew.-% Zr, 0-8 Gew.-% Fe, 0-6 Gew.-% Nb, 0-7 Gew.-% Mo, 0-4 Gew.-% Ge sowie einen Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen

Description

Beschreibung
Kobaltbasissuperlegierung
Die Erfindung betrifft polykristalline, ausscheidungsgehärtete und oxidationsbe- ständige γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen für Hochtemperaturanwendungen. Die mechanischen Eigenschaften der angegebenen Kobaltbasissuperlegierungen übertreffen dabei die von konventionellen, karbidgehärteten Kobaltlegierungen. Bis zu einer Temperatur von 800 °C werden ähnliche und bei Temperaturen über 800 °C sogar höhere Warmfestigkeiten als die von nickelbasierten γ/γ' Schmiedelegierungen erreicht. Die Kriechfestigkeiten sind ebenfalls deutlich höher. Im Vergleich zu γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen werden trotz niedriger
Solvustemperatur ähnliche Anteile an der γ' Ausscheidungsphase erreicht. Aufgrund des großen Temperaturbereichs zwischen Solidus- und Solvustemperatur eignen sich die ausscheidungsgehärteten γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen insbesondere als polykristalline Schmiedelegierungen.
Kobaltbasis- und insbesondere γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen sind essentielle Werkstoffe für eine Vielzahl von Komponenten in Strahltriebwerken von Verkehrsflugzeugen oder in stationären Gasturbinen zur Stromumwandlung. Bestrebungen, die Effizienz dieser Turbinen zu erhöhen, die Kosten zu senken und den Verbrauch an fossilen Brennstoff zu reduzieren, können durch neue Werkstoffe, die eine höhere Temperaturbeständigkeit, längere Lebensdauer sowie geringere Her- stellungs- und Verarbeitungskosten besitzen, realisiert werden.
Konventionelle Kobaltbasissuperlegierungen werden aufgrund ihres hohen
Schmelzpunktes, ihrer hohen Verschleißbeständigkeit, ihrer guten Schweißbarkeit und insbesondere wegen ihrer exzellenten Heißgaskorrosions- und
Sulfidationsbeständigkeit als Hochtemperaturwerkstoffe in Flugtriebwerken und stationären Gasturbinen eingesetzt ( siehe z. B. Bürgel, Maier, Niendorf, Handbuch Hochtemperaturwerkstofftechnik, 4. überarbeitete Auflage 201 1 , Vieweg + Teubner Verlag, Springer Fachmedien Wiesbaden GmbH 201 1 ). Da sie mischkristall- und karbidgehärtet sind, werden sie jedoch wegen ihrer im Vergleich zu den ausscheidungsgehärteten γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen geringeren Hochtemperaturfestigkeit nur für geringer belastete bzw. statische Bauteile wie Leitschaufeln verwendet. Als Werkstoffe für Laufschaufeln oder Turbinenscheiben werden diese somit nicht eingesetzt. Mit der Entdeckung der intermetallischen γ'-Phase Co3(AI,W) mit L12-Khstallstruktur im ternären Co-Al-W-System im Jahr 2006 können nun auch auf Basis von Kobalt höherfeste, ausscheidungsgehärtete, zweiphasige γ/γ' Superlegierungen (γ: kubisch flächenzentrierter Kobaltmischkristall) mit gleicher Mikrostruktur wie die seit Jahrzehnten eingesetzten γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen hergestellt werden, wie dies beispielsweise in Sato et al., Cobalt-Base High-Temperature Alloys, Science 312 (2006) 90-91 beschrieben ist. Im Vergleich zu den polykristallinen γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen weisen diese entscheidende Vorteile auf. γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen besitzen im Allgemeinen eine sehr hohe
