DE2545100A1

DE2545100A1 - Kobaltbasische legierung

Info

Publication number: DE2545100A1
Application number: DE19752545100
Authority: DE
Inventors: Michael J Woulds
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1974-10-21
Filing date: 1975-10-08
Publication date: 1976-04-22
Also published as: JPS5164417A; FR2288791B3; FR2288791A1; GB1526832A; US3960552A

Description

Patentanwälte Dipl.-Ing. E¥eickmann, /.OhO IUU

Dipl.-Ing. H.Weickmann, D1PL.-PHYS· Dr. K. Fincke Dipl.-Ing. R A."Weιckmann, Dipl.-Chem. B. Huber

8 MÜNCHEN 86, DEN

H/KR/ZB POSTFACH 860 820

' ' MÖHLSTRASSE 22, RUFNUMMER 98 39 21/22

Michael J. Woulds, 1200 East Ocean Boulevard, Long Beach,

California 90802, V.St.A.

Kobaltbasische Legierung

Die Erfindung betrifft kobaltbasische Gußlegierungen und insbesondere kobaltbasische Legierungen, die für den Hochtemperaturbetrieb bei korrodierenden Bedingungen sehr gut geeignet sind.

Es sind schon kobaltbasische Legierungen mit verschiedenen Legierungselementen entwickelt worden, um bei hohen Temperaturen und in der Umgebung von korrodierenden Gasen eine verlängerte Lebensdauer zu erzielen. Diese Entwicklung ist in erster Linie darauf gerichtet gewesen, eine geeignete Metallurgie für Gasturbinenmotoren und insbesondere für Turbinenständerflügel bzw. -rippen, die mit den heissen Verbrennungsgasen in Berührung kommen, zu schaffen. Das allgemeine Ziel für solche Anwendungszwecke besteht darin, ein Metall mit einer verlängerten Gebrauchsdauer unter verlän-

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gerten Beanspruchungen, cyclisierenden Beanspruchungen und korrodierenden Angriffen, wie sie bei Gasturbinen auftreten, zur Verfügung zu stellen. Für solche Anwendungszwecke sollte das Metall eine genügende Anfangsduktilität besitzen, um einem Erhärten oder Verspröden zu widerstehen, das häufig seine Verwendung bei diesen Betriebsbedingungen begleitet. Weiterhin sollte das Metall eine hohe Zugfestigkeit und Kriechbeständigkeit durch einen weiten Temperaturbereich der erwarteten Anwendungszwecke, z. B. von etwa 538°C bis zur Verbrennungstemperatur der Gase, beispielsweise bis zu etwa 1093°C haben. Es ist auch eine Widerstandsfähigkeit gegenüber korrodierenden Mitteln, z. B. Sulfiden und Chloriden, wie sie in den Gasen enthalten sind, erwünscht..

Kobaltbasische Legierungen und insbesondere carbidverfestigte, kobaltbasische Legierungen sind für diese Verwendung entwickelt worden und sie haben auch eine ausgezeichnete Gebrauchslebensdauer gezeigt. Im allgemeinen enthalten diese Legierungen eine Matrix, die hauptsächlich aus Kobalt mit Chrom, Wolfram und Nickel als matrixlegierende Elemente und mit den Carbiden von Tantal, Zirkon und Titan gebildet worden ist. Typische solche Legierungen sind z. B. in der US-PS 3 432 294 beschrieben.

Zirkon ist für solche Legierungen nicht vollständig geeignet, da es sich sowohl mit dem Schmelztiegel als auch den keramischen Formmaterialien umsetzt, die beim Gießen der Maschinenelemente verwendet werden, was häufig zum Ausschuß der Formkörper führt. Diese Erscheinung wird von M. J. Woulds in A.S.M. Metals Engineering Quarterly, Band 9, Nr. 2, Seiten 24 - 45, Mai 1969, "Casting Cobalt-Base Superalloys»

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beschrieben. Die Formreaktivität ist besonders bei Gußkörpern mit großer Querschnittsdicke akut, wo das sich in Kontakt mit der Formhülle befindliche Metall über längere Zeiträume heiß hält, wodurch das Fortschreiten einer Metall-Formreaktion ermöglicht wird. Daher ist es anzustreben, eine zirkonfreie kobaltbasische Legierung zur Verfügung zu stellen.

