EP1061150A2 - NiAl-B-Phase enthaltende Beschichtung - Google Patents

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EP1061150A2
EP1061150A2 EP00810410A EP00810410A EP1061150A2 EP 1061150 A2 EP1061150 A2 EP 1061150A2 EP 00810410 A EP00810410 A EP 00810410A EP 00810410 A EP00810410 A EP 00810410A EP 1061150 A2 EP1061150 A2 EP 1061150A2
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EP
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coating containing
nial
phase
phase according
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EP1061150B1 (de
Inventor
Dr. Nazmy Mohamed
Hans Joachim Dr. Schmutzler
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General Electric Technology GmbH
Original Assignee
ABB Alstom Power Switzerland Ltd
Alstom Schweiz AG
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process

Definitions

  • the invention relates to the field of materials technology. It affects one Coating which has large volume fractions, preferably in the range of 20 contains up to 90% by volume of NiAl- ⁇ phase in a ⁇ matrix.
  • a large number of alloys are known which are used for coating e.g. B. gas turbine components can be used.
  • the gas turbine components for example turbine blades, are exposed to high temperatures and should be protected against oxidation and corrosion by means of the coatings.
  • the coating material Base material not only protects against oxidation and corrosion, but also that mechanical properties of the base material are not affected.
  • a low ductile-brittle transition temperature ductile brittle Transition Temperature - DBTT
  • a certain ductility at low Temperatures for the coating material can be reached.
  • US Pat. No. 5,943,138 describes a coating which has a typical Ni-based superalloy (single crystal alloy) is with the addition of yttrium and silicon. Although these elements improve the creep resistance and lead also to a low ductile-brittle transition temperature, but the also contain elements W, Mo and the small proportions of Cr and Co cause a harmful effect on the resistance to oxidation.
  • the high-strength NiAl alloys developed in recent years can to some extent compete with the Ni-based superalloys, however, is a Disadvantage compared to the ductile, high-tough Ni-based superalloys low toughness and its high DBT temperature (R. Dariola: NiAl for Turbine Airfoil Application, Structural Intermetallics, The Minerals, Metals & Materials Society, 1993, pp. 495-504), which results in a low ductility of this Alloys reflect at low temperatures.
  • the beta phase of NiAl alloys has an ordered cubic B2 crystal structure (CsCI prototype) and consists of two simple interpenetrating cubic cells, at where the Al atoms are the cube corners of one sublattice and the Ni atoms are the Occupy the cube corners of the other subgrid.
  • the ⁇ phase is rough and therefore brittle
  • the object of the invention is to improve the ductility of NiAl coatings, which have a high proportion of ⁇ phase in a ⁇ matrix.
  • the ⁇ phase can have a different composition, for example NiAl, NiAlCr, NiAlMo, NiAlTi.
  • the phase containing NiAl- ⁇ Coating has the following microalloying elements (data in% by weight) 0.1-8 Fe and / or 0.1-8 Mo and / or 0.1-8 Ga, the total proportion Fe, Mo and Ga is at most 10%.
  • the advantages of the invention are that the ductility of the coating is significantly improved.
  • microalloying with Fe, Ga and Mo achieves that the ⁇ phase is refined and thus the ductility is increased without that the oxidation resistance is reduced.
  • the specified Crossed areas this has an adverse effect on ductility and resistance to oxidation and corrosion.
  • the coating is max. 4% by weight Fe, Ga, Mo contains.
  • B 0.0005-0.9, preferably 0.001-0.5% by weight
  • Zr 0.0005-1.0, preferably 0.001-0.5% by weight
  • C 0.0005-0.8, preferably max. 0.5% by weight
  • the comparative alloys VL 1, VL 2 and VL 3 were microalloyed with Zr, B, and Fe.
  • the following alloys (data in% by weight) were produced, on which the plastic deformation was also determined in a three-point bending test at 200 ° C:
  • Alloys according to the invention modified comparison alloys
  • Table 1 Zr B Fe L 11 VL 1 0.2 0.05 4th L 12 VL 1 0.2 - 3rd L 13 VL 1 0.2 - 4th L 21 VL 2 0.2 - 3rd L 31 VL 3 0.2 - 3rd
  • Fig. 1 shows the force-deflection diagram for the from the prior art Technology known comparison alloy VL 1.
  • the sample showed only a small one plastic deflection and increased with a force of approx. 1 kN Fracture.
  • Fig. 2 shows the force-deflection diagram of the inventive Alloy L 11 (comparative alloy VL1, micro-alloyed with 0.2% by weight Zr, 0.05% % By weight B and 4% by weight Fe).
