EP4313444A1 - Nickelbasis-legierungszusammensetzung für bauteile mit reduzierter rissneigung und optimierten hochtemperatureigenschaften - Google Patents

Nickelbasis-legierungszusammensetzung für bauteile mit reduzierter rissneigung und optimierten hochtemperatureigenschaften

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EP4313444A1
EP4313444A1 EP22716051.2A EP22716051A EP4313444A1 EP 4313444 A1 EP4313444 A1 EP 4313444A1 EP 22716051 A EP22716051 A EP 22716051A EP 4313444 A1 EP4313444 A1 EP 4313444A1
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EP
European Patent Office
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less
alloy composition
alloy
tantalum
content
Prior art date
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Pending
Application number
EP22716051.2A
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English (en)
French (fr)
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Kai Dörries
Joachim RÖSLER
Christoph Haberland
Juri Burow
Bodo Gehrmann
Sebastian Piegert
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VDM Metals International GmbH
Siemens Energy Global GmbH and Co KG
Original Assignee
VDM Metals International GmbH
Siemens Energy Global GmbH and Co KG
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Filing date
Publication date
Application filed by VDM Metals International GmbH, Siemens Energy Global GmbH and Co KG filed Critical VDM Metals International GmbH
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Definitions

  • Nickel-based alloy composition for components with reduced cracking tendency and optimized high-temperature properties
  • the present invention relates to a nickel-based super alloy or alloy composition, use of the same, a method for the additive manufacture of a component, a corresponding alloy powder being processed at least additively, a corresponding intermediate alloy and a component made from the nickel-based super alloy.
  • the component is preferably intended for use in the hot gas path of a gas turbine.
  • the construction relates to a component to be cooled with a thin-walled or filigree design.
  • the component can be a component for use in the automotive or aviation sector.
  • nickel-based superalloys with a high proportion of the g' phase are used for components such as rotor blades, guide vanes or ring segments in order to achieve the required high temperature strength.
  • These alloys were originally developed as cast alloys and optimized for this manufacturing route, but they are generally considered to be of reduced - or even non-weldability - due to their tendency to crack either in the welding process or in the subsequent heat treatment.
  • there are considerable challenges in the defect-free additive processing of such alloys for example in the laser-based powder bed process (laser powder bed fusion, LPBF).
  • the temperature interval between the solidus and liquidus temperatures of a substance or a substance phase is usually referred to as the solidification or melting interval.
  • Thermo-mechanically highly stressed turbine or machine components are the subject of constant improvement, in particular to increase their efficiency in use. In the case of thermal power plants, in particular gas turbines, this leads, among other things, to ever higher operating temperatures.
  • the metallic materials and the component design of heavy-duty components such as turbine rotor blades are therefore constantly being improved in terms of their strength, service life, creep resistance and thermomechanical fatigue.
  • additive manufacturing processes also known colloquially as 3D printing, include the selective powder bed process, for example Laser melting (SLM) or laser sintering (SLS), or electron beam melting (EBM).
  • SLM Laser melting
  • SLS laser sintering
  • EBM electron beam melting
  • LPBF powder bed-based process
  • Components manufactured in a conventional manner, for example by casting are significantly inferior to the additive manufacturing route, for example in terms of their freedom of shape and also in relation to the required throughput time and the associated high costs and manufacturing effort.
  • HIP HIP
  • the first two approaches are only practicable within certain limits.
  • a material-specific adjustment of the irradiation parameters is required in any case; this also applies to alloys with relatively good weldability.
  • the parameters can only be adjusted within reasonable limits, namely those that have a proper Allow structure result for the part.
  • a pure optimization of the component structure in such a way that a tendency to hot cracking or solidification cracking is overcome is not only possible by adapting the corresponding irradiation parameters.
  • a precipitation-hardened gamma prime superalloy based on nickel for use in a method for powder bed-based additive manufacturing is known, for example, from EP 2886 225 Bl.
  • Another approach to increasing weldability or basic weldability is to reduce g'-formers.
  • these approaches are usually accompanied by a change in the high-temperature strength and/or the creep resistance and ductility. It is therefore not very effective to implement minor adjustments in the chemical composition of alloys that have been developed for other production routes.
  • One aspect of the present invention relates to a nickel-base alloy, alloy composition or a preform of a corresponding nickel-base superalloy in a not (completely) molten, preferably powdered, (raw) state, comprising nickel as the main component and the other components in percent by weight (wt%): 0.04 to 0.10% carbon (C), preferably 0.04 to 0.07% carbon, 8 to 13% tantalum (Ta), 12 to 20% chromium (Cr), 3 to 25% cobalt (Co), less than 0.03% manganese (Mn), less than 0.03% silicon (Si), 0 up to 6% molybdenum (Mo), less than 5% iron (Fe), preferably less than 0.7% iron, 2 to 4% aluminum (Al), less than 0.01% magnesium (Mg), less than 0, 02% Vanadium (V), 0 to 6%
  • Tungsten less than 1% titanium (Ti), less than 0.03% yttrium (Y), 0.005 to 0.015% boron (B), less than 0.003% sulfur (S), 0.005 to 0.04% zirconium (Zr) and less than 3% hafnium.
  • the alloy described here preferably enables a medium to large volume content of g′ phase (gamma prime phase), of, for example, approximately 30%, and a large lattice mismatch (g/g′).
  • tantalum is provided as the g'-phase-forming element, whereby the advantageously slow precipitation kinetics can be exploited.
  • cobalt is used, among other things, in order to lower the g′-solvus temperature in particular without reducing the volume fraction at the operating temperature of the component.
  • one Chromium oxide layer used as top layer see Cr/Al ratio below).
  • Ti less than 0.03% yttrium (Y), 0.005 to 0.015% boron (B), less than 0.002% sulfur (S), 0.005 to 0.03% zirconium (Zr) and less than 3% hafnium .
  • the sum of molybdenum and tungsten is 4% to 10%
  • the ratio of tantalum to the sum of the elements aluminum, niobium and titanium is 1.6 to 6.5
  • the sum of manganese and silicon is less than 0, 03% or less than 0.07%
  • the ratio of chromium to aluminum between 3 and 10.
  • harmful secondary phases e.g. h-phases
  • the two elements manganese and silicon are generally said to have a negative effect on hot cracking resistance.
  • reports in the literature indicate that manganese and silicon individually and in small amounts could otherwise have a positive effect on the desired properties. For this reason, the content of both elements is preferably limited to below 0.07%.
  • the alloy composition comprises in weight percent: 0.05 or 0.04 to 0.070% carbon, 9 to 12% tantalum, 14 to 16% chromium, 8 to 21% cobalt, less than 0.01% manganese, none or almost, in particular apart from unavoidable residues, no silicon, 2 to 3% molybdenum, less than 0.5% or 0.7% iron, 3 to 3.5% aluminum, approx.
  • magnesium no or almost no vanadium, 2 to 3% tungsten, no or almost no titanium, 0 to 0.01% yttrium, 0.005 to 0.01% boron, no or almost no sulfur, 0.015 to 0.025% zirconium and less than 3% hafnium.
  • the substitution of conventional g'-formers (Ti) slows down the precipitation kinetics of the g'-phase, so that in the additive beam welding process there is preferably no or no significant precipitation, and in the subsequent heat treatment the defective overlay of the process-inherent Internal stresses with the microstructural internal stresses, caused by the volume change due to the precipitation of the g' phase, are reduced, so that the tendency to cracks due to "strain age cracking" of the alloy is reduced.
  • composition presented enables the setting of the highest possible proportion of the g′ phase and the highest possible g/g′ lattice mismatch by adapting typical and/or alternative g′ formers, which ensures high strength and hardness of the alloy.
  • the elements that affect the grain boundaries are specifically adapted so that - while still ensuring crack-free processing - there is no disadvantageous weakening of the grain boundaries and thus a reduction in high-temperature strength.
  • these elements include boron, carbon and zirconium.
  • grain boundary active elements they accumulate at the grain boundaries and strengthen them.
  • the grains can advantageously be prevented from sliding off during operation of the component. Precise matching of these elements with the residual alloy composition is important for additive manufacturing, otherwise Solidification or remelting cracks can occur during processing.
  • the alloy presented not only enables weldability for the first time, but preferably also achieves high strength, comparable to that of components made from IN738LC.
  • the alloy presented is also characterized by at least equivalent corrosion and oxidation resistance, since the elements required for this, in particular Cr and Al, are present in sufficient proportions in the alloy.
  • the alloy or alloy composition optionally apart from unavoidable impurities or residues, consists of the components described above.
  • a carbon content of between 0.05 and 0.10% by weight brings about an advantageous formation of metal carbides in such nickel-based alloys.
  • carbon in the defined concentration primarily forms Cr23C6 and TaC. Since Cr23C6 precipitates primarily at grain boundaries, it helps to strengthen them.
  • Metal carbides such as TaC are already formed in the melt, bind tantalum and other elements and can influence the "feeding" of the melt. In this way, the carbides also have an influence on solidification cracks.
  • Tantalum carbide is stable even at high temperatures and cannot be completely dissolved by heat treatments. Even at high temperatures close to the melting point, it still impedes grain growth, which is necessary for high creep resistance.
  • carbon not only influences the solidification behavior indirectly through carbide formation, but also directly by reducing the melting point of the alloy.
  • a range of 0.05 to 0.1% is advantageous as a good compromise between the effects of sufficient grain growth, an advantageously low one Solidification cracking tendency and an advantageously high grain boundary cohesion.
  • a carbon content of 0.05% is particularly preferred, since this results in particularly large grain growth and the alloy as a whole can be defined as particularly robust and tolerant for a large range of irradiation parameters or a particularly robust possibility for welding processing (process window). .
  • An aluminum content of between 2.0 and 4.0% by weight is necessary for the formation of the g' phase (preferably N1 3 Al). Too high an aluminum content, however, leads to a (too) high g' content or volume fraction, which has a negative effect on "strain age cracking" during heat treatments.