Gemäß der Erfindung wird nun Zirkon als Legierungselement in einer carbidgehärteten kobaltbasischen Gußlegierung ausgeschaltet. Die Entfernung des Zirkons aus der vorgenannten kobaltbasischen, carbidverfestigten Legierung führt zu einer nicht vermeidbaren Verringerung der Hochtemperaturfestigkeit und Duktilität der Legierung, was bei manchen Anwendungszwecken störend sein kann.

Es wurde weiterhin gefunden, daß eine ausgezeichnete kobaltbasische, carbidverfestigte und zirkonfreie Legierung erhalten werden kann, wenn man dem Metall eine geringere Menge von Aluminium als Legierungselement zufügt. Es wurde gefunden, daß die Einarbeitung einer geringeren Aluminiummenge, z. B. 0,25 bis 3»00 %_t der kobaltbasischen Legierung eine ausgezeichnete Hochtemperatur-Gebrauchslebensdauer verleiht. Die Legierung besteht daher, ausgedrückt als Gewichtsprozent, aus im wesentlichen 24 bis 27 % Chrom, 9 bis 11 % Nickel, 6 bis 8 % Wolfram, 2,5 bis 4,5 % Tantal, 0,2 bis 0,6 % Titan, 0,5 bis 0,7 % Kohlenstoff, 0,25 bis 3,00 % Aluminium und zum Rest aus Kobalt. Es sind auch geringfügigere Mengen von Elementen vorhanden, die normalerweise die Rohmaterialien begleiten, welche zur Herstellung der Legierung verwendet werden. Bei diesen erschmelzungsbedingten Verunreinigungen handelt es sich um Silicium, Mangan, Phosphor, Eisen, Schwefel und Bor, wobei die Gesamtsumme dieser geringfügigeren Elemente nicht über etwa 2 % hinausgeht.

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Das Aluminium liegt in der vorgenannten Menge ausreichend vor, daß der Legierung eine verbesserte Festigkeitseigenschaft verliehen wird. Diese Legierung ist von legierenden Mengen von Zirkon frei und sie zeigt daher ausgezeichnete Gußeigenschaften.

Der Mechanismus, durch den das Aluminium in der Legierung wirkt, ist derzeit noch nicht vollständig aufgeklärt, da Aluminium kein carbidbildendes Element ist und da daher nicht erwartet werden kann, daß es als Ersatz oder Äquivalent für das Zirkon wirkt. Das Aluminium ist in der Matrix gefunden worden und es wurde in keiner der primären Carbide festgestellt. Ungeachtet des Mechanismus, nach dem das Aluminium in der Grundlegierung wirkt, wurde doch festgestellt, daß eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit und -duktilität durch seine Verwendung in den oben genannten Mengen erhalten werden kann.

Die Erfindung wird anhand der beigefügten Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 eine Mikrophotographie einer Oberflächenzone einer zirkonhaltigen, kobaltbasischen Legierung;

Fig. 2 eine Mikrophotographie der Oberfläche einer Legierung, die von Zirkon und Aluminium frei ist;

FIg . 3 bis 6 Mikrophotographien von Legierungen, die von Zirkon frei sind und die fortschreitend größere Aluminiummengen enthalten; und

Fig. 7 Larson-Miller-Kurven für die erfindungsgemäßen Legierungen und für eine Legierung nach dem Stand der Technik, die Zirkon enthält.

Die Legierungszusammensetzung ist eine carbidverfestigte,

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kobaltbasische Legierung. Die Hauptlegierungsbestandteile, die in der Matrix der Legierung vorhanden sind, sind: Chrom in einer Menge von 20 bis 27 %, Nickel in einer Menge von 9 bis 11 % und Wolfram in einer Menge von 6 bis 8 %. Das Chrom verleiht der Legierung eine Heißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit und es zeigt seinen Maximaleffekt bei optimalen Konzentrationen von etwa 24,5 bis etwa 25,5 %_t was einen bevorzugten Konzentrationsbereich für dieses Element darstellt. Das Nickel wirkt als Stabilisierungsmittel für die Matrix und es erhöht die Duktilität und Festigkeit der Legierung. Das Wolfram ist ein Matrixverfestiger und es wirkt zusammen mit dem Kobalt und dem Chrom als Quelle für sekundäre Carbide, die dem Metall eine Hochtemperatur-Langzeit-Spannungsbeständigkeit verleihen.