  • the sample showed one in comparison to VL 1 much greater plastic deflection and only increased at around 1.2 kN Fracture.
  • VL 1 has a ductile-brittle transition temperature of greater than 300 ° C alloy
  • L 11 has a significantly lower ductile-brittle transition temperature (200 ° C).
  • alloy L 12 composition as L 11, but without the addition of boron and with only 3% by weight Fe
  • FIG. 2 shows the force-deflection diagram 3 that compared to Fig. 2, the plastic deflection somewhat was lower, but the force at which the sample broke, at approx. 1.3 kN was slightly higher.
  • microalloying with Fe, Zr and B the ductility of the NiAl- ⁇ phase can be reduced contained coatings can be increased.
  • the microalloying elements refine the rough ⁇ phase.
  • B, Zr and C strengthen the grain boundaries and the ⁇ / ⁇ phase boundaries.
  • the three-point bending test was subjected to a force of about 0.9 kN and a deflection of about 1.65 mm to break.
  • FIGS. 7 and 8 clarifies.
  • the comparative alloy VL 3 went with a force of approx. 2 kN and a deflection of 1.7 mm to break while the Alloy L 31 according to the invention, which differs from VL 3 in that that it is additionally micro-alloyed with 3 wt.% Fe and 0.2 wt.% Zr Fracture had a deflection of approx. 2.2 mm.
  • the plastic deformation and thus the ductility of the coating alloy could be decisive can be increased by adding these additional elements.
  • the Ductilization of the NiAl phase slows crack propagation, i.e. H. the Crack toughness is increased, which has a positive effect on the stress behavior of the Coatings affects.
  • the invention is not limited to that described Embodiments limited. It can be used on all ⁇ -phase NiAls Coatings are applied. Fe, Mo and Ga can each be in the Range of 0.1 to 8, preferably 4 wt .-%, are added. The Elements can be added both individually and in combination, with a Total share of max. 10% by weight should not be exceeded. The mentioned elements refine the ⁇ phase and thus increase ductility, without reducing the resistance to oxidation. Will the specified areas exceeded, this has an unfavorable impact on the ductility and Resistance to oxidation and corrosion.
  • phase boundary hardeners B, C and Zr can be used individually or in combination be added.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine grosse Volumenanteile, vorzugsweise 20 bis 90 Vol.%, an NiAl-β-Phase in einer γ-Matrix enthaltende Beschichtung. Sie ist durch folgende, die Duktilität der Beschichtung erhöhende Mikrolegierungselemente (Angaben in Gew.-%) gekennzeichnet: 0.1-8 Fe und/oder 0,1-8 Mo und/oder 0,1-8 Ga, wobei der Gesamtanteil Fe, Mo und Ga maximal 10 % beträgt. Zusätzlich können geringe Anteile an Zr, C, und/oder B zulegiert sein, was die β/γ-Phasengrenzen festigt.

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der Werkstofftechnik. Sie betrifft eine Beschichtung, welche grosse Volumenanteile, vorzugsweise im Bereich von 20 bis 90 Vol%, an NiAl-β-Phase in einer γ-Matrix enthält.
Stand der Technik
Es sind eine Vielzahl von Legierungen bekannt, welche zur Beschichtung von z. B. Gasturbinenkomponenten eingesetzt werden. Die Gasturbinenkomponenten, beispielsweise Turbinenschaufeln, sind hohen Temperaturen ausgesetzt und sollen mittels der Beschichtungen vor Oxidation und Korrosion geschützt werden.
Um den Vorteil einer hohen Temperatur zur Steigerung des Wirkungsgrades der Turbine und der hervorragenden mechanischen Eigenschaften des Grundmaterials (beispielsweise Einkristalle oder gerichtet erstarrte Gefüge) voll auszuschöpfen, ist es notwendig, dass das Beschichtungsmaterial das Grundmaterial nicht nur vor Oxidation und Korrosion schützt, sondern auch die mechanischen Eigenschaften des Grundmaterials nicht beeinträchtigt werden. Insbesondere soll eine niedrige Duktil-Spröd-Übergangstemperatur (Duktile Brittle Transition Temperature ― DBTT) und damit eine gewisse Duktilität bei niedrigen Temperaturen für das Beschichtungsmaterial erreicht werden.
Dies ist bei den bisher bekannten Beschichtungen leider nicht der Fall.