  • tantalum In addition to aluminum, tantalum also forms the g' phase, but diffuses much more slowly. In order to keep the kinetics of the g' phase low, a high Ta/Al ratio is therefore advantageous, which is why the aluminum content must also be limited. A content of less than 2% aluminum would result in too low a proportion of the g' phase, which would result in insufficient mechanical properties. A salary of approx.
  • the specified tantalum content is between 8.0 and 13.0% by weight.
  • tantalum is the second g'-forming element. Too high a tantalum content leads to the formation of undesirable phases, such as the h-phase, which is why the content must be limited.
  • cobalt which displaces tantalum from the g' matrix, the mechanical properties can be specifically adjusted. The higher the tantalum content selected, the lower the cobalt content must preferably be selected, and vice versa. A content of less than 8% tantalum leads to too low a proportion of g'-phase in the alloy structure, resulting in insufficient mechanical properties result. A tantalum content of 9% is particularly preferred since sufficient strength can be achieved without cracking.
  • the cobalt content is preferably counterbalanced with the tantalum content. Too high a cobalt content leads to undesired phases. And if the cobalt content is too low, the strength will be too low. In addition, cobalt and tantalum affect the solidification interval, which also limits the maximum content. In combination with 9% tantalum, 19% cobalt has proven to be particularly advantageous, since otherwise the strength is too low. With higher tantalum contents, the cobalt content must be reduced accordingly, with 3% being the lower limit for a sufficiently high displacement effect.
  • titanium is also a g' former.
  • tantalum is preferred. Titanium can reduce the oxidation resistance of nickel-based alloys, which also contributes to limiting the titanium content to less than 1%. Titanium is preferably not alloyed, since sufficient strength can also be achieved without titanium.
  • vanadium is also a g' former.
  • the content is limited to less than 0.02% or vanadium is preferably dispensed with altogether.
  • Chromium is used as an oxide layer and forms a Cr203 top layer that is stable up to approx. 900°C. This is necessary because a sufficiently high aluminum content for an Al203 top layer formation cannot be realized due to the SAC tendency. As a rule, the higher the chromium content, the better the durability of the top coat.
  • the chromium content is limited by the occurrence of undesired phases. Currently 14% by weight is chromium particularly preferred since the alloy can be easily produced with it and is sufficiently robust with respect to undesired phases.
  • TCP phases also known as Frank-Kasper phases
  • iron forms undesired TCP phases (also known as Frank-Kasper phases) and otherwise does not have a positive effect on the properties of the alloys, which is why it cannot be considered as an alloying element content is kept below 0.05%, or is limited to below 0.05%.Preference is even given to completely dispensing with iron.
  • TCP phases belong to a large group of intermetallic phases which are known for their complex crystal structure and physical properties In particular, these phases have a combination of periodic and aperiodic structures.
  • the present alloy contains a total of preferably at least 4% by weight of both elements. Both elements show individual advantages, at least in theory.
  • molybdenum segregates more than tungsten, on the other hand it raises the solidus temperature of the residual melt.
  • Tungsten on the other hand, segregates less and therefore does not lead to the formation of unwanted phases in the residual melt.
  • Magnesium is used to bind sulfur in the melt, which is particularly important in powder production and with regard to weldability.
  • the magnesium content must be coordinated with the sulfur content as far as possible and should be between 0.0005-0.01% by weight so that as little free magnesium and sulfur as possible remains in the alloy.
  • Yttrium is used in some heat-resistant Ni-based alloys to improve surface layer adhesion and thereby improve cyclic oxidation resistance.
  • Yttrium is an oxide-forming element and diffuses very slowly.
  • Yttrium oxides are still very temperature stable and lead to strong dislocation anchoring. Slow diffusion and particularly strong anchoring of dislocations at grain boundaries can improve the bond strength of interfaces and lead to a reduced tendency to crack.
  • yttrium - similar to magnesium - is able to bind sulfur and thus has a positive effect on weldability.
  • Boron is used for grain boundary cohesion and has a very positive influence on creep resistance.
  • increasing the boron content to more than 0.015% by weight leads to massive solidification cracks during the AM process.
  • a boron content below 0.005% by weight leaves grain boundaries that are too weak, so that SAC occurs during additive welding processing or subsequent heat treatments.
  • a A boron content of 70 ppm is particularly preferred, since it enables an advantageously large and stable process window or robust processing, while ensuring sufficient grain boundary cohesion.
  • Zirconium (Zircon) is commonly credited with the propensity to induce solidification cracking or hot cracking during the M -process, including in IN738LC, which is why this element is often greatly reduced, provided to improve manufacturability.
  • alloying 200 ppm of zirconium with a boron content of 70 ppm has a positive effect on manufacturability and increases the process window.
  • a minimum content of 50 ppm zirconium is preferred. Since it cannot be ruled out that an increased zirconium content has a negative impact on manufacturability, the maximum zirconium content is calculated at around 300 ppm.
  • S Sulfur
  • Hafnium is often used in directionally solidified nickel-base alloys to increase the transverse ductility between the grains.
  • a content below 3% leads to a significant improvement in resistance to solidification cracking, and can also improve mechanical properties.
  • the optimal content is difficult to set, since even small deviations, even within the selected interval, can lead to a significant deterioration in the resistance to solidification cracks.
  • the carbon content is approximately 0.05% by weight
  • the tantalum content is approximately 9% by weight
  • the cobalt content is 19% by weight
  • the chromium content is 14% by weight
  • the cobalt content is or is selected in such a way that no undesirable secondary phases, in particular no h-phase, arise in the desired final alloy form, which is present in the final component.
  • the chromium content is or is selected in such a way that a stable chromium oxide layer (see above) forms.
  • the alloy or alloy composition is in powder form.
  • the powder of the alloy is produced by gas atomization or fluid atomization, preferably with the parameters described further below.
  • the alloy composition comprises 9 to 10% by weight tantalum and 17 to 21% by weight cobalt.
  • This variant (less tantalum) is characterized by improved producibility or processability and an advantageously lower SAC tendency, which results from a lower g' component.
  • the alloy composition comprises 10 to 12% by weight tantalum and 8 to 10% by weight cobalt.
  • This variant forms one higher proportion of g'-phase and therefore means higher high-temperature strength with a simultaneous but also greater SAC tendency.
  • a component of the sum of boron and zirconium is 0.01 to 0.035 or 0.045% by weight.
  • the alloy composition in contrast to comparable and/or conventional alloys—has a reduced g′-solvus temperature.
  • a further aspect of the present invention relates to the use of the alloy or alloy composition in an additive manufacturing process, preferably laser-based and/or powder bed-based processes such as SLM, SLS and/or EBM.
  • Another aspect of the present invention relates to a method for the additive manufacturing of a component, wherein a powder of the described alloy or alloy composition is at least partially (selectively and/or partially) melted by means of a laser or electron beam in order to produce the component in layers.
  • a finished (additive) structure in particular after a hot isostatic pressing process, is subjected to a precipitation heat treatment, comprising solution annealing, cooling and thermal aging in order to bring about precipitation hardening.
  • the solution annealing comprises a heat treatment step for a period of between 2 and 8 hours and in a temperature interval between 1100°C and 1300°C.
  • a further aspect of the present invention relates to an intermediate alloy, preferably a structure made of hardened material resulting directly from the additive manufacturing process
  • a powder comprising an alloy composition as described above, wherein the intermediate alloy is free or nearly free of g'-phase precipitates. It is precisely this property that permits weldability on the basis of the interrelationships in the alloy formulation described here.
  • a further aspect of the present invention relates to a component which is produced from the alloy or alloy composition described, the structure of which further includes a high proportion of a gamma prime phase or precipitation phase and in particular has an increased g/g′ lattice mismatch.
  • Configurations, features and/or advantages that relate to the alloy composition or the corresponding superalloy in the present case can also relate directly to the additive processing or use of the composition or to the component produced accordingly, and vice versa.
  • the term "and/or" when used in a series of two or more items means that each of the listed items can be used alone, or any combination of two or more of the listed items can be used.
  • FIG. 1 diagrammatically shows the dependency of the diffusion coefficient of various alloying element components on the (inverse) temperature.
  • FIG. 2 shows the shift in a g/g′ phase region as a function of the tantalum content of an alloy and the temperature, parameterized by the partial cobalt content (contents in percent by weight).
  • FIG. 3 diagrammatically shows the dependence of the so-called Vickers hardness on the cobalt content in percent by weight of an alloy with a given tantalum content.
  • FIG. 1 shows an exemplary diagram which shows the dependency of a diffusion coefficient D (logarithmic) of alloying elements in nickel over the logarithmic inverse temperature (bottom) and the temperature in °C (top).
  • D logarithmic
  • the solid-state diffusion behavior of rhenium, tungsten, molybdenum, cobalt, tantalum, chromium, titanium and aluminum in a nickel-based alloy is quantified.
  • tantalum as a g' former, diffuses significantly less, for example, in a temperature range between 1200 °C and 1300 °C due to the lower diffusion coefficient compared to titanium and aluminum. This relationship leads to the advantageous thermo-mechanical properties of the presented alloy composition.
  • Figure 1 may describe, in whole or in part, results of "Thermo-Calc" simulations.
  • FIG. 2 shows the shift in the g/g′ precipitation phase area as a function of the temperature or technical synergy effects of the elements cobalt and tantalum in the alloy composition presented.
  • FIG. 3 shows how the so-called Vickers hardness H depends on the cobalt content of an alloy with a tantalum content of 9% by weight.
  • the effects of the displacement effect described are expressed in the form of increasing hardness as the Co content of the alloy increases.
  • the morphology of the g' phase changes from spherical to cubic by increasing the Co content (not explicitly labeled herein in the figures). This indicates that the Ta content in the g'-phase increases with increasing Co content, hence the lattice mismatch increases and therefore the transformation of the morphology of the g'-phase from spherical to cubic proceeds faster.