Solidustemperatur im Temperaturbereich von 1300 °C bis 1450 °C in Verbindung mit einer relativ niedrigen γ' Solvustemperatur im Temperaturbereich von 900 °C bis 1 150 °C. Trotz der relativ niedrigen γ' Solvustemperatur können bei Temperaturen bis 900 °C sehr hohe γ' Volumenanteile von über 75 % realisiert werden (siehe z. B. Bauer et al., Microstructure and creep strength of different γ/γ'- strengthened Co-base superalloy variants, Scripta Materialia 63 (2010) 1 197— 1200). Die ternäre γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen Co-9AI-9W (Angaben in Atom- %) besitzt beispielsweise trotz einer γ' Solvustemperatur von etwa nur 975 °C einen relativ hohen γ' Ausscheidungsvolumenanteil von 58 %. Aufgrund des großen Temperaturbereiches zwischen Solidus- und γ' Solvustemperatur (Schmiedefenster), der vergleichsweise niedrigen γ' Solvustemperaturen und des hohen γ' Volumenanteiles bei Anwendungstemperaturen eignen sich die γ/γ' Kobaltbasis- Superlegierungen somit insbesondere als Schmiedelegierungen. Nickelbasissuperlegierungen besitzen im Vergleich dazu entweder eine niedrige γ'
Solvustemperatur unter 1 1 00 °C, verbunden mit einem geringen γ' Volumenanteil bei Anwendungstemperaturen von bis zu 700 °C (z.B. Waspaloy: γ'
Solvustemperatur: 1038 °C (Semiatin et al., Deformation behavior of Waspaloy at hot-working temperatures, Scripta Materialia 50 (2004) 625-629); γ' Volumenanteil bei Anwendungstemperatur: 25% (ASM Specialty Handbook: Nickel, Cobalt, and Their Alloys, Ed. Davies et al, ASM International, Materials Park, OH 44073, USA)) oder einen hohen γ' Volumenanteil bei 700 °C in Verbindung mit einer deutlich höheren γ' Solvustemperatur (z.B. Udimet 720Li: γ' Solvustemperatur: 1 142 °C; γ' Volumenanteil bei Anwendungstemperatur: 45% (Gu et al., Development of Ni-Co base alloys for high-temperature disk applications, Superalloys 2008, Ed. Roger C. Reed et al., The Minerals, Metals & Materials Society, Warrendale, PA, USA)). Dies hat zur Folge, dass die Legierungen entweder schmiedbar sind, aber eine geringere Festigkeit aufweisen oder dass sie bei Schmiedetemperaturen von 1000 °C bis 1 150 °C noch einen relativ hohen Anteil an der Ausscheidungsphase besitzen und damit nur noch schwerlich bzw. überhaupt nicht mehr umformbar sind und nur noch pulvermetallurgisch verarbeitet werden können. Dadurch steigen die Kosten deutlich.
Des Weiteren ist von kobaltbasierten Legierungen bekannt, dass sie eine höhere Heißgaskorrosionsbeständigkeit als nickelbasierte Legierungen besitzen können, da eine flüssige Co-Schwefel-Phase erst bei 877 °C auftreten kann, wohingegen eine flüssige Ni-S-Phase schon bei 637 °C entsteht (siehe Bürgel, Maier, Niendorf, Handbuch Hochtemperaturwerkstofftechnik, 4. Überarbeitete Auflage 201 1 , Vie- weg + Teubner Verlag, Springer Fachmedien Wiesbaden GmbH 201 1 oder ASM Specialty Handbook: Nickel, Cobalt, and Their Alloys, Ed. Davies et al, ASM International, Materials Park, OH 44073, USA). Eine erhöhte Heißgaskorrosionsbeständigkeit kann somit zu einer Lebensdauerverlängerung führen. Außerdem zeigt reines Kobalt zwar eine geringere Korrosionsbeständigkeit als reines Nickel in Schwefelsäure, jedoch sind laut Literatur in Kobalt nur 10 Gew.% Chrom für eine Passivierung nötig, wohingegen bei Nickel 14 Gew.% Chrom erforderlich sind (siehe z.B. ASM Specialty Handbook: Nickel, Cobalt, and Their Alloys, Ed. Davies et al, ASM International, Materials Park, OH 44073, USA).
Außerdem konnte in den vergangenen Jahren gezeigt werden, dass mit erhöhtem Co-Gehalt in nickelbasierten Schmiedelegierungen mit y/y' Mikrostruktur die Stapelfehlerenergie abnimmt und dadurch die Zwillingsdichte („twin density") im Mate- rial zunimmt, was zu einem zusätzlichen Härtungseffekt in den polykristallinen Schmiedelegierungen führt und somit höhere Warmfestigkeiten erzielt werden können (siehe z.B. Yuan et al., A new method to strengthen turbine disc
superalloys at Service temperatures Scripta Mat. 66 (2012) 884-889). Es ist zu erwarten, dass kobaltbasierte Schmiedelegierungen eine noch höhere Zwillingsdichte aufweisen, so dass dieser Härtungseffekt nochmals gesteigert werden kann.