In US 5,943,138 wird beispielsweise eine Beschichtung beschrieben, welche eine typische Ni-Basis-Superlegierung (Einkristall-Legierung) ist mit Zusatz von Yttrium und Silizium. Diese Elemente verbessern zwar die Kriechfestigkeit und führen ausserdem zu einer niedrigen Duktil-Spröd-Übergangstemperatur, aber die ausserdem enthaltenen Elemente W, Mo und die geringen Anteile an Cr und Co bewirken einen schädlichen Effekt auf den Oxidationswiderstand.
Die in den letzten Jahren entwickelten hochfesten NiAl-Legierungen können zwar in gewisser Weise mit den Ni-Basis-Superlegierungen konkurrieren, jedoch ist ein Nachteil ihre im Vergleich zu den duktilen hochzähen Ni-Basis-Superlegierungen niedrige Zähigkeit und ihre hohe DBT-Temperatur (R. Dariola: NiAl for Turbine Airfoil Application, Structural Intermetallics, The Minerals, Metals & Materials Society, 1993, S. 495-504), was sich in einer niedrigen Duktilität dieser Legierungen bei niedrigen Temperaturen widerspiegelt. Die β-Phase der NiAl-Legierungen weist eine geordnete kubische B2-Kristallstrukur (CsCI Prototyp) auf und besteht aus zwei einfachen sich durchdringenden kubischen Zellen, bei denen die Al-Atome die Würfelecken des einen Subgitters und die Ni-Atome die Würfelecken des anderen Subgitters besetzen. Die β-Phase ist grob und daher spröd.
Aus US 5,116,438 sind β-Phasen Ni-Aluminide bekannt, die mit Gallium mikrolegiert sind. Diese weisen bei etwa 0,25 Atom% Ga eine signifikante Verbesserung der Duktilität bei Raumtemperatur auf. Ein höherer Ga-Anteil wirkt sich negativ aus.
Die Zugabe von geringen Anteilen an Bor, sowie Hf, Zr, Fe und Kombinationen dieser Elemente zu Ni3Al-Legierungen zum Zwecke der Duktilitätsverbesserung ist beispielsweise aus US 4,478,791 und US 4,612,165 bekannt.
Darstellung der Erfindung
Die Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, die Duktilität von NiAl-Beschichtungen, welche einen hohen Anteil an β-Phase in einer γ-Matrix aufweisen, zu verbessern. Die β-Phase kann dabei eine unterschiedliche Zusammensetzung haben, beispielsweise NiAl, NiAlCr, NiAlMo, NiAlTi.
Erfindungsgemäss wird dies dadurch erreicht, dass die NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung folgende Mikrolegierungselemente aufweist (Angaben in Gew.-%) 0.1-8 Fe und/oder 0,1-8 Mo und/oder 0,1-8 Ga, wobei der Gesamtanteil Fe, Mo und Ga maximal 10 % beträgt.
Die Vorteile der Erfindung bestehen darin, dass die Duktilität der Beschichtung wesentlich verbessert wird. Durch das Mikrolegieren mit Fe, Ga und Mo wird erreicht, dass die β-Phase verfeinert und damit die Duktilität erhöht wird, ohne dass der Oxidationswiderstand verringert wird. Werden die angegebenen Bereiche überschritten, so hat das ungünstige Auswirkungen auf die Duktilität und den Widerstand gegen Oxidation und Korrosion.
Es ist besonders zweckmässig, wenn die Beschichtung max. 4 Gew.-% Fe, Ga, Mo enthält.
Ferner ist es vorteilhaft, wenn zusätzlich geringe Mengen an B (0.0005-0.9, vorzugsweise 0.001-0.5 Gew.-%), Zr (0.0005-1.0, vorzugsweise 0.001-0.5 Gew.-%) und/oder C (0.0005-0.8, vorzugsweise max. 0.5 Gew.-%) zugegeben werden. B, Zr und C festigen die Korngrenzen und die β/γ-Phasengrenzen.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
In der Zeichnung sind mehrere Ausführungsbeispiele der Erfindung dargestellt.
Es zeigen:
Fig. 1
ein Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung VL 1 (Stand der Technik);
Fig. 2
ein Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung L 11 in einer ersten Ausführungsvariante der Erfindung;
Fig. 3
ein Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung L 12 in einer zweiten Ausführungsvariante der Erfindung;
Fig. 4
ein Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung L 13 in einer dritten Ausführungsvariante der Erfindung;
Fig. 5
ein Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung VL 2 (Stand der Technik);
Fig. 6
ein Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung L 21 in einer Ausführungsvariante der Erfindung;
Fig. 7
ein Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung VL 3 (Stand der Technik);
Fig. 8
ein Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung L 31 in einer Ausführungsvariante der Erfindung.