Die Legierung ist carbLdverfestigt und sie enthält eine ausreichende Kohlenstoffmenge, um die gewünschte Carbidkonzentration zu erzielen. Dieser verleiht der geschmolzenen Legierung eine Fließfähigkeit, wodurch die Gießbarkeit erhöht wird. Die Kohlenstoffmenge, die für diesen Zweck angewendet wird, beträgt vorzugsweise 0,5 bis 0,7 %. Tantal und Titan bilden primäre Carbide mit der empirischen Formel MC, wobei M Tantal oder Titan bedeutet, die in dem Carbid vorhanden sind. Typischerweise enthält die Legierung 2,5 bis 4,5 % Tantal und 0,2 bis 0,6 % Titan, wobei die Summe der Prozentmengen von Tantal und Titan 2,75 oder größer ist und wobei das Gewichtsverhältnis von Tantal zu Titan gleich 4 oder größer ist. Diese Carbide sind als diskrete Teilchen innerhalb der Matrix vorhanden und sie sind in den Mikrophotographien der Legierungen ausgeprägt sichtbar. Der Kohlenstoff sollte im Überschuß über die stöchiometrische Menge vorhanden sein, welche erforderlich

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ist, um die primären Tantal- und Titancarbide zu bilden und genügend sekundäre Carbide, wie sie nachstehend beschrieben v/erden, zu bilden, um der Legierung die gewünschte Hochtemperaturfestigkeit zu verleihen. Im allgemeinen umfaßt dies nicht weniger als 1 Atomprozent überschüssiger Kohlenstoff.

Die Elemente Chrom, Kobalt und Wolfram setzen sich mit diesem Kohlenstoffüberschuß unter Bildung sowohl von primären als auch von sekundären Carbiden um, die die Hochtemperatur-Betriebslebensdauer der Gußkörper bei Spannungsbedingungen verlängern. Die primären Carbide, die die empirische Formel MAC,, wobei M¹ gemischtes Kobalt, Chrom und Wolfram mit geringeren Spurenmengen von anderen Elementen bedeutet, finden sich im gegossenen Zustand der aluminiumhaltigen Legierung und sie sind in den Mikrophotographien der Legierung klar sichtbar. Es wird angenommen, daß die Zugabe von Aluminium zu der Legierung die Atomstruktur der Legierungsmatrix verändert, so daß die stabilste Carbidphase in der Legierung im Gußzustand die M^C,-Phase ist. Die sekundären MJUCg-Carbide, wobei M" gemischtes Kobalt, Chrom und Wolfram mit geringfügigeren Spurenmengen von anderen Elementen bedeuten und unterschiedliche elementare Verhältnismengen als im M'-Gemisch darstellt, wirken durch einen Diffusionsmechanismus, indem sie in lokalisierten Gegenden der Hochspannungskonzentrationen während des Hochtemperaturgebrauchs des Metalls ausfällen, wodurch sie der Metallstruktur eine Spannungsminderung verleihen und ein vorzeitiges Kriechversagen verhindern. Das Titan, Chrom und Aluminium dienen auch dazu, auf den Legierungsprodukten einen selbstheilenden Oxidüberzug herzustellen.

Wenn die oben genannte kobaltbasische Legierung von Zirkon

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als Legierungselement frei hergestellt wird, dann hat sich gezeigt, daß ihre Hochtemperaturfestigkeit und Gebrauchslebensdauer durch die Abwesenheit von Zirkon, das ein Legierungselement nach dem Stand der Technik ist, verschlechtert wird. Das Zirkon ist nämlich nicht vollständig inert und es setzt sich mit dem keramischen Tiegel und den Formmaterialien während des Gießens der Metallteile um. Die bevorzugte Legierungszusammensetzung gemäß der Legierung ist von irgendwelchen legierenden Mengen von Zirkon frei und sie enthält 0,25 bis etwa 3,00 % Aluminium. Es wurde festgestellt, daß hierdurch ausgezeichnete Gießeigenschaften gezeigt werden, während trotzdem eine ausgezeichnete Hochtemperaturgebrauchslebensdauer und -festigkeit erhalten wird. Das Aluminium liegt vorzugsweise in einer Menge von 0,30 bis etwa 1,5 Gew.-!#, am meisten bevorzugt in einer Menge von 0,35 bis etwa 0,75 Gew.-% vor.