Trotz vermehrter Forschungsaktivitäten auf dem Gebiet dieser neuen Werkstoffklasse der γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen wurden bisher meist nur einfache Legierungen mit relativ wenigen Legierungselementen und einer nicht ausreichenden Oxidationsbeständigkeit entwickelt und untersucht (z.B. Titus et al., Creep and directional coarsening in Single crystals of new γ-γ' cobalt-base alloys, Scripta Mat. 66 (2012) 574-577, US 201 1 /0268989 A1 , US 2010/0291406 A1 , EP 2251446 A1 , CA 2620606 A1 , EP 1925683 A1 , US 2008/0185078 A1 , EP 21 63656 A1 , US 201 1 /0062214 A1 , EP 2 298 486 A2).
Eine gute Oxidationsbeständigkeit in Verbindung mit guten mechanischen Eigenschaften ist jedoch essentiell, um diese neuen γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen zukünftig als Hochtemperaturwerkstoff einsetzen zu können.
Aufgabe der Erfindung ist die Entwicklung von polykristallinen, höherfesten, ausscheidungsgehärteten γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen, mit sehr guten Oxidati- onseigenschaften, die mittels verschiedener Umformverfahren, wie dem Schmieden prozessiert werden können.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch eine Kobaltbasissuperlegierung umfassend 32-45 Gew.-% Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-15 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% AI, 6,5-1 6 Gew.-% W, 0-9 Gew.-% Ta, 0-8 Gew.-% Ti, 0,1 -1 Gew.-% Si, 0-0,5 Gew.-% B, 0-0,5 Gew.-% C, 0-2 Gew.-% Hf, 0-0,1 Gew.-% Zr, 0-8 Gew.-% Fe, 0-6 Gew.-% Nb, 0-7 Gew.-% Mo, 0-4 Gew.-% Ge sowie einen Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen. In einer vorteilhaften Variante umfasst die Kobaltbasissuperlegierung 32-45 Gew.- % Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-15 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% AI, 6,5-1 6 Gew.-% W, 0-9 Gew.-% Ta, 0-8 Gew.-% Ti, 0,1 -1 Gew.-% Si, 0-0,5 Gew.-% B, 0-0,5 Gew.-% C, 0 bis <2 Gew.-% Hf, 0 bis <0,1 Gew.-% Zr, 0 bis <8 Gew.-% Fe, 0 bis <6 Gew.- % Nb, 0 bis <7 Gew.-% Mo, 0 bis<4 Gew.-% Ge sowie einen Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen.
Vorteilhaft sind von der Kobaltbasissuperlegierung in einer weiteren Ausführungsvariante 32-45 Gew.-% Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-15 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% AI, 6,5-1 6 Gew.-% W, 0,2-9 Gew.-% Ta, 0,2-8 Gew.-% Ti, 0,1 -1 Gew.-% Si, <0,5 Gew.-% B, <0,5 Gew.-% C, 0-2 Gew.-% Hf, 0-0,1 Gew.-% Zr, 0-8 Gew.-% Fe, 0-6 Gew.-% Nb, 0-7 Gew.-% Mo, 0-4 Gew.-% Ge sowie ein Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen umfasst.
In einer weiter bevorzugten Ausgestaltung umfasst die Kobaltbasissuperlegierung 32-45 Gew.-% Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-15 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% AI, 6,5-1 6 Gew.-% W, 0,2-9 Gew.-% Ta, 0,2-8 Gew.-% Ti, 0,1 -1 Gew.-% Si, <0,5 Gew.-% B, <0,5 Gew.-% C, 0 bis <2 Gew.-% Hf, 0 bis <0,1 Gew.-% Zr, 0 bis <8 Gew.-% Fe, 0 bis <6 Gew.-% Nb, 0 bis <7 Gew.-% Mo, 0 bis <4 Gew.-% Ge sowie einen Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen.
Vorteilhaft ist die Kobaltbasissuperlegierung, die insbesondere eine vorgenannte Zusammensetzung umfasst, gekennzeichnet durch eine intermetallische γ' Phase der Zusammensetzung (Co, Ni)3 (AI, W, Ti, Ta), wobei aus jeder Klammer jeweils wenigstens eines der in Klammern aufgeführten Elemente enthalten ist. Vorteilhafterweise ist die intermetallische γ' Phase (Ausscheidungsphase) mit einem Volumenanteil von mehr als 35%, bevorzugt von mehr als 45% enthalten.