  • the actual additive manufacturing process of a component made of the alloy, which creates a type of (selectively melted) intermediate alloy, is usually followed by one or more heat treatments in order to set a suitable structure.
  • the first step in the heat treatment chain is preferably an HIP process in order to close process-related porosities.
  • the selected temperature here preferably corresponds to a solution anneal, which is ideally carried out above the g' solvus temperature and below the solidus temperature, for example between 1100° C. and 1300° C. Since the HIP process usually only permits slow cooling, this is preferably followed by renewed solution annealing in a vacuum or in an inert gas atmosphere for, for example, 2 to 8 hours between 1100° C. and 1300° C., followed by rapid cooling.
  • solution annealing is followed by single or multiple aging at temperatures between 700 °C and 950 °C for, for example, 12 to 48 hours.
  • a powder of the alloy or alloy composition described here is preferably produced in a vacuum inert gas atomization system.
  • the alloy is melted in a so-called VIM furnace and the liquid melt is held for 20 minutes to 2 hours for homogenization.
  • the melt is fed into a casting funnel, which leads to a gas nozzle in which the molten metal is atomized into metal particles under high pressure of 5 to 100 bar with inert gas.
  • the melt is heated in the crucible at 5 to 400 °C above the melting point.
  • the metal flow rate at the atomization is 0.5 to 80 kg/min and the gas flow rate is 2 to 150 m 3 /min. Due to the rapid cooling, the metal particles solidify in spherical form (spherical particles).
  • the inert gas used for atomization can contain 0.01 to 100% nitrogen if required.
  • the gas phase is then separated from the powder in a cyclone and the powder is then packaged.
  • the particles have a size (diameter) of 5 mpi to 250 pm, gas inclusions of 0.0 to 4% of the pore area (pores smaller than 1 mpi) in relation to the total area of evaluated objects, a bulk density of 2 to the density of the alloy of approx. 8.5 g/cm 3 and are packed airtight under a protective gas atmosphere with argon.
  • the particle size range for the powder is between 5 and 250 ⁇ m, with preferred ranges being between 5 and 150 ⁇ m or between 10 and 150 ⁇ m.
  • the preferred areas are carried out by separating particles that are too fine and too coarse using a sieving and classifying process. These processes are carried out under a protective gas atmosphere and can be carried out once or several times.
  • the inert gas in powder production can optionally be argon or a mixture of argon with 0.01 to below 100% nitrogen. Alternatively, the inert gas can optionally be helium.
  • the inert gas should preferably have a purity of at least 99.996% by volume.
  • the nitrogen content should be 0 to 10 ppmv
  • the oxygen content should be 0 to 4 ppmv
  • the H 2 O content should be less than 5 ppmv.
  • the component produced additively from such an alloy powder can be a component of a flow machine, for example a component for the hot gas path of a gas turbine.
  • the component can be a blade or vane, a ring segment, a burner part or a burner tip, a skirt, a shield, a heat shield, a nozzle, a seal, a filter, an orifice or lance, a resonator, a stamp or a Designate swirlers, or a corresponding transition, a set, or a corresponding aftermarket part.

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Abstract

Es wird eine Nickelbasis-Legierungszusammensetzung angegeben, umfassend Nickel als Hauptbestandteil und die weiteren Bestandteile in Gewichtsprozent (Gew.-%) : 0,04 bis 0,10 % Kohlenstoff (C), 8 bis 13 % Tantal (Ta), 12 bis 20 % Chrom (Cr), 3 bis 25 % Kobalt (Co), weniger als 0,03 % Mangan (Mn), weniger als 0,06 % Silizium (Si), 0 bis 6 % Molybdän (Mo), weniger als 5, 0 % Eisen (Fe), 2 bis 4 % Aluminium (Al), weniger als 0,01 % Magnesium (Mg), weniger als 0,02 % Vanadium (V), 0 bis 6 % Wolfram (W), weniger als 1 % Titan (Ti), weniger als 0,03 % Yttrium (Y), 0,005 bis 0,015 %Bor (B), weniger als 0,003 % Schwefel (S), 0,005 bis 0,04 % Zirkonium (Zr) und weniger als 3 % Hafnium. Weiterhin werden eine Verwendung derselben für ein additives Herstellungsverfahren, ein Verfahren zur additiven Herstellung eines Bauteils aus einem Pulver der genannten Legierungszusammensetzung, eine entsprechende Zwischenlegierung sowie ein aus der Nickelbasis-Superlegierung bestehendes Bauteil angegeben.

Description

Beschreibung
Nickelbasis-Legierungszusammensetzung für Bauteile mit redu zierter Rissneigung und optimierten Hochtemperatureigenschaf ten
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Nickelbasis-Superle gierung bzw. Legierungszusammensetzung, eine Verwendung der selben, ein Verfahren zur additiven Herstellung eines Bau teils, wobei ein entsprechendes Legierungspulver zumindest additiv verarbeitet wird, eine entsprechende Zwischenlegie rung sowie ein Bauteil, aus der Nickelbasis-Superlegierung.
Das Bauteil ist vorzugsweise für den Einsatz im Heißgaspfad einer Gasturbine vorgesehen. Beispielsweise betrifft das Bau teil eine zu kühlende Komponente mit einem dünnwandigen oder filigranen Design. Alternativ oder zusätzlich kann es sich bei dem Bauteil um eine Komponente für den Einsatz in der Au tomobilität oder im Luftfahrtsektor handeln.
Im Heißgaspfad von Gasturbinen kommen für Komponenten wie Laufschaufeln, Leitschaufein oder Ringsegmente insbesondere Nickelbasis-Superlegierungen mit einem hohen Anteil der g'- Phase (Gammastrichphase) zum Einsatz, um die geforderte Hoch temperaturfestigkeit zu erzielen. Diese Legierungen wurden ursprünglich als Gusslegierungen entwickelt und für diese Herstellungsroute optimiert, sie gelten jedoch grundsätzlich als vermindert - oder sogar als gar nicht - schweißbar, da sie zu Rissbildung entweder im Schweißprozess oder aber in der darauffolgenden Wärmebehandlung neigen. Dadurch bestehen erhebliche Herausforderungen bei der defektfreien additiven Verarbeitung solcher Legierungen, so beispielsweise im laser basierten Pulverbettverfahren (engl. Laser Powder Bed Fusion, LPBF).
Legierungen, welche erfahrungsgemäß einen hohen Anteil von Gammastrichphase bilden und dementsprechend breite Erstar rungsintervalle haben, neigen verstärkt durch Mikroseigerungseffekte, zu einer Anfälligkeit von Heiß- und Erstarrungsrissbildung während der additiven Verarbeitung.
Als Erstarrungs- oder Schmelzintervall bezeichnet man übli cherweise das Temperaturintervall zwischen Solidus- und Liquidustemperatur eines Stoffes, oder einer Stoffphase.
Darüber hinaus führt die anschließende Wärmebehandlung, wel che erforderlich ist, um einerseits die gewünschte Mikro struktur einzustellen, andererseits aber auch, um die pro zess-inhärenten Eigenspannungen abzubauen, zu einer weiteren, signifikanten Makrorissbildung aufgrund einer Überlagerung dieser Eigenspannungen mit mikrostrukturellen Eigenspannun gen, welche bei der Wärmebehandlung aufgrund der Volumenände rung bei der Ausscheidung der g'-Phase entstehen („post weld heat treatment cracking" oder „strain age cracking", SAC).
Ein bestimmungsgemäßer Betrieb der genannten additiv gefer tigten Bauteile oder Komponenten aus diesen Legierungen ist daher aufgrund der auftretenden Defekte kaum möglich.
Thermo-mechanisch hochbelastete Turbinen- oder Maschinenkom ponenten sind Gegenstand stetiger Verbesserung, um insbeson dere ihre Effizienz im Einsatz zu steigern. Bei Wärmekraftma schinen, insbesondere Gasturbinen, führt dies allerdings un ter anderem zu immer höheren Einsatztemperaturen. Die metal lischen Materialien und das Komponentendesign hochbelastbarer Bauteile, wie Turbinenlaufschaufeln werden daher ständig hin sichtlich ihrer Festigkeit, Lebensdauer, Kriechbelastbarkeit und thermomechanischer Ermüdung, verbessert.
Die generative oder additive Fertigung wird aufgrund ihres für die Industrie disruptiven Potenzials zunehmend interes sant auch für die Serienherstellung dieser Bauteile
Additive Herstellungsverfahren (AM: „additive manufac- turing"), umgangssprachlich auch als 3D-Druck bezeichnet, um fassen beispielsweise als Pulverbettverfahren das selektive Laserschmelzen (SLM) oder Lasersintern (SLS), oder das Elekt ronenstrahlschmelzen (EBM).
Die Herstellung von Gasturbinenschaufeln mittels der be schriebenen pulverbett-basierten Verfahren (LPBF) ermöglicht vorteilhaft die Implementierung von neuen Geometrien, Konzep ten, Lösungen und/oder Design, welche die Herstellungskosten bzw. die Aufbau- und Durchlaufzeit reduzieren, den Herstel lungsprozess optimieren und darüber eine thermo-mechanische Belastbarkeit der Komponenten verbessern können.
Auf konventionelle Art, beispielsweise gusstechnisch, herge stellte Komponenten, stehen der additiven Fertigungsroute beispielsweise hinsichtlich ihrer Formgebungsfreiheit und auch in Bezug auf die erforderliche Durchlaufzeit und den da mit verbundenen hohen Kosten sowie dem fertigungstechnischen Aufwand deutlich nach.
Aktuell sind unterschiedliche Ansätze bekannt und bereits in der Literatur beschrieben, welche eine defekt-reduzierte oder sogar defektfreie additive Verarbeitung von Superlegierungen ermöglichen sollen. Dies beinhaltet die additive Verarbeitung unter erhöhten Temperaturen und/oder die Optimierung der Pro zessparameter beim LPBF wie beispielsweise die Laserleistung, Scangeschwindigkeit oder der Spurabstand.