Die Fig. 1 zeigt das Ausmaß der Reaktivität einer zirkonhaltigen Legierung gegenüber der Form an, die beim Gießen verwendet wird. Die Legierung enthielt 0,5 Gew.-% Zirkon. Die gezeigte Zone lag in einer Mittelstange mit einem Durchmesser von 2,54 cm vor, die während des Gießens gebildet wurde. Die Metalloberfläche wurde mit einer elektrolytischen 5 Gew.-%-lgen Phosphorsäure angeätzt und die Mikrophotographie wurde mit einer 250-fachen Vergrößerung aufgenommen. Auf diese Weise wurden alle hier angegebenen Mikrophotographien hergestellt.

Die Mikrophotographie zeigt eine ausgedehnte innere Carbidoxidation, was zu schwarzen Stellen führt, wodurch die Populationsdichte an der Metalloberfläche erhöht wird. Der Grad dieser Oxidation der Carbide steigt mit dem Zirkongehalt und mit erhöhtem Aussetzen der Legierung an erhöhte

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Temperaturen der Formmaterialien an, d. h. der Grad des Angriffs nimmt zu, wenn die Größe und Dicke der gegossenen Legierung zunimmt und/oder wenn der Zirkongehalt ansteigt.

Die Fig. 2 ist eine Mikrophotographie einer Oberflächenzone einer kobaltbasischen, zirkonfreien Legierung gemäß der Erfindung. Die verwendete Legierung enthielt 0,45 Gew.-96 Aluminium. Auch diese Zone wurde von einer Mittelstange mit einem Durchmesser von 2,54 cm genommen und wie hinsichtlich der Fig. 1 beschrieben behandelt. Im Gegensatz zu der Legierung gemäß Fig. 1 ist die erfindungsgemäße Legierung von jeglicher Carbidoxidation frei und sie hat eine Grenzfläche, die von schwarz aussehenden Oxiden frei ist. Es wird auch ersichtlich, daß die Legierung eine sehr ausgeprägte Schriftmorphologie von primären Carbiden hat, was ausführlicher im Zusammenhang mit den Fig. 3 bis 6 erläutert werden soll.

Die Legierung kann auch die verschiedenen Verunreinigungselemente in erschmelzungsbedingten oder spurenweisen Mengen wie Silicium, Mangan, Phosphor, Eisen, Schwefel und Bor in einer Menge von bis zu etwa 2 % enthalten. Von diesen ist Eisen die Hauptverunreinigung, das häufig in einer Menge von bis zu etwa 1,5 % vorhanden sein kann. Mangan und Silicium können jeweils in einer Menge von bis zu etwa 0,2 % und das Bor kann in einer Menge von bis zu etwa 0,05 % vorhanden sein.

Die Vorlegierung sollte anfänglich bei Bedingungen hergestellt werden, die eine im wesentlichen vollständige Entfernung von gelösten und kombinierten Formen von Sauerstoff gewährleisten. Dies kann in herkömmlicher Weise durch ein Induktionsschmelzen der Legierungselemente und Kombinierung dieser Elemente unter einem Vakuum, z. B. von unteratmosphärischen Drücken von etwa 10 M oder niedriger und Aufrecht-