Diese durch ihre Zusammensetzung gekennzeichneten oxidationsbeständigen, ausscheidungsgehärteten Kobaltbasissuperlegierungen setzen sich aus einer Vielzahl von Legierungselementen zusammen. Die Gründe für die gewählten Konzentrationsbereiche der Legierungselemente und deren wesentlichen Wirkungsweisen werden nachfolgend beschrieben: Notwendige Leqierunqselemente:
Co(Kobalt): 32-45 Gew.-%
Co bildet als Basiselement neben anderen Elementen die kubisch flächenzentrierte γ-Matrixphase und ist wichtiger Bestandteil der härtenden y'-(Co,Ni)3(AI,W,Ti,Ta) - Ausscheidungsphase. Co erniedrigt außerdem die Stapelfehlerenergie.
Ni (Nickel): 28-40 Gew.-%
Ni im angegebenen Bereich erweitert im ausreichenden Maße das γ/γ' Zweiphasengebiet, so dass weitere Legierungselemente, insbesondere Cr, im ausreichenden Maße hinzugegeben werden können. Cr-Anteile ab ca. 4 Gew.-% destabilisieren in ternären Co-Al-W-Legierungen die zweiphasige γ/γ' Mikrostruktur, und weitere nicht gewünschte intermetallische Phasen werden gebildet. Durch Ni wird die maximal mögliche Konzentration an Cr zu höheren Konzentrationen verschoben. Des Weiteren kann mit Ni die γ' Solvustemperatur erhöht werden.
Cr (Chrom): 10-15 Gew.-%
Um eine ausreichende Korrosions- und Oxidationsbeständigkeit zu erlangen, soll das Legierungselement Cr im angegebenen Bereich hinzulegiert werden. Außerdem wirkt Cr als Mischkristallhärter.
AI (Aluminium): 2,5-5,5 Gew.-%
AI bildet die γ' Ausscheidungsphase (Co,Ni)3(AI,W,Ti,Ta), die zur Festigkeitssteigerung entscheidend beiträgt. Des Weiteren erhöht AI die Oxidationsbeständigkeit. Höhere Anteile an AI im angegebenen Zusammensetzungsbereich können zu der Bildung weiterer intermetallischer Phasen wie CoAl führen, die das Kornwachstum bei Schmiedelegierungen einschränken können. Dadurch können kleinere Korngrößen und damit höhere Festigkeiten erzielt werden.
W (Wolfram) :6,5-1 6 Gew.-%
W bildet die γ' Ausscheidungsphase Co3(AI,W), die zur Festigkeitssteigerung entscheidend beiträgt und erhöht als langsam diffundierendes Element die Kriechfes- tigkeit. Höhere Gehalte führen zu einer zu hohen Dichte und weitere unerwünschte intermetallische Phasen können sich bilden.
Si (Silizium): 0,1 -1 Gew.-%
Si ist ein entscheidendes Element und verbessert deutlich die Oxidationsbestän- digkeit. Zu hohe Mengen an Si können jedoch zu weiteren unerwünschten intermetallischen Phasen führen.
B (Bor): <0,5 Gew.-%
B wirkt als korngrenzenfestigendes Legierungselement und verbessert die Oxida- tionseigenschaften. Zu hohe Konzentrationen führen zu einem zu hohen Anteil an Boriden. Bevorzugt ist B mit mehr als 0,01 Gew.-% enthalten.
C (Kohlenstoff): <0,5 Gew.-%
C wirkt als korngrenzenfestigendes Legierungselement. Außerdem bildet C Carbide. Bevorzugt ist C mit mehr 0,01 Gew.-% enthalten.
Erforderlich bei hohen Warmfestigkeiten:
Ta (Tantal): 0,2-9 Gew.-%
Ta trägt zur Bildung der γ' Ausscheidungsphase bei, erhöht die γ' Soivustemperatur und die γ/γ' Gitterfehlpassung. Ta härtet die γ' Ausscheidungsphase und führt zu einer Festigkeitssteigerung. Insbesondere wenn hohe Warmfestigkeiten bei 800 °C benötigt werden, sind die beiden Elemente Ta und Ti erforderlich.
Ti (Titan): 0,2-8 Gew.-%
Ti trägt zur Bildung der γ' Ausscheidungsphase bei, erhöht die γ' Soivustemperatur und die γ/γ' Gitterfehlpassung. Ti härtet die γ' Ausscheidungsphase und führt zu einer Festigkeitssteigerung. Insbesondere wenn hohe Warmfestigkeiten bei 800°C benötigt werden sind die beiden Elemente Ta und Ti erforderlich. Ti kann in hohem Maße W ersetzen und verringert dadurch die Dichte signifikant. Optionale Leqierunqselemente: Hf (Hafnium): <2 Gew.-%
Hf stabilisiert die γ' Ausscheidungsphase. Bevorzugt ist Hf mit mehr als 0,2 Gew.- % enthalten.