Weiterhin kann eine Wärmebehandlung, beispielsweise um das heißisostatische Pressen (engl, „hot isostatic pressing",
HIP) erweitert oder die chemische Zusammensetzung angepasst werden, um die Schweißbarkeit zu verbessern.
Die beiden erstgenannten Ansätze sind jedoch nur in gewissen Grenzen praktikabel. Eine materialspezifische Anpassung der Bestrahlungsparameter ist in jedem Fall erforderlich; dies gilt ebenfalls für Legierungen mit relativ guter Schweißeig nung. Je nach Schweißeignung können die Parameter aber nur innerhalb vernünftiger Grenzen überhaupt angepasst werden, nämlich solchen, die überhaupt ein ordentliches Strukturergebnis für das Bauteil erlauben. Eine reine Opti mierung der Bauteilstruktur derart, dass eine Heißriss- oder Erstarrungsrissneigung überwunden wird, ist nicht allein über die Anpassung entsprechender Bestrahlungsparameter möglich.
Auch die Anfälligkeit für das „strain age cracking" (SAC) kann hierdurch nicht maßgeblich reduziert werden. Eine addi tive Verarbeitung unter Anwendung hoher Vorwärmtemperaturen, beispielsweise oberhalb von 1000 °C, ist unter industriellen Bedingungen nicht möglich. Außerdem bestehen technische Limi tierungen beispielsweise hinsichtlich der Temperatur und der damit verbundenen Probleme durch Sintereffekte. Ein HIP- Prozess kann zwar bis zu einem gewissen Grad dazu beitragen, in der hergestellten Struktur vorhandene Heiß- oder Erstar rungsrisse zu schließen. Größere, oberflächennahe oder sogar offene Risse an der Bauteiloberfläche können dadurch aber nicht geschlossen oder unschädlich gemacht werden. Vielmehr würden solche Risse im „HIR''-Prozess weiter fortschreiten. Grundsätzlich gilt, dass die additive pulverbett-basierte Verarbeitung (Schweißverarbeitung) entsprechender Materialien aufgrund der beschriebenen Problematik der Rissanfälligkeit entsprechender Legierungen nicht gegeben ist.
Eine geringfügige Anpassung der chemischen Zusammensetzung bereits etablierter Guss- und Schmiedelegierungen ist in der Literatur zur Lösung der beschriebenen Effekte bereits hin länglich beschrieben und zum Teil auch in die Anwendung über führt. Hierbei handelt es sich üblicherweise um Anpassungen der korngrenzenaktiven Elemente, wie beispielsweise Kohlen stoff (C), Bor (B) oder Zirkonium (Zr) oder vergleichbar Ele mente wie Silizium (Si). In der Regel wird eine Reduzierung dieser Elemente angestrebt.
Eine ausscheidungsgehärtete Gamma-Strich-Superlegierung auf Nickelbasis zur Verwendung in einem Verfahren zur pulverbett basierten additiven Herstellung ist beispielsweise bekannt aus EP 2886 225 Bl. Ein anderer Ansatz zur Steigerung der Schweißeignung bzw. grundsätzlichen Schweißbarkeit ist die Reduzierung der g'- Bildner. Mit den besagten Ansätzen geht aber in der Regel eine Änderung der Hochtemperaturfestigkeit und/oder der Kriechbeständigkeit und -duktilität einher. Es ist daher we nig zielführend, geringe Anpassungen der chemischen Zusammen setzungen für Legierungen zu implementieren, die für andere Herstellungsrouten entwickelt wurden.
Mit Ausnahme des Ansatzes von Zhou et al. (Development of a New Alumina-Forming Crack-Resistant High-y' Fraction Ni-Base Superalloy for Additive Manufacturing. In: Tin S. et al. (eds.): Superalloys 2020, The Minerals, Metals & Materials Series) basieren die o.g. Ansätze zudem auf der Anpassung der konventionell bekannten Gusslegierung IN738 LC („LC" engl, für „low carbon"). Während Zhou et al. basierend auf dem CM247 eine Legierungsmodifikation vornehmen, stellt die vor liegende Erfindung das Resultat eines vollständig unter schiedlichen „ab initio" oder „clean sheet"-Legierungsansatz vor, bei dem eine Legierungszusammensetzung von vornherein gänzlich auf die additive Verarbeitung abgestimmt wurde.
Es ist also Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine deutlich verbesserte und ganzheitlich auf die additive, insbesondere pulverbett-basierte, Verarbeitung abgestimmte Legierungszu sammensetzung bereitzustellen, welche erstmalig überhaupt die Schweißeignung der in Rede stehenden Materialklasse gewähr leistet und demgemäß für entsprechende additive Herstellungs wege verifiziert.
Diese Aufgabe wird durch den Gegenstand der unabhängigen Pa tentansprüche gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen sind Ge genstand der abhängigen Patentansprüche.
Ein Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft eine Nickelba sis-Legierung, Legierungszusammensetzung bzw. eine Vorform einer entsprechenden Nickelbasis-Superlegierung in einem noch nicht (vollständig) geschmolzenen, vorzugsweise pulverförmigen, (Roh-)Zustand, umfassend Nickel als Hauptbe standteil und die weiteren Bestandteile in Gewichtsprozent (Gew.-%): 0,04 bis 0,10 % Kohlenstoff (C), vorzugsweise 0,04 bis 0,07 % Kohlenstoff, 8 bis 13 % Tantal (Ta), 12 bis 20 % Chrom (Cr), 3 bis 25 % Kobalt (Co), weniger als 0,03 % Mangan (Mn), weniger als 0,03 % Silizium (Si), 0 bis 6 % Molybdän (Mo), weniger als 5 % Eisen (Fe), vorzugsweise weniger als 0,7 % Eisen, 2 bis 4 % Aluminium (Al), weniger als 0,01 % Magnesium (Mg), weniger als 0,02 % Vanadium (V), 0 bis 6 %
Wolfram (W), weniger als 1 % Titan (Ti), weniger als 0,03 % Yttrium (Y), 0,005 bis 0,015 % Bor (B), weniger als 0,003 % Schwefel (S), 0,005 bis 0,04 % Zirkonium (Zr) und weniger als 3 % Hafnium.
Im Gegensatz hierzu wird in der genannten Veröffentlichung von Zhou et al., in der ein hoher g'-Volumengehalt von über 50 % und eine geringe Gitterfehlpassung beschrieben ist, der Vorteil von Tantal als g'-Phase-bildendes Element nicht er kannt und zusätzlich der Einsatz von Niob (Nb) vorgeschlagen. Weiterhin wird ein niedriges Verhältnis von Ta zu der Summe von Aluminium, Niob und Titan (Al+Nb+Ti) suggeriert. Auch wird der technische Effekt von Kobalt nicht erkannt, da auch eine kobaltfreie Legierung nicht ausgeschlossen wird. Auch wird offenbar - im Gegensatz zur vorliegenden Lösung (siehe unten) - auf das Ausbilden einer Aluminiumoxidschicht als Deckschicht abgezielt.
Die vorliegend beschriebene Legierung ermöglicht dagegen vor zugsweise einen mittleren bis großen Volumengehalt an g'- Phase (Gammastrich-Phase), von beispielsweise circa 30 %, und eine große Gitterfehlpassung (g/g'). Weiterhin wird Tantal als das g'-Phase-bildende Element vorgesehen, wodurch die vorteilhaft langsame Ausscheidungskinetik ausgenutzt werden kann. Weiterhin wird unter anderem Kobalt verwendet, um ins besondere die g'-Solvustemperatur zu senken, ohne dabei je doch den Volumenanteil bei der Einsatztemperatur des Bauteils zu verringern. Noch weiterhin wird, statt Aluminium, eine Chromoxidschicht als Deckschicht verwendet (siehe Cr/Al-Ver- hältnis unten).
In einer Ausgestaltung umfasst die Nickelbasis-Legierung, Le gierungszusammensetzung bzw. die entsprechende Vorform der Nickelbasis-Superlegierung, Nickel als Hauptbestandteil und die weiteren Bestandteile in Gewichtsprozent (Gew.-%): 0,05 bis 0,10 % Kohlenstoff (C), 8 bis 13 % Tantal (Ta), 12 bis 20 % Chrom (Cr), 3 bis 25 % Kobalt (Co), weniger als 0,03 % Man- gan (Mn), weniger als 0,03 % Silizium (Si), 0 bis 6 % Molyb dän (Mo), weniger als 0,5 % Eisen (Fe), 2 bis 4 % Aluminium (Al), 0,0005 bis 0,1 % Magnesium (Mg), weniger als 0,02 % Va nadium (V), 0 bis 6 % Wolfram (W), weniger als 1 % Titan
(Ti), weniger als 0,03 % Yttrium (Y), 0,005 bis 0,015 % Bor (B), weniger als 0,002 % Schwefel (S), 0,005 bis 0,03 % Zir konium (Zr) und weniger als 3 % Hafnium.
In einer Ausgestaltung beträgt vorliegend die Summe von Mo lybdän und Wolfram 4 % bis 10 %, das Verhältnis von Tantal zu der Summe der Elemente Aluminium, Niob und Titan 1,6 bis 6,5, die Summe von Mangan und Silizium weniger als 0,03 % bzw. we niger als 0,07 %, und/oder das Verhältnis von Chrom zu Alumi nium zwischen 3 und 10.
Ein hohes Maß an Tantal zu restlichen die y'-Phase-bildenden Elementen, wie Aluminium, Titan und Niob, ist von hoher Be deutung für den Widerstand gegen das „strain age cracking", da Tantal in Nickel deutlich langsamer diffundiert. Nur wenn Tantal zu großen Teilen für die Entstehung der g'-Phase ver antwortlich ist, kann die Ausscheidungskinetik der g'-Phase verlangsamt werden. Ein Unterschreiten dieses Verhältnisses führt zu einer zu schnellen Ausscheidungskinetik und der Ge fahr, dass das hergestellte Bauteil durch SAC versagt. Ein zu hohes Ta/(Al, Ti, Nb)-Verhältnis kann hingegen dazu führen, dass sich schädliche Sekundärphasen (z.B. h-Phasen) bilden.