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erhaltung der Legierungsbestandteile unter diesem Vakuumdruck über einen genügenden Zeitraum, daß die Sauerstoffentfernung daraus vervollständig wird, bewerkstelligt werden. Die Legierung kann auch dadurch hergestellt werden, daß zuvor gegossenes Material, zum Beispiel Schrottgußteile, Stege, Gußzapfen etc. geschmolzen wird, wobei entweder 100 % solcher Materialien verwendet werden oder wobei diese Schrottmaterialien und frisches Metall vermengt werden, um die gewünschten chemischen Verhältnisse zu erhalten. Da der Kohlenstoff bei der Schmelztemperatur der Legierung gegenüber Sauerstoff reaktiv ist, kann der Kohlenstoff als Sauerstoffabfänger verwendet und anfänglich in Mengen geringfügig im Überschuß über die oben genannte Konzentration zugesetzt werden, wobei die überschüssige Menge dieser Konzentration ausreichend ist, um sich mit dem Sauerstoff umzusetzen, der in den Legierungsbestandteilen vorhanden ist, wodurch sowohl der Kohlenstoff- als auch der Sauerstoffgehalt auf einen annehmbaren Wert vermindert wird. Diese Verwendung von Kohlenstoff als Entoxidationsmittel, wobei das Reaktionsprodukt ein Gas ist und auf diese Weise leicht durch das Vakuumsystem entfernt wird, gewährleistet einen minimalen Verlust der reaktiven Elemente, z. B. von Aluminium und Titan, wenn diese in die Schmelze gegeben werden. Der richtige Kohlenstoffgehalt kann erhalten werden, indem man eine Probe der Schmelze abnimmt, diese auf Kohlenstoff untersucht und sodann die Bestandteile der Schmelze einstellt, indem man z. B. die erforderliche Kohlenstoff menge zusetzt, um den gewünschten Kohlenstoffgehalt zu erhalten. Die auf diese Weise hergestellte Vorlegierung kann sodann zum Gießen wieder aufgeschmolzen werden und eine solche WiederaufSchmelzoperation sollte ebenfalls in einem Vakuum vorgenommen werden, welches mit demjenigen vergleichbar ist, das zum Schmelzen der Vorlegierung angewendet worden ist, um eine Oxidation zu verhindern. Andere Methoden könnten ebenfalls zum Schmelzen

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der Vorlegierung und zum Wiederaufschmelzen verwendet werden, z. B. die Abdeckung mit einem Inertgas oder durch Luft durch kontrollierte Schmelzzugaben.

Die Erfindung wird anhand der Beispiele näher erläutert. Beispiel

Es wird eine Vorlegierung hergestellt, aus der vier getrennte Wiedereinschmelzungen hergestellt werden. Aluminium wird in Teilzugabemengen zu drei der Wiedereinschmelzungen in Konzentrationen von 0,1, 0,2 und 0,5 Gew.-% zugesetzt. Die Wiedereinschmelzungen werden in eine Keramikform mit einer Anzahl von Standardteststangenkonfigurationen gegossen. Die Teststangen werden untersucht, zur Bestimmung der inneren Gesundheit geröntgt und einem mechanischen Testen unterworfen.

In der folgenden Tabelle sind die Zusammensetzungen der Vorlegierungen und der WiederaufSchmelzungen zusammengestellt.

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Tabelle 1

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	Vorlegie rung	WiederaufSchmelzung Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3	0,62	0,61	Nr. 4
Kohlenstoff	0,59	0,58	0,03	0,03	0,54
Mangan	0,03	0,03	0,06	0,07	0,03
Silicium	0,06	0,05	^O, 001	^0,001	0,06
Phosphor	0,001	Ό,001	0,003	0,002	^0,002
Schwefel	0,005	0,003	23,07	23,72	0,003
Chrom	23,00	23,34	10,02	10,08	23,69
Nickel	9,80	9,95	0,15	0,17	9,88
Eisen	0,25	0,16	7,00	7,18	0,23
Wolfram	7,10	7,09	0,21	0,22	7,10
Titan	0,29	0,23	^-0,02	^0,03	0,23
Zirkon	/0,01	<0,02	'0,001	'0,002	<0,02
Bor	< 0,001	* 0,001	3,81	3,51	-c 0,001
Tantal	4,00	3,72	0,10	0,27	3,48
Aluminium	0,03	0,02	Rest	Rest	0,45 '
Kobalt	Rest	Rest	Rest

Die wiederaufgeschmolzenen Legierungen werden zu Bündel von Standard-ASTM-Teststangen mit einem Durchmesser von 0,64 cm gegossen und einer standardisierten Festigkeitstestung unterworfen. Von den Teststangen, die einem Testen bei 816°C unterworfen worden waren, wurden Zonen herausgenommen und mit 5 Gew.-%-iger elektrolytischer Phosphorsäure oberflächengeätzt und mit einer 250-fachen Vergrößerung wurden Mikrophotographien der Legierungsoberflächen hergestellt. In den Fig. 3 bis 6 sind die entsprechenden Mikrophotographien der WiederaufSchmelzungen 1, 2, 3 und 4 dargestellt.