Zr (Zirkonium): <0,1 Gew.-%
Zr dient der Steigerung der Korngrenzenfestigkeit und vermag die γ' Ausscheidungsphase zu stabilisieren. Bevorzugt ist Zr mit mehr als 0,01 Gew.-% enthalten.
Fe (Eisen): <8 Gew.-%
Fe erniedrigt die γ' Soivustemperatur und kann zur Einstellung dieser insbesondere für Schmiedelegierungen verwendet werden. Fe ist außerdem ein kostengünstiges Element und kann die Schweißbarkeit verbessern. Zu hohe Konzentrationen destabilisieren die γ/γ' Mikrostruktur. Bevorzugt ist Fe mit mehr als 0,1 Gew.-% enthalten.
Nb (Niob): <6 Gew.-%
Nb trägt zur Bildung der γ' Ausscheidungsphase bei, führt zu einer Festigkeitssteigerung und erhöht die γ' Soivustemperatur. Höhere Konzentrationen innerhalb des angegebenen Konzentrationsbereiches können zur Bildung von weiteren intermetallischen Phasen führen, die das Kornwachstum bei Schmiedelegierungen einschränken können. Dadurch können kleinere Korngrößen und damit höhere Festigkeiten erzielt werden. Bevorzugt ist Nb mit mehr als 0,1 Gew.-% enthalten.
Mo (Molybdän): <7 Gew.-%
Mo dient als mischkristallhärtendes Element und kann W teilweise ersetzen und erniedrigt damit die Dichte. Höhere Konzentrationen führen zur Bildung von weiteren intermetallischen Phasen, die das Kornwachstum bei Schmiedelegierungen einschränken können. Dadurch können kleinere Korngrößen und damit höhere Festigkeiten erzielt werden. Bevorzugt ist Mo mit mehr als 0,1 Gew.-% enthalten. Ge (Germanium): <4 Gew.-%
Ge bildet die γ' Ausscheidungsphase Co3(AI,Ge,W), erniedrigt die γ' Solvus- temperatur und kann zur Einstellung dieser insbesondere für Schmiedelegierungen verwendet werden. Bevorzugt ist Ge mit mehr als 0,1 Gew.-% enthalten.
Ausführungsbeispiele der Erfindung werden durch eine Zeichnung sowie durch die nachfolgenden Angaben näher erläutert. Dabei zeigen:
Fig.1 in einer Grafik den Zusammenhang zwischen dem Ausscheidungsanteil bei Anwendungstemperatur und der Solvustemperatur der γ'- Phase von γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen im Vergleich zu Ausführungsbeispielen der Erfindung,
Fig. 2 die Mikrostruktur von beispielhaften Legierungen der Erfindung,
Fig. 3 eine EBSD-Messung zur Bestimmung der Korngröße und der Zwillingsdichte einer beispielhaften Legierung der Erfindung,
Fig. 4 in einer Grafik die Streckgrenze in Abhängigkeit der Temperatur für beispielhafte Legierungen der Erfindung,
Fig. 5 in einer Grafik die Kriechfestigkeit einer beispielhaften Legierung der
Erfindung im Vergleich zu Nickelbasissuperlegierungen,
Fig. 6 Mikrostrukturbilder der ternären Legierung Co9AI9W im Vergleich einer beispielhaften Legierung der Erfindung,
Fig. 7 die Elementverteilung der Oxidschicht einer beispielhaften Legierung der Erfindung,
REM-Aufnahmen einer beispielhaften Legierung der Erfindung, Fig. 9 REM- und TEM-Aufnahmen einer beispielhaften Legierung der Erfindung und
Fig. 10 in einer Grafik die Streckgrenze in Abhängigkeit der Temperatur für eine weitere beispielhafte Legierung der Erfindung.
Die Zusammensetzungen einiger Ausführungsbeispiele der erfindungsgemäßen γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen, im Nachfolgenden CoWAIloyO, CoWAIloyl , und CoWAIIoy2 genannt, sowie einiger Referenzlegierungen sind in der nachfolgenden Tabelle 1 angegeben. Ebenso werden im Folgenden die Eigenschaften von Ausführungsbeispielen der Erfindung anhand der Figuren und Untersuchungen näher beschrieben.
Tabelle 1 : Zusammensetzungen der hier beschriebenen γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen CoWAIloyO, CoWAIloyl und CoWAIIoy2 sowie einiger polykristalliner, kobalt- und nickelbasierter Referenzlegierungen (Angaben in Gew.-%).