Aufgrund des gewählten Ansatzes einer langsamen Ausschei dungskinetik, der vorzugsweise durch ein relativ hohes Ta/Al- Verhältnis realisiert wird, ergibt sich ein verhältnismäßig niedriger Al-Gehalt. Durch die langsamere Ausscheidungskine tik entsteht später vorteilhafterweise weniger g'-Phase wäh rend der additiven Verarbeitung und während der anschließen den Wärmebehandlung(en). Daher können die Eigenspannungen, die durch den AM-Prozess entstehen, abgebaut werden, bevor die Überlagerung mit Eigenspannungen durch die g'-Bildung zu SAC führen. Um weiterhin eine ausreichend hohe Hochtemperatu- roxidations- und -korrosionsbeständigkeit zu erzielen, muss auch ein entsprechend hoher Cr-Gehalt gewählt werden, woraus sich das hohe angegebene Cr/Al-Verhältnis ergibt.
Den beiden Elementen Mangan und Silizium wird allgemein eine negative Wirkung auf die Heißrissbeständigkeit zugeschrieben. Literaturberichte deuten jedoch daraufhin, dass Mangan und Silizium einzeln und in geringen Mengen anderweitig eine po sitive Wirkung auf die gewünschten Eigenschaften erzielen könnten. Aus diesem Grund wird der Gehalt beider Elemente vorzugsweise auf unter 0,07 % beschränkt.
In einer Ausgestaltung umfasst die Legierungszusammensetzung in Gewichtsprozent: 0,05 bzw. 0,04 bis 0,070 % Kohlenstoff, 9 bis 12 % Tantal, 14 bis 16 % Chrom, 8 bis 21 % Kobalt, weni ger als 0,01 % Mangan, kein oder nahezu, insbesondere bis auf unvermeidbare Reste, kein Silizium, 2 bis 3 % Molybdän, weni ger als 0,5 % bzw. 0,7 % Eisen, 3 bis 3,5 % Aluminium, ca.
0,001 % Magnesium, kein oder nahezu kein Vanadium, 2 bis 3 % Wolfram, kein oder nahezu kein Titan, 0 bis 0,01 % Yttrium, 0,005 bis 0,01 % Bor, kein oder nahezu kein Schwefel, 0,015 bis 0,025 % Zirkonium und weniger als 3 % Hafnium.
Im Gegensatz zu naheliegenden Ansätzen, z.B. der gezielten Anpassung einzelner Elemente einer bestehenden Gusslegierung, wurde vorliegend also ein holistischer neuer Entwicklungsan satz für eine neuartige Nickelbasis-Superlegierung verfolgt, der mehrere Problemstellungen adressiert. Diese Legierung zeichnet sich durch eine gute Verarbeitbarkeit mittels „Addi tive Manufacturing" aus, da eine vorteilhaft geringe Heißrissneigung („solidification cracking"), und eine geringe Neigung für Aufhärtrisse („strain age cracking", SAC), be steht, ohne die damit üblicherweise einhergehende Verminde rung der Hochtemperaturfestigkeit. Dies wird, wie vorliegend beschrieben durch eine Mehrzahl von Anpassungen, darunter die Anpassung des Erstarrungsintervalls bzw. deren letztem Ver lauf, erreicht und durch eine Mischkristallverfestigung wäh rend der additiven Verarbeitung, sodass die Heißrissneigung dadurch reduziert wird.
Weiterhin wird durch die Substitution von üblichen g'-Bild- nern (Ti) die Ausscheidungskinetik der g'-Phase verlangsamt, sodass im additiven Strahl-Schweißprozess vorzugsweise keine oder keine maßgebliche Ausscheidung erfolgt, und in der an schließenden Wärmebehandlung die schadhafte Überlagerung der prozessinhärenten Eigenspannungen mit den mikrostrukturellen Eigenspannungen, bedingt durch die Volumenänderung durch die Ausscheidung der g'-Phase, reduziert wird, sodass weiterhin die Neigung zu Rissen durch „strain age cracking" der Legie rung reduziert ist.
Weiterhin ermöglicht die vorgestellte Zusammensetzung die Einstellung eines möglichst hohen Anteils der g'-Phase und einer möglichst hohen g/g'-Gitterfehlpassung durch Anpassung typischer und/oder alternativer g'-Bildner, wodurch eine hohe Festigkeit und Härte der Legierung gewährleistet ist.
Darüber hinaus werden die korngrenzenwirksamen Elemente ge zielt angepasst, sodass - bei noch gewährleisteter rissfreier Verarbeitung - keine nachteilige Schwächung der Korngrenzen und somit eine Verminderung der Hochtemperaturfestigkeit er folgt. Zu diesen Elementen zählen bei Nickelbasislegierungen unter anderem Bor, Kohlenstoff und Zirkonium. Als korngren zenaktive Elemente reichern sie sich an den Korngrenzen an und festigen diese. Dadurch kann ein Abgleiten der Körner im Betrieb des Bauteils mit Vorteil verhindert werden. Für die additive Fertigung ist eine genaue Abstimmung dieser Elemente mit der Restlegierungszusammensetzung wichtig, da es sonst während der Verarbeitung zu Erstarrungs- oder Wiederauf schmelzrissen kommen kann.
Durch die vorgestellte Legierung wird nicht nur die Schweiß barkeit erstmals ermöglicht, sondern vorzugsweise auch eine hohe Festigkeit, vergleichbar mit derjenigen von Bauteilen aus IN738LC erreicht. Auch zeichnet sich die vorgestellte Le gierung durch eine dazu mindestens gleichwertige Korrosions und Oxidationsresistenz, da die dafür erforderlichen Ele mente, insbesondere Cr und Al, in ausreichenden Anteilen in der Legierung vorhanden sind.
In einer Ausgestaltung besteht die Legierung bzw. Legierungs zusammensetzung, gegebenenfalls bis auf unvermeidbare Verun reinigungen oder Reste, aus den oben beschriebenen Bestand teilen.
Ein Kohlenstoffgehalt zwischen 0,05 und 0,10 Gew.-% bewirkt eine vorteilhafte Ausformung von Metallkarbiden in solchen Nickelbasislegierungen. Vorliegend bildet Kohlenstoff in der definierten Konzentration vor allem Cr23C6 und TaC. Da Cr23C6 sich vor allem an Korngrenzen ausscheidet, hilft es dabei diese zu verfestigen. Metallkarbide wie TaC bilden sich be reits in der Schmelze, binden Tantal und andere Elemente ab, und können ein „Nachspeisen" der Schmelze beeinflussen. Auf diese Art ergibt sich auch ein Einfluss der Karbide auf Er starrungsrisse .
Tantalkarbid (TaC) ist auch bei hohen Temperaturen stabil und kann durch Wärmebehandlungen nicht vollständig aufgelöst wer den. Es behindert also auch bei hohen Temperaturen nahe am Schmelzpunkt noch das Kornwachstum, was für eine hohe Kriech beständigkeit notwendig ist. Zudem beeinflusst Kohlenstoff das Erstarrungsverhalten nicht nur indirekt durch Karbidbil dung, sondern auch direkt, indem es den Schmelzpunkt der Le gierung verringert. Ein Bereich von 0,05 bis 0,1 % ist vor teilhaft als guter Kompromiss zwischen den Effekten eines ausreichende Kornwachstums, einer vorteilhaft geringen Erstarrungsrissneigung sowie einer vorteilhaft hohen Korn grenzenkohäsion. Ein Kohlenstoffgehalt von 0,05 % ist beson ders bevorzugt, da so ein besonders großes Kornwachstum er zielt und die Legierung insgesamt besonders robust und tole rant für einen großen Bereich von Bestrahlungsparametern bzw. eine besonders robuste Möglichkeit der schweißtechnischen Verarbeitung (Prozessfenster) definiert werden kann.
Ein Aluminiumgehalt zwischen 2,0 und 4,0 Gew.-% ist für die Bildung der g'-Phase (vorzugsweise N13AI) notwendig. Ein zu hoher Aluminiumgehalt führt jedoch zu einem (zu) hohen g'-Ge halt oder -Volumenanteil, der sich negativ auf das „strain age cracking" bei Wärmebehandlungen auswirkt.
Neben Aluminium bildet auch Tantal die g'-Phase, diffundiert jedoch deutlich langsamer. Um die Kinetik der g'-Phase nied rig zu halten, ist deshalb ein hohes Ta/Al-Verhältnis vor teilhaft, weshalb der Aluminiumgehalt ebenfalls begrenzt wer den muss. Ein Gehalt von unter 2 % Aluminium würde zu einem zu geringen Anteil der g'-Phase führen, was unzureichende me chanische Eigenschaften zur Folge hätte. Ein Gehalt von ca.
3% Aluminium führt zu einem ausreichenden g'-Phasenanteil bei gleichzeitig geringer SAC-Neigung, weshalb dieser Gehalt be sonders bevorzugt ist. Ein Anheben des Aluminiumanteils ist dann denkbar, wenn sich die SAC-Neigung individuell als aus reichend gering herausstellt.
Der angegebene Tantalgehalt liegt zwischen 8,0 und 13,0 Gew.- %. Tantal ist neben Aluminium das zweite g'-bildende Element. Ein zu hoher Tantalgehalt führt zur Bildung unerwünschter Phasen, wie der h-Phase, weshalb der Gehalt begrenzt werden muss. Im Zusammenspiel mit Kobalt, was Tantal aus der g'-Mat- rix verdrängt, lassen sich die mechanischen Eigenschaften ge zielt einstellen. Je höher der Tantalgehalt dabei gewählt wird, desto niedriger muss vorzugsweise der Kobaltgehalt ge wählt werden, und umgekehrt. Ein Gehalt von unter 8 % Tantal führt in der Legierungsstruktur zu einem zu geringen Anteil der g'-Phase, was unzureichende mechanische Eigenschaften zur Folge hat. Ein Tantalanteil von 9 % wird besonders bevorzugt, da damit eine ausreichende Festigkeit ohne Rissbildung er zielt werden kann.