Die Fig. 3 zeigt eine Mikrophotographie der Legierungswiederauf Schmelzung Nr. 1, die von Aluminium und Zirkon frei ist.

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Die Photographie zeigt die primären MC-Carbide als längliche dunkle Linien, die primären und eutektisehen Mi,Cg-Carbide als ringumschlossene Stellen und die sekundären MiUCg-Carbide als schattierte graue Flächen, die die primären Carbide umgeben.

In der Fig. 4 ist die MC-Carbidschriftmorphologie stärker bei den primären und eutektischen MiC,-Carbiden ausgeprägt, die als helle Ätzstellen auftreten, welche von den MjJ,Cg-Carbiden als graue Ätzstellen umgeben sind.

Die Fig. 5 ist der Fig. 4 ähnlich, mit der Ausnahme, daß die Schriftmorphologie der MC-Carbide ausgeprägter ist.

Die Fig. 6 zeigt die weitergehende Zunahme der Schriftmorphologie der MC-Carbide bei steigendem Aluminiumgehalt, was zu einem zellförmigen Aussehen führte. Sie zeigt auch die Ausrichtung der länglichen Carbidphasen in Richtung des Wärmeübergangs innerhalb der Metallegierung.

Die Ergebnisse der mechanischen Untersuchung der vier Wiederaufschmelzungsmuster werden in den folgenden Tabellen zusammen mit einem Vergleich gegenüber einer Legierung gemäß der US-PS 3 432 294 dargestellt:

Tabelle 2
I. Raumtemperatur-Zugfestigkeit (Werte in kg/cm )

Wiederaufschmelzung Probe ge-

1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 %%%%% ₄₅₂

Zugfestigkeit 8506 7949 8295 7803 7494

0 2.% Streck—

'festigkeit 5314 5125 5026 4844 5976

Dehnung, % 7,0 7,0 6,0 5,0 3,5

Flächenverminderung, % 4,0 4,8 4,1 4,8 5,0

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	3_	18,7	31,2, . 35,2	4	Nr. 1	WiederaufSchmelzung Nr. 2 Nr. 3	64,9	kß/cm^	Probe gemäß der US-PS 3 432 294
	1093⁰C/633	10,1	1,5, 4,5	III. Spannungsbruch bei 982⁰C/1230 kg/cm²	14,2	12,0	16,0	Nr. 4	35,0
Tabelle	WiederaufSchmelzung Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3	16,0	3,1		13,0	14,0		31,5	9,0
II. Spannungsbruch bei	14,2	Tabelle	Lebensdauer (Stunden)	5,1	12,0
	8,9	Dehnung, %	6,2
Lebensdauer (Stunden)	16,9
Dehnung, %			Probe gemäß * der US-PS 3 432 294
Flächenvermin derung, %	Nr. 4	30,0
	39,1	13,0
4,0

Tabelle IV. Kriechbruch bei 816°C/246O kg/cm²

Wiederaufschmelzung

Lebensdauer (Stunden) Kriechen (%) Dehnung, %

Flächenverminderung, %

Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr.

112,8 165,3 90,6 ⁺200,0+

11,9 10,75 11,38 ⁺6,5

12,1 11,3 12,1

15,3 17,7

23,9

+Der Test wurde bei 200 Stunden unterbrochen.