Mikrostruktur und Mechanische Eigenschaften:
Die entwickelten, hier beschriebenen Legierungen weisen im Vergleich zu nickelbasierten Schmiedelegierungen den entscheidenden Vorteil auf, dass trotz der relativ niedrigen γ' Solvustemperaturen von ca. 1050 °C (CoWAIloyO), 1070 °C (CoWAIloyl ) bzw. 1030 °C (CoWAIIoy2) hohe Ausscheidungsvolumenanteile von mehr als 45% (CoWAIloyO) bei 750 °C erzielt werden können. Fig. 1 zeigt hierzu den Zusammenhang zwischen dem Ausscheidungsanteil bei Anwendungstempe- ratur und der Solvustemperatur der γ'-Phase von γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen und der vorliegend angegebenen γ/γ' Kobaltbasissuperlegierung CoWAIloyO. Trotz hoher Ausscheidungsvolumenanteile wird durch die relativ niedrigen γ' Solvus- temperaturen ein leichteres Umformen bei typischen Schmiedetemperaturen von 1000 °C bis 1 150 °C ermöglicht.
Nach Warmwalzen bei einer Walzguttemperatur von 1 100 °C und einer anschließenden Wärmebehandlung von 1050 °C / 4h + 900 °C / 8h (CoWAIloyl ) bzw. 1000 °C / 4h + 900 °C / 4h + 750 °C / 16h (CoWAIIoy2) können mittlere Korngrößen von etwa 8 bis 15 μηι und eine typische γ/γ' Mikrostruktur eingestellt werden. Dies ist unmittelbar aus Fig. 2 ersichtlich. Fig. 2 zeigt hierbei in unterschiedlicher Auflösung die Mikrostruktur der γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen CoWAIloyl a) und c) bzw. CoWAIIoy2 b) und d) im wärmebehandelten Zustand.
Fig. 3 zeigt eine EBSD-Messung („electron back scattering diffraction") zur Bestimmung der Korngröße und Zwillingsdichte der hier beschriebenen γ/γ' Kobaltbasissuperlegierung CoWAIIoy2. Die Zwillingsdichte („twin density") der Legierung CoWAIIoy2, die mittels EBSD bestimmt wurde, liegt mit 55% im Vergleich zur Nickelbasissuperlegierung Udimet 720Li mit nur 33% deutlich höher. Dies ist auf die niedrigere Stapelfehlerenergie der Kobaltbasissuperlegierungen zurückzuführen.
Fig. 4 zeigt die Streckgrenze in Abhängigkeit der Temperatur der hier angegebenen Legierungen CoWAIloyl und CoWAIIoy2 im Vergleich mit den nickelbasierten Legierungen Waspaloy und Udimet 720Li und mit der Kobaltlegierung Mar-M509. Die mittels Druckversuchen ermittelten Streckgrenzfestigkeiten liegen bei Raumtemperatur mit 1 1 10 MPa (CoWAIloyl ) bzw. mit 995 MPa (CoWAIIoy2) im Bereich der Streckgrenzfestigkeiten von Waspaloy (1010 MPa) und Udimet (1 155 MPa) und erreichen bei 800 °C z.T. deutlich höhere Werte (880 MPa (CoWAIloyl ) im Vergleich zu Waspaloy (680 MPa) und Udimet 720Li (ca. 800 MPa)).
Fig. 5 zeigt die Kriechfestigkeit der γ/γ' Kobaltbasissuperlegierung CoWAIIoy2 im Vergleich zu den polykristallinen γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen Waspaloy und Udimet 720LI bei 700°C. Demnach weist die Legierung CoWAIIoy2 bei 700 °C außerdem eine deutlich höhere Kriechfestigkeit als die nickelbasierten Legierungen Waspaloy und Udimet 720Li auf.
Oxidations- und Korrosionsverhalten:
Das Oxidationsverhalten lässt sich anhand der bei 900 °C in 50h gebildeten Oxidschichtdicken beurteilen. Fig. 6 zeigt hierzu Mikrostrukturbilder der Oxidschichten der ternären Legierung Co9AI9W (a) und der vorliegend angegebenen Legierung CoWAIIoy2 (b). Die Oxidschichtdicke nach Glühen bei 900°C für 50h ist in der Legierung CoWAIIoy2 mindestens um den Faktor 10 kleiner als in der ternären Legierung Co9AI9W (vgl. a mit b). Im Vergleich zur ternären γ/γ' Kobaltbasissuperlegierung Co9AI9W (Fig. 6a) weist beispielsweise die Legierung CoWAIIoy2 (Fig. 6b) (eine deutlich bessere Oxidationsbeständigkeit auf.