Wie bereits beschrieben, wird der Kobaltgehalt vorzugsweise gegenläufig zu dem Tantalgehalt abgestimmt. Ein zu hoher Ko baltgehalt führt zu unerwünschten Phasen. Und ein zu geringer Kobaltgehalt führt zu einer zu geringen Festigkeit. Zudem be einflussen Kobalt und Tantal das Erstarrungsintervall, was den Maximalgehalt ebenfalls einschränkt. In Kombination mit 9 % Tantal haben sich 19 % Kobalt als besonders vorteilhaft herausgestellt, da ansonsten die Festigkeit zu niedrig ist. Bei höheren Tantalgehalten muss der Kobaltgehalt entsprechend verringert werden, wobei 3 % die untere Grenze für einen aus reichend hohen Verdrängungseffekt ist.
Titan ist neben Tantal ebenfalls ein g'-Bildner. Da die Dif fusionsgeschwindigkeit jedoch deutlich höher als die von Tan tal ist, wird Tantal bevorzugt. Titan kann die Oxidationsbe ständigkeit von Nickelbasislegierungen herabsetzen, was eben falls dazu beiträgt, dass der Titangehalt auf weniger als 1 % begrenzt ist. Titan wird vorzugsweise nicht hinzulegiert, da auch ohne Titan eine ausreichende Festigkeit erreicht werden kann.
Vanadium ist neben Aluminium, Tantal und Titan ebenfalls ein g'-Bildner. Da es jedoch die Oxidationsbeständigkeit stark herabsetzt, wird der Gehalt auf unter 0,02 % begrenzt oder bevorzugt ganz auf Vanadium verzichtet.
Chrom wird als Oxidschichtbildner eingesetzt und bildet eine Cr203 Deckschicht die bis ca. 900°C stabil ist. Dies ist not wendig, da ein ausreichend hoher Aluminiumgehalt für eine Al203-Deckschichtbildung aufgrund der SAC-Neigung nicht rea lisiert werden kann. In der Regel gilt, dass je höher der Chromgehalt ist, desto besser auch die Beständigkeit der Deckschicht ist. Begrenzt wird der Chromgehalt durch das Auf treten unerwünschter Phasen. Zurzeit sind 14 Gew.-% Chrom besonders bevorzugt, da sich die Legierung damit gut herstei len lässt und hinreichend robust gegenüber unerwünschten Pha sen ist.
Es hat sich gezeigt, dass ein erhöhter Chromgehalt sich eben falls positiv auf die Erstarrungsrissneigung auswirkt, indem es dafür sorgt, dass die letzten 10% des Erstarrungsinter valls schneller durchlaufen werden können. Da das Erhöhen des Chromgehalts weiterhin zu einer erhöhten Oxidationsbeständig keit führt, ist ein weiteres Erhöhen des Chromgehalts denk bar. Rechnerisch ändert sich das Erstarrungsverhalten der Le gierung mit dem Erhöhen des Chromgehalts auf über 18 % nicht. Sofern dann weitere Elemente nicht reduziert werden, bilden sich bei über 20 % Chrom jedoch unerwünschte Phasen, wie die s-Phase. Aus diesem Grund liegt der maximale Chromgehalt vor zugsweise bei 20 %. Legierungen mit einer ähnlichen Einsatz temperatur weisen für eine ausreichende Oxidationsbeständig keit mindestens 12 % Chrom auf, weshalb dieser Wert wiederum als unterste Grenze angenommen wird.
Eisen bildet mit Molybdän und Wolfram unerwünschte TCP-Phasen (engl, für „topologically close packed"; auch bekannt als Frank-Kasper-Phasen) und beeinflusst die Eigenschaften der Legierungen ansonsten nicht positiv, weshalb es als Legie rungselement nicht in Betracht gezogen und sein Gehalt auf unter 0,05 % gehalten, oder auf unter 0,05 % begrenzt wird. Bevorzugt wird auf Eisen sogar vollständig verzichtet. TCP- Phasen gehören zu einer großen Gruppe intermetallischer Pha sen, die durch ihre komplexe Kristallstruktur und physikali schen Eigenschaften bekannt sind. Insbesondere weisen diese Phasen eine Kombination periodischer als auch aperiodischer Strukturen auf.
Molybdän und Wolfram dienen in Nickelbasislegierungen auf grund ihrer hohen Atomradien als mischkristallverfestigende Elemente. Ein zu hoher Gehalt führt zur Bildung von uner wünschten TCP-Phasen, weshalb der Gehalt auf max. 10 % be grenzt wird. Da eine erhöhte Festigkeit der g-Matrix sich durch Mischkristallverfestigung positiv auf die Erstarrungs rissneigung auswirken kann und zudem weitere technische Vor teile hat, enthält die vorliegende Legierung in Summe vor zugsweise mindestens 4 Gew.-% beider Elemente. Beide Elemente zeigen, zumindest theoretisch, individuelle Vorzüge. Auf der einen Seite seigert Molybdän stärker als Wolfram, auf der an deren Seite hebt es die Solidustemperatur der Restschmelze an. Wolfram hingegen seigert weniger und führt somit in der Restschmelze nicht zur Bildung ungewollter Phasen.
Magnesium dient dazu, Schwefel in der Schmelze abzubinden, was vor allem bei der Pulverherstellung und hinsichtlich der Schweißbarkeit wichtig ist. Der Magnesiumgehalt muss mög lichst mit dem Schwefelgehalt abgestimmt werden und sollte zwischen 0,0005-0,01 Gew.-% liegen, sodass so wenig wie mög lich freies Magnesium und Schwefel in der Legierung verblei ben.
Yttrium wird in einigen hitzebeständigen Ni-Basis-Legierungen eingesetzt, um die Deckschichthaftung, und dadurch die zykli sche Oxidationsbeständigkeit, zu verbessern. Yttrium ist ein oxidbildendes Element und diffundiert sehr langsam. Yttri umoxide sind weiterhin sehr temperaturstabil und führen zu einer starken Versetzungsverankerung. Langsame Diffusion und besonders starke Verankerung der Versetzungen an Korngrenzen kann die Haftfestigkeit von Grenzflächen verbessern und zu einer reduzierten Rissneigung führen. Außerdem ist Yttrium - ähnlich wie Magnesium - in der Lage, Schwefel abzubinden und hat somit einen positiven Effekt auf die Schweißbarkeit.
Bor dient der Korngrenzenkohäsion und hat einen sehr positi ven Einfluss auf die Kriechbeständigkeit. Allerdings zeigt sich, dass ein Erhöhen des Borgehalts auf über 0,015 Gew.-% (entspricht 150 ppm) zu massiven Erstarrungsrissen während des AM-Prozesses führt. Ein Borgehalt unter 0,005 Gew.-% (entspricht 50 ppm) hinterlässt indes zu schwache Korngren zen, sodass SAC bei der additiven schweißtechnischen Verar beitung bzw. anschließenden Wärmebehandlungen auftritt. Ein Borgehalt von 70 ppm ist besonders bevorzugt, da es ein vor teilhaft großes und stabiles Prozessfenster bzw. eine robuste Verarbeitung ermöglicht und dabei für eine ausreichende Korn grenzenkohäsion sorgt.
Zirkonium (Zirkon) wird gemeinhin die Neigung zugeschrieben, Erstarrungsrisse bzw. Heißrisse während des M -Prozesses, un ter anderem in IN738LC, hervorzurufen, weshalb dieses Element häufig stark reduziert, bereitgestellt wird, um die Herstell- barkeit zu verbessern. Es hat sich jedoch gezeigt, dass das Hinzulegieren von 200 ppm Zirkonium bei einem Borgehalt von 70 ppm einen positiven Einfluss auf die Herstellbarkeit hat, und das Prozessfenster vergrößert. Da es wie Bor zudem ein korngrenzenaktives Element ist, das die Korngrenzenkohäsion erhöht, wird ein Mindestgehalt von 50 ppm Zirkonium bevor zugt. Da nicht ausgeschlossen werden kann, dass ein erhöhter Zirkongehalt die Herstellbarkeit negativ beeinflusst, wird der maximale Zirkongehalt mit etwa 300 ppm bemessen.
Da Bor und Zirkonium ähnlich wirken, wird ebenfalls eine Summe dieser beiden Elemente auf einen Bereich zwischen 100 und 300 ppm begrenzt. Ein Unterschreiten dieser Summe führt dabei zu einer nicht ausreichenden Korngrenzenkohäsion und ein Überschreiten zur Gefahr der Heißrissbildung. Ein Zirko niumgehalt von 200 ppm bei 70 ppm Bor wird als vorteilhaft sowohl für die Korngrenzenkohäsion als auch die schweißtech nische Herstellbarkeit angesehen.
Schwefel (S) hat stark abträgliche Auswirkungen auf die Ei genschaften von Nickelbasislegierungen und muss deshalb min destens auf einen Gehalt von unter 0,002 %, oder weniger re duziert werden.
Hafnium wird häufig in gerichtet erstarrten Nickelbasislegie rungen eingesetzt, um die Querduktilität zwischen den Körnern zu erhöhen. In additiv gefertigten Nickelbasislegierungen hat sich jedoch gezeigt, dass ein Gehalt unter 3 % zu einer deut lichen Verbesserung der Erstarrungsrissbeständigkeit führen, und ebenfalls mechanische Eigenschaften verbessern kann. Je doch ist der optimale Gehalt schwierig einstellbar, da be reits geringe Abweichungen selbst innerhalb des gewählten In tervalls zu einer deutlichen Verschlechterung der Erstar rungsrissbeständigkeit führen können.