Probe gemäß der US-PS 3 432

170,0

12,0 15,0

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Die Ergebnisse dieses Tests zeigen, daß die Abwesenheit von Zirkonium in der Vorlegierung beispielsweise in der Wiederauf Schmelzung Nr. 1 ein Produkt ergab, das bei erhöhten Temperaturen gegenüber einer Probe gemäß dem Stand der Technik eine im allgemeinen verminderte Gebrauchslebensdauer hatte. Die Zugabe von Teilmengen von Aluminium zu den Wiederaufschmelzungen führte jedoch zu signifikanten Verbesserungen der Gebrauchslebensdauer der Wiederaufschmelzungslegierungen bei erhöhten Temperaturen. Es wird ersichtlich, daß allgemein gesprochen die Zugabe von Aluminium die Hochtemperatureigenschaften der Legierung, die aufgrund der Entfernung des Zirkons verlorengegangen sind, im wesentlichen wieder herstellt. Diese Wiederherstellung ergibt in den meisten Fällen Eigenschaften, die mit denen der bekannten Legierungen vergleichbar sind und die in manchen Fällen sogar diese übertreffen. Eine besonders erhebliche Verbesserung liegt bei den Werten der Raumtemperaturdehnung vor, die doppelt so hoch sind wie bei der Legierung nach dem Stand der Technik. Dies ist besonders beim cyclischen Betrieb der Gußteile aus dieser Legierung vorteilhaft, wo ein gewisser Zähigkeitsgrad, wie er sich durch die Raumtemperaturduktilität ausdrückt, erforderlich ist. Die Teilmengenzugabe von Aluminium zu den Wiederaufschmelzungen ergibt, wie die aufgeführten Werte zeigen, eine fortschreitende Erhöhung der Gebrauchslebensdauer der Legierung bei erhöhten Temperaturen.

Der Effekt des Aluminiums auf die Hochtemperatur-Gebrauchslebensdauer und die Festigkeit der kobaltbasischen, zirkonfreien Legierung wird durch die Larson-Miller-Kurven in Fig. 7 gezeigt. Diese Kurven sind logarithmische Auftragungen der Spannungswerte gegen die Larson-Miller-Parameter bei der jeweiligen Legierung. Dieser Parameter spiegelt die Spannungsfähigkeiten der Legierungen bei verschiedenen Tempe-

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raturen wieder. In Fig. 7 ist die Larson-Miller-Kurve für eine bekannte zirkonhaltige, kobalfbasische Legierung durch die Linie 10 gezeigt. Die Larson-Miller-Kurve für die Wiederauf Schmelzung Nr. 1, die von Zirkonium und Aluminium frei ist, ist durch die Linie 12 gezeigt. Diese Linie zeigt, daß die Eigenschaften der Legierung durch die Entfernung von Zirkon verschlechtert werden. Die Zugabe von Aluminium zu den Wiederaufschmelzungen 2 bis 4 erhöhte jedoch fortschreitend die Hochtemperaturfestigkeiten der Legierungen. Dies ergibt sich aus der Larson-Miller-Kurve, Linie 11 für die Wiederaufschmelzung 4, die oberhalb der Linie 10 liegt, was auf bessere Eigenschaften der Wiederaufschmelzung 4 wie die bekannte Legierung hinweist.

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Claims

Patentansprüche

1. Kobaltbasische Legierung, die von Zirkon als Legierungselement frei ist, dadurch gekennzeichnet, daß sie im wesentlichen aus 20 bis 27 % Chrom, 9 bis 11 % Nickel, 6 bis 8 % Wolfram, 2,5 bis 4,5 % Tantal, 0,2 bis 0,6 % Titan, 0,5 bis 0,7 % Kohlenstoff, 0,25 bis 3,0 % Aluminium und zum Rest aus Kobalt besteht, wobei das Aluminium in einer genügenden Menge vorhanden ist, um der Legierung verbesserte Festigkeitseigenschaften zu verleihen.

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung eine Matrix hat, die hauptsächlich aus Kobalt, Chrom, Nickel und Wolfram gebildet ist.

3. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoff primäre Carbide der MC-Struktur bildet, wobei M hauptsächlich Tantal und Titan bedeutet und im Überschuß über die Menge der Carbide vorhanden ist.

4. Legierung nach Anspruch 3» dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoff auch primäre Carbide bildet, welche eine MAC γ-Struktur haben, worin M¹ hauptsächlich Chrom, Kobalt und Wolfram bedeutet.

5. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoff auch in einer Carbidphase der MA^C,--Struktur vorhanden ist, worin M¹ hauptsächlich Chrom, Kobalt und Wolfram bedeutet.

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6. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß' das Chrom in einer Konzentration von etwa 24,5 Ms 25,5 % vorhanden ist.

7. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Aluminium in einer Konzentration von etwa 0,3 Ms 1,5 Gew.-96 vorhanden ist.

8. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Aluminium in einer Konzentration in einer Menge von 0,35 Ms 0,75 Gew.-% vorhanden ist.

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