Fig. 7 zeigt die Elementverteilungen in den verschiedenen Oxidschichten der Legierung CoWAIIoy2 nach Glühen bei 900 °C für 50h, ermittelt mit der energie- dispersiven Röntgenspektroskopie EDS im Rasterelektronenmikroskop REM. Die relativ guten Oxidationseigenschaften ergeben sich durch die schützenden Oxidschichten reich an AI, Si und Cr.
Die erfindungsgemäßen Kobaltbasissuperlegierungen zeichnen sich insbesondere dadurch aus, dass sie auf dem Element Kobalt basieren, dass sie mit der intermetallischen γ' Phase (Co,Ni)3(AI,W,Ti,Ta) gehärtet sind, dass sie bessere mechanische Eigenschaften als konventionelle, karbidgehärtete Kobaltbasissuperlegierungen besitzen, dass sie höhere Festigkeiten als vergleichbare, polykristalline γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen bei Temperaturen über 800°C aufweisen, dass sie höhere Kriechfestigkeiten als vergleichbare, polykristalline γ/γ' Nickelbasissuperlegierungen bei Temperaturen von 700°C aufweisen, dass sie bessere Oxidationseigenschaften als bisherige γ/γ' Kobaltbasissuperlegierungen aufweisen und/oder dass sie bei vergleichsweisen niedrigen γ' Solvustemperaturen hohe γ' Volumenanteile bei Anwendungstemperaturen von bis zu 850°C besitzen und somit als Schmiedelegierung verwendet werden können. Als weiteres Ausführungsbeispiel der Erfindung wird eine γ/γ' Kobaltbasissuperlegierung mit Zusatz von Molybdän (CoWAIIoy3) angegeben. Die Zusammensetzung ist in Tabelle 2 nochmals zusammen mit den weiteren vorbeschriebenen beispielhaften Legierungen CoWAIloyO, CoWAIloyl und CoWAIIoy2 gezeigt. Im Vergleich zu CoWAIIoy2 ist der Gehalt an Mo auf Kosten von Co verändert. Mo dient, wie bereits beschrieben, als mischkristallhärtendes Element und kann W teilweise ersetzen, wodurch sich die Dichte verringert. Mo führt insbesondere zur Bildung von weiteren„korngrenzpinnenden" intermetallischen Phasen, die das Kornwachstum bei Schmiedelegierungen einschränken können.
Tabelle 2: Zusammensetzungen der y/γ' Kobaltbasissuperlegierung CoWAIIoy3 zusammen mit CoWAIloyO, CoWAIloyl und CoWAIIoy2 (Angaben in Gew.-%).
Mikrostruktur und Eigenschaften:
Wie auch bei den bereits vorbeschriebenen CoWAIloy-Legierungen 0, 1 , 2 wird für CoWAIIoy3 eine relativ niedrige Solvustemperatur von etwa 1050 °C erwartet, bei gleichzeitig relativ hoher Solidustemperatur, was für die Prozessierung insbesondere durch Gießen und Schmieden vorteilhaft ist, da diese beiden Temperaturen das Fenster zur Verarbeitung und Wärmebehandlung aufspannen. Die Legierung CoWAIIoy3 wurde nach einer Homogenisierungsglühung bei 1250 °C für 3h bei 1 100 °C für 1 h zwischengeglüht und anschließend heißgewalzt. Dabei wurde der Durchmesser in mehreren Stichen von 40 mm auf 15 mm reduziert. Anschließend erfolgte eine Rekristallisations-Wärmebehandlung, um ein homogenes, feinkörniges Gefüge zu erhalten. Die gleichzeitige Ausscheidung der μ-Phase ermöglicht durch eine passende Wahl der Wärmebehandlungsparameter eine gezielte Variation der Korngröße. Fig. 8 zeigt REM-Aufnahmen der Mikrostruktur von CoWAIIoy3 nach einer Rekristallisation für 4 h bei (a) 1000°C und (b) 1 100°C. Die vorwiegend an den Korngrenzen vorliegende Phase mit weißem Kontrast ist die W und Mo enthaltende μ- Phase. Es wird deutlich, dass bei höherer Rekristallisationstemperatur der Anteil an μ-Phase ab- und gleichzeitig die Korngröße deutlich zunimmt. Die Rekristallisation bei 1000 °C führt zu einem μ-Phasenanteil von etwa 3,2% und einem Median der Korngröße von etwa 5 μηι. Die gleich wärmebehandelte CoWAIIoy2 weist einen Median von ca. 8 μηι auf, was die korngrenzenpinnende Wirkung der μ-Phase verdeutlicht. Eine weitere, zweistufige Wärmebehandlung (900°C, 4 h + 750°C, 1 6 h) führt zur gleichmäßigen Ausscheidung von γ' Phase im Co-Mischkristall. Das zeigt Fig. 9, in der das γ/γ' Gefüge nach einer zweistufigen Wärmebehandlung (900 °C, 4 h + 750 °C, 1 6 h) dargestellt ist: (a) REM-Aufnahme mit primären und sekundären γ'-Teilchen, (b) TEM Dunkelfeldaufnahme mit sekundären und tertiären γ'-Teilchen.