In einer Ausgestaltung der beschriebenen Legierung bzw. Le gierungszusammensetzung beträgt der Kohlenstoffgehalt etwa 0,05 Gew.-%, der Tantalgehalt ca. 9 Gew.-%, der Kobaltgehalt 19 Gew.-%, der Chromgehalt 14 Gew.-%, der Zirkoniumgehalt 0,02 Gew.-% bei einem Borgehalt von 0,007 Gew.-%.
In einer Ausgestaltung wird oder ist der Kobaltgehalt so ge wählt, dass keine unerwünschten Sekundärphasen, insbesondere keine h-Phase in der gewünschten finalen Legierungsform, wel che im endgültigen Bauteil vorliegt, entsteht.
In einer Ausgestaltung wird oder ist der Chromgehalt so ge wählt, dass sich eine stabile Chromoxidschicht (siehe oben) ausbildet.
In einer Ausgestaltung liegt die Legierung bzw. Legierungszu sammensetzung in Pulverform vor.
In einer Ausgestaltung wird das Pulver der Legierung durch Gasverdüsung oder Fluidverdüsung, vorzugsweise mit den weiter unten beschriebenen Parametern, hergestellt.
In einer Ausgestaltung umfasst die Legierungszusammensetzung 9 bis 10 Gew.-% Tantal und 17 bis 21 Gew.-% Kobalt. Diese Va riante (weniger Tantal) zeichnet sich durch eine verbesserte Produzier- oder Prozessierbarkeit und eine vorteilhaft gerin gere SAC-Neigung aus, die aus einem geringeren g'-Anteil re sultiert.
In einer alternativen Ausgestaltung umfasst die Legierungszu sammensetzung 10 bis 12 Gew.-% Tantal und 8 bis 10 Gew.-% Ko balt. Diese Variante (mehr Tantal) bildet hingegen einen höheren Anteil an g'-Phase und bedeutet daher eine höhere Hochtemperaturfestigkeit bei einer gleichzeitig, aber auch größeren SAC-Neigung.
In einer Ausgestaltung beträgt weiterhin ein Bestandteil der Summe von Bor und Zirkonium 0,01 bis 0,035 bzw. 0,045 Gew.-%.
In einer Ausgestaltung weist die Legierungszusammensetzung - im Gegensatz zu vergleichbaren und/oder konventionellen Le gierungen - eine reduzierte g'-Solvustemperatur auf.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft eine Verwendung der Legierung bzw. Legierungszusammensetzung in einem additiven Herstellungsverfahren, vorzugsweise laserba sierten und/oder pulverbett-basierten Verfahren, wie SLM, SLS und/oder EBM.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft ein Verfahren zur additiven Herstellung eines Bauteils, wobei ein Pulver aus der beschriebenen Legierung bzw. Legierungszusam mensetzung mittels eines Lasers oder Elektronenstrahls zumin dest teilweise (selektiv und/oder partiell) aufgeschmolzen wird, um das Bauteil schichtweise herzustellen.
In einer Ausgestaltung wird eine fertig (additiv) aufgebaute Struktur, insbesondere nach einem heißisostatischen Pressvor gang, einer Ausscheidungs-Wärmebehandlung, umfassend ein Lö sungsglühen, eine Abkühlung und eine thermische Auslagerung unterzogen, um eine Ausscheidungshärtung zu bewirken.
In einer Ausgestaltung umfasst das Lösungsglühen einen Wärme behandlungsschritt für einen Zeitraum zwischen 2 und 8 Stun den und in einem Temperaturintervall zwischen 1100 °C und 1300 °C.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft eine Zwischenlegierung, vorzugsweise eine direkt aus dem additiven Herstellungsprozess hervorgegangene Struktur aus verfestigtem Pulver, umfassend eine Legierungszusammensetzung, wie oben beschrieben, wobei die Zwischenlegierung frei oder nahezu frei von g'-Phasenausscheidungen ist. Diese Eigenschaft er laubt gerade die Schweißbarkeit aufgrund der vorliegend be schriebenen Wirkzusammenhänge in der Legierungsformulierung.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft ein Bauteil, welches aus der beschriebenen Legierung bzw. Legie rungszusammensetzung hergestellt ist, dessen Struktur weiter hin einen hohen Anteil einer Gammastrichphase oder Ausschei dungsphase umfasst und insbesondere eine erhöhte, g/g'- Git terfehlanpassung aufweist.
Ausgestaltungen, Merkmale und/oder Vorteile, die sich vorlie gend auf die Legierungszusammensetzung bzw. die entsprechende Superlegierung beziehen, können ferner die additive Verarbei tung bzw. Verwendung der Zusammensetzung direkt oder das ent sprechend hergestellte Bauteil betreffen, und umgekehrt.
Der hier verwendete Ausdruck „und/oder", wenn er in einer Reihe von zwei oder mehreren Elementen benutzt wird, bedeutet, dass jedes der aufgeführten Elemente alleine verwendet werden kann, oder es kann jede Kombination von zwei oder mehr der aufgeführten Elemente verwendet werden.
Weitere Einzelheiten der Erfindung werden nachfolgend anhand der Figuren beschrieben.
Figur 1 zeigt diagrammatisch die Abhängigkeit des Diffusions koeffizienten verschiedener Legierungselement-Bestandteile von der (inversen) Temperatur.
Figur 2 zeigt in einem vereinfachten Phasendiagramm, die Ver schiebung eines g/g'-Phasengebietes in Abhängigkeit vom Tan talgehalt einer Legierung und der Temperatur, parametrisiert durch den partiellen Kobaltgehalt (Gehalte in Gewichtspro zent). Figur 3 zeigt diagrammatisch die Abhängigkeit der sogenannten Vickershärte über dem Kobaltgehalt in Gewichtsprozent einer Legierung bei gegebenem Tantalgehalt.
Darstellungen in den Figuren sind zum Teil lediglich schema tisch oder beispielhaft und sollen komplexe technische Wirk zusammenhänge der vorliegenden Erfindung lediglich verdeutli chen, ohne Anspruch auf Vollständigkeit.
Figur 1 zeigt ein beispielhaftes Diagramm, welches die Abhän gigkeit eines Diffusionskoeffizienten D (logarithmisch) von Legierungselementen in Nickel über der logarithmischen inver sen Temperatur (unten) und der Temperatur in °C (oben) zeigt. Insbesondere wird so das Festkörper-Diffusionsverhalten von Rhenium, Wolfram, Molybdän, Kobalt, Tantal, Chrom, Titan und Aluminium in einer Nickelbasislegierung quantifiziert. Unter anderem ist zu erkennen, dass Tantal als g'-Bildner bei spielsweise in einem Temperaturbereich zwischen 1200 °C und 1300 °C aufgrund des kleineren Diffusionskoeffizienten im Vergleich zu Titan und Aluminium deutlich weniger diffun diert. Dieser Zusammenhang führt zu den vorteilhaften thermo mechanischen Eigenschaften der vorgestellten Legierungszusam mensetzung. Insbesondere kann durch die langsamere oder schwächere Diffusion ebenfalls die Ausscheidungskinetik der Gammastrichphase verlangsamt und die Rissneigung hinsichtlich SAC deutlich reduziert werden. Figur 1 kann ganz oder teil weise Ergebnisse von „Thermo-Calc"-Simulationen beschreiben.
Die Figur 2 zeigt in einem schematischen Phasendiagramm die Verschiebung des g/g'-Ausscheidungsphasengebietes abhängig von der Temperatur bzw. technische Synergie-Effekte der Ele mente Kobalt und Tantal in der vorgestellten Legierungszusam mensetzung .
Kobalt provoziert - bei gegebenem g'-Gehalt - die Reduktion der g'-Solvustemperatur. Eine niedrigere g'-Solvustemperatur führt zu einer langsameren g'-Ausscheidungskinetik und einer geringeren g'-Bildungstriebkraft. Dies verringert ebenfalls die Neigung zu SAC wie oben bereits beschrieben wurde. Ande rerseits ist es möglich, bei gegebener g'-Solvustemperatur den g'-Gehalt bei Einsatztemperaturen des entsprechenden Bau teils zu erhöhen. Kobalt verdrängt Tantal aus der g-Matrix in die g'-Phase, wodurch sich der g'-Gehalt steigern lässt. Zu dem führt es durch die Verdrängung zu einer erhöhten g/g'- Gitterfehlpassung, was zu einer Festigkeitssteigerung durch die g'-Phase führt. Zur Verdeutlichung des beschriebenen Ef fekts von Kobalt anhand von Figur 2, lässt sich insbesondere der Bereich zwischen 0 und 9 % Co betrachten (vgl. Doppel pfeil), da entsprechend zusammengesetzte Legierungen bei ei nem Maß von circa 11 % Tantal (vgl. vertikale Linie) etwa die gleiche Solvustemperatur haben. Bei 9 % Kobalt ist jedoch der g'-Anteil bei moderaten Temperaturen höher als bei einem Nullanteil von Kobalt (vgl. horizontale Linie). Die in Fig. 2 eingezeichneten Linien verdeutlichen also die Verlagerung des g/g '-Phasengebietes hin zu einem größeren g'-Anteil bei glei cher Solvustemperatur. Kobalt an sich reduziert also nicht notwendigerweise direkt die g'-Solvustemperatur, ermöglicht es aber, weniger Tantal zu verwenden, und somit den gleichen g'-Anteil bei geringerer Solvustemperatur zu erreichen. Das Erhöhen des Co-Anteils auf 15 % würde es beispielsweise er möglichen, Ta von 11 % auf 9 % abzusenken und dabei noch ei nen g'-Anteil von über 20 % einzustellen und die Solvustempe ratur ggf. abzusenken.