Die γ'-Teilchen sind wie in der Vergleichslegierung CoWAIIoy2 rund, was auf eine geringe Gitterfehlpassung hinweist. Der Teilchendurchmesser liegt mit etwa 65 nm ebenfalls im Bereich der Vergleichslegierung. Ein Unterschied ist im γ'-Anteil zu erkennen, der mit ca. 37% niedriger liegt, als bei CoWAIIoy2. Als Grund hierfür kann die Bildung einer μ-Phase Co7(W,Mo)6 angenommen werden, die den im Co- Mischkristall verfügbaren W-Gehalt zur γ' Bildung verringert. Dieser etwas geringere Phasenanteil wirkt sich jedoch nicht nachteilig auf die Hochtemperaturfestigkeit aus. Fig. 10 zeigt hierzu die Fließspannung über der Temperatur der Mo-haltigen Legierung CoWAIIoy3 mit korngrenzenpinnender μ-Phase im Vergleich zu
CoWAIIoy2.

Claims

Ansprüche
1 . Kobaltbasissuperlegierung umfassend 32-45 Gew.-% Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-15 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% AI, 6,5-16 Gew.-% W, 0-9 Gew.-% Ta, 0- 8 Gew.-% Ti, 0,1 -1 Gew.-% Si, 0-0,5 Gew.-% B, 0-0,5 Gew.-% C, 0-2 Gew.- % Hf, 0-0,1 Gew.-% Zr, 0-8 Gew.-% Fe, 0-6 Gew.-% Nb, 0-7 Gew.-% Mo, 0- 4 Gew.-% Ge sowie einen Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen.
2. Kobaltbasissuperlegierung umfassend 32-45 Gew.-% Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-15 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% AI, 6,5-16 Gew.-% W, 0-9 Gew.-% Ta, 0- 8 Gew.-% Ti, 0,1 -1 Gew.-% Si, 0-0,5 Gew.-% B, 0-0,5 Gew.-% C, 0 bis <2 Gew.-% Hf, 0 bis <0,1 Gew.-% Zr, 0 bis <8 Gew.-% Fe, 0 bis <6 Gew.-% Nb, 0 bis <7 Gew.-% Mo, 0 bis<4 Gew.-% Ge sowie einen Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen.
3. Kobaltbasissuperlegierung umfassend 32-45 Gew.-% Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-15 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% AI, 6,5-16 Gew.-% W, 0,2-9 Gew.-% Ta, 0,2-8 Gew.-% Ti, 0,1 -1 Gew.-% Si, <0,5 Gew.-% B, <0,5 Gew.-% C, 0-2 Gew.-% Hf, 0-0,1 Gew.-% Zr, 0-8 Gew.-% Fe, 0-6 Gew.-% Nb, 0-7 Gew.-% Mo, 0-4 Gew.-% Ge sowie einen Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen.
4. Kobaltbasissuperlegierung umfassend 32-45 Gew.-% Co, 28-40 Gew.-% Ni, 10-15 Gew.-% Cr, 2,5-5,5 Gew.-% AI, 6,5-16 Gew.-% W, 0,2-9 Gew.-% Ta, 0,2-8 Gew.-% Ti, 0,1 -1 Gew.-% Si, <0,5 Gew.-% B, <0,5 Gew.-% C, 0 bis <2 Gew.-% Hf, 0 bis <0,1 Gew.-% Zr, 0 bis <8 Gew.-% Fe, 0 bis <6 Gew.-% Nb, 0 bis <7 Gew.-% Mo, 0 bis <4 Gew.-% Ge sowie einen Rest an unvermeidbaren Verunreinigungen.
5. Kobaltbasissuperlegierung, insbesondere mit einer Zusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, gekennzeichnet durch eine intermetallische γ' Phase (Co, Ni)3(AI, W, Ti, Ta).
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