Figur 3 zeigt die Abhängigkeit der sogenannten Vickershärte H über dem Kobaltgehalt einer Legierung bei einem Tantalgehalt von 9 Gew.-%. Die Auswirkungen des beschriebenen Verdrän gungseffekts äußern sich in Form einer ansteigenden Härte mit steigendem Co-Gehalt der Legierung. Zusätzlich verändert sich die Morphologie der g'-Phase durch Erhöhen des Co-Gehalts von kugelförmig zu kubisch (vorliegend nicht explizit in den Fi guren gekennzeichnet). Dies indiziert, dass sich der Ta-Ge- halt in der g'-Phase mit steigendem Co-Gehalt erhöht, somit die Gitterfehlpassung ansteigt und deshalb die Umwandlung der Morphologie der g'-Phase von kugelförmig zu kubisch schneller abläuft. An den eigentlichen additiven Herstellungsprozess eines Bau teils aus der Legierung, wodurch eine Art (selektiv aufge schmolzene) Zwischenlegierung entsteht, schließen sich übli cherweise eine oder mehrere Wärmebehandlungen an, um ein ge eignetes Gefüge einzustellen. Der erste Schritt der Wärmebe handlungskette ist vorzugsweise ein HIP-Prozess, um prozess bedingte Porositäten zu schließen. Die gewählte Temperatur entspricht hier vorzugsweise einer Lösungsglühung, die ideal erweise über der g'-Solvus- und unter der Solidustemperatur durchgeführt wird, beispielsweise zwischen 1100 °C und 1300 °C. Da der HIP-Prozess üblicherweise nur ein langsames Abküh len zulässt, folgt vorzugsweise eine erneute Lösungsglühung im Vakuum oder unter Schutzgasatmosphäre für beispielsweise 2 bis 8 Stunden zwischen ebenfalls 1100 °C und 1300 °C mit ei ner anschließenden schnellen Abkühlung. Für eine optimale Kriechbeständigkeit folgt auf das Lösungsglühen ein einfaches oder mehrfaches Auslagern bei Temperaturen zwischen 700 °C bis 950 °C für beispielsweise 12 bis 48 Stunden.
Die Herstellung eines Pulvers der vorliegend beschriebenen Legierung bzw. Legierungszusammensetzung erfolgt vorzugsweise in einer Vakuuminertgasverdüsungsanlage. In dieser Anlage wird die Legierung in einem sogenannten VIM-Ofen erschmolzen und die flüssige Schmelze für 20 min bis 2 Stunden zur Homo genisierung gehalten. Die Schmelze wird in einen Gießtrichter geleitet, der zu einer Gasdüse führt, in der das erschmolzene Metall unter hohem Druck von 5 bis 100 bar mit Inertgas zu Metallpartikeln verdüst wird. Die Schmelze wird im Schmelz tiegel bei 5 bis 400 °C oberhalb des Schmelzpunktes erhitzt. Die Metallflussrate bei der Verdüsung beträgt 0,5 bis 80 kg/min und die Gasflussrate 2 bis 150 m3/min. Durch die schnelle Abkühlung erstarren die Metallpartikel in Kugelform (sphärische Teilchen). Das bei der Verdüsung verwendete Inertgas kann bedarfsweise 0,01 bis 100 % Stickstoff enthal ten. In einem Zyklon wird dann die Gasphase vom Pulver ge trennt und anschließend das Pulver verpackt. Dabei haben die Partikel eine Größe (Durchmesser) von 5 mpi bis 250 pm, Gaseinschlüsse von 0,0 bis 4 % der Porenfläche (Poren kleiner als 1 mpi) im Verhältnis zur Gesamtfläche aus gewerteter Objekte, eine Schüttdichte von 2 bis zur Dichte der Legierung von ca. 8.5 g/cm3 und sind unter einer Schutz gasatmosphäre mit Argon luftdicht verpackt.
Der Spreizungsbereich für die Partikelgröße des Pulvers liegt zwischen 5 und 250 pm, wobei bevorzugte Bereiche zwischen 5 und 150 pm, bzw. zwischen 10 und 150 pm liegen. Die bevorzug ten Bereiche werden durch Abtrennen von zu feinen und zu gro ben Teilchen mittels Sieb- und Sicht-Prozess durchgeführt. Diese Prozesse werden unter Schutzgasatmosphäre durchgeführt und können einmalig oder mehrmals durchgeführt werden. Das Inertgas bei der Pulverherstellung kann wahlweise Argon bzw. ein Gemisch aus Argon mit 0,01 bis unterhalb von 100 % Stick stoff sein. Alternativ kann das Inertgas wahlweise Helium sein. Das Inertgas soll bevorzugt eine Reinheit von mindes tens 99,996 Vol.% haben. Insbesondere soll der Stickstoffgeh- alt 0 bis 10 ppmv, der Sauerstoffgehalt von 0 bis 4 ppmv und der H20-Gehalt weniger als 5 ppmv betragen.
Bei dem auf additivem Wege aus einem solchen Legierungspulver hergestellten Bauteil kann es sich um ein Bauteil einer Strö mungsmaschine, beispielsweise um ein Bauteil für den Heißgas pfad einer Gasturbine, handeln. Insbesondere kann das Bauteil eine Lauf- oder Leitschaufel, ein Ringsegment, ein Brenner teil oder eine Brennerspitze, eine Zarge, eine Schirmung, ein Hitzeschild, eine Düse, eine Dichtung, einen Filter, eine Mündung oder Lanze, einen Resonator, einen Stempel oder einen Wirbler bezeichnen, oder einen entsprechenden Übergang, Ein satz, oder ein entsprechendes Nachrüstteil.

Claims

Patentansprüche
1. Nickelbasis-Legierungszusammensetzung, umfassend Nickel als Hauptbestandteil und die weiteren Bestandteile in Gew.-%: 0,04 bis 0,10 % Kohlenstoff, vorzugsweise 0,04 bis 0,07 %
Kohlenstoff,
8 bis 13 % Tantal,
12 bis 20 % Chrom,
3 bis 25 % Kobalt, weniger als 0,03 % Mangan, weniger als 0,06 % Silizium,
0 bis 6 % Molybdän, weniger als 5,0 % Eisen, vorzugsweise weniger als 0,7 % Ei- sen,
2 bis 4 % Aluminium, weniger als 0,01 % Magnesium, weniger als 0,02 % Vanadium,
0 bis 6 % Wolfram, weniger als 1 % Titan, weniger als 0,03 % Yttrium,
0,005 bis 0,015 % Bor, weniger als 0,003 % Schwefel,
0,005 bis 0,04 % Zirkonium und weniger als 3 % Hafnium, wobei weiterhin die
- Summe von Molybdän und Wolfram 4 bis 10 %,
- das Verhältnis von Tantal zu der Summe von Aluminium, Niob und Titan 1,6 bis 6,5,
- die Summe von Mangan und Silizium weniger als 0,07 %, und
- das Verhältnis von Chrom zu Aluminium 3 bis 10 beträgt.
2. Legierungszusammensetzung nach Anspruch 1, welche in Gew.-
%:
0,04 bis 0,070 % Kohlenstoff,
9 bis 12 % Tantal,
14 bis 16 % Chrom,
8 bis 21 % Kobalt, weniger als 0,01 % Mangan, nahezu kein % Silizium
2 bis 3 % Molybdän weniger als 0,7 % Eisen,
3 bis 3,5 % Aluminium ca. 0,001 % Magnesium nahezu kein Vanadium, 2 bis 3 % Wolfram nahezu kein Titan 0 bis 0,01 % Yttrium
0,005 bis 0,01 % Bor kein oder nahezu kein Schwefel
0,015 bis 0,025 % Zirkonium und weniger als 3 % Hafnium umfasst.
3. Legierungszusammensetzung nach Anspruch 1 oder 2, welche - bis auf unvermeidbare Verunreinigungen aus diesen Bestandtei len besteht.
4. Legierungszusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Kobalt-Gehalt so gewählt ist, dass keine unerwünschten Sekundärphasen, insbesondere keine h-Phase, entstehen.
5. Legierungszusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der Chrom-Gehalt so gewählt ist, dass sich eine stabile Chromoxidschicht ausbildet.
6. Legierungszusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, welche in Gew.-%: 9 bis 10 % Tantal und 17 bis 21 % Kobalt umfasst.
7. Legierungszusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, welche in Gew.-%: 10 bis 12 % Tantal und 8 bis 10 % Kobalt umfasst.
8. Legierungszusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei weiterhin ein Bestandteil der Summe von Bor und Zirkonium 0,01 bis 0,045 Gew.-% beträgt.
9. Legierungszusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, welche in Pulverform vorliegt.
10. Legierungszusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, welche - im Gegensatz zu vergleichbaren und/oder konventionellen Legierungen - eine reduzierte g'-Solvustempe- ratur aufweist.
11. Verwendung einer Legierungszusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche in einem additiven Herstellungsver fahren, insbesondere Pulverbettverfahren.
12. Verfahren zur additiven Herstellung eines Bauteils, wobei ein Pulver aus der Legierungszusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche mittels eines Lasers oder Elektro nenstrahls zumindest teilweise aufgeschmolzen wird, um das Bauteil schichtweise herzustellen.
13. Verfahren gemäß Anspruch 12, wobei eine fertig aufgebaute Struktur, insbesondere nach einem heißisostatischen Pressvor gang, einer Ausscheidungs-Wärmebehandlung, umfassend ein Lö sungsglühen, eine Abkühlung und eine thermische Auslagerung, unterzogen wird, um eine Ausscheidungs-Härtung zu bewirken.
14. Verfahren gemäß Anspruch 13, wobei das Lösungsglühen ei nen Wärmebehandlungsschritt für einen Zeitraum zwischen 2 und 8 Stunden und zwischen 1100 °C und 1300 °C umfasst.
15. Zwischenlegierung gemäß Anspruch 12, umfassend eine Le gierungszusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, wobei die Zwischenlegierung frei von g/g'- Phasenausscheidun gen ist.
16. Bauteil hergestellt aus einer Nickelbasis-Superlegierung der Legierungszusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dessen Struktur einen hohen g'-Anteil umfasst, insbeson dere mit einer erhöhten g/g'-Gitterfehlpassung.
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