Weg zur Ausführung der Erfindung
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und der Fig. 1 bis 8 näher erläutert.
Der Duktilisierungseffekt der erfindungsgemässen Mikrolegierung von Schichtmaterialien, welche grosse Anteile an NiAl-β-Phase in einer γ-Matrix enthalten, wurde an Proben nachgewiesen, die durch Schmelzen des Materials und anschliessendes Schmieden zu einem Streifen der Grösse 7 x 2 x35 mm3 hergestellt wurden und die etwa 40-70 Vol.% NiAl-β enthalten.
An diesen Proben wurden Drei-Punkt-Biegeversuche bei 200 °C durchgeführt. Es wurde der Betrag der plastische Deformation ermittelt, welcher ein Mass für die Duktilität der Beschichtungen darstellt.
Als Vergleichsmaterial dienten folgende Legierungen (Angabe in Gew.-%):
Vergleichslegierungen
Ni Cr Co Al Y Si Hf Ta Re
VL 1 Rest 13 24 12 0.3 1.2 - 0.5 3
VL 2 Rest 13 30 11.5 0.3 1.2 - 0.5 -
VL 3 Rest 22 35 10 1 - - - -
Erfindungsgemäss wurden die Vergleichslegierungen VL 1, VL 2 und VL 3 mikrolegiert mit Zr, B, und Fe. Im einzelnen wurden folgende Legierungen (Angaben in Gew.-%) hergestellt, an denen ebenfalls im Drei-Punkt-Biegeversuch bei 200 °C die plastische Deformation ermittelt wurde:
Erfindungsgemässe Legierungen (modifizierte Vergleichslegierungen)
Gemäss Tabelle 1 Zr B Fe
L 11 VL 1 0.2 0.05 4
L 12 VL 1 0.2 - 3
L 13 VL 1 0.2 - 4
L 21 VL 2 0.2 - 3
L 31 VL 3 0.2 - 3
Fig. 1 zeigt das Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die aus dem Stand der Technik bekannte Vergleichslegierung VL 1. Die Probe zeigte nur eine geringe plastische Durchbiegung und ging bei einer Krafteinwirkung von ca. 1 kN zu Bruch.
Fig. 2 zeigt das Kraft-Durchbiegungs-Diagramm der erfindungsgemässen Legierung L 11 (Vergleichslegierung VL1, mikrolegiert mit 0.2 Gew.-% Zr, 0.05% Gew.-% B und 4 Gew.-% Fe). Die Probe zeigte im Vergleich zu VL 1 eine wesentlich grössere plastische Durchbiegung und ging erst bei etwa 1.2 kN zu Bruch.
Während die VL 1 eine Duktil-Spröd-Übergangstemperatur von grösser 300 °C aufweist, hat die Legierung L 11 eine wesentlich niedrigere Duktil-Spröd-Übergangstemperatur (200 °C).
Wird die Legierung L 12 verwendet (Zusammensetzung wie L 11, aber ohne Bor-Zusatz und mit nur 3 Gew.-% Fe), so zeigt das Kraft-Durchbiegungs-Diagramm gemäss Fig. 3, dass im Vergleich zu Fig. 2 die plastische Durchbiegung etwas geringer war, dafür aber die Kraft, bei welcher die Probe zu Bruch ging, mit ca. 1.3 kN etwas höher war.
Fig. 4 zeigt das Kraft-Durchbiegungs-Diagramm für die Legierung L 13 (Zusammensetzung wie L 12, aber 4 Gew.-% Fe). Die plastische Durchbiegung ist hier wieder etwas höher, die Kraft bis zum Bruch betrug ca. 1.8 kN.
Durch Mikrolegieren mit Fe, Zr und B kann somit die Duktilität der NiAl-β-Phase enthaltenen Beschichtungen erhöht werden. Die Mikrolegierungselemente verfeinern die grobe β-Phase. B, Zr und C festigen die Korngrenzen und die β/γ-Phasengrenzen.
Noch gravierender zeigt sich der Einfluss der Mikrolegierungselemente Zr und Fe auf die Duktilität der Vergleichslegierung VL 2.
Gemäss Fig. 5 kam es bei der Drei-Punkt-Biege-Probe bei einer Krafteinwirkung von etwa 0.9 kN und einer Durchbiegung von etwa 1.65 mm zum Bruch.
Wird dagegen die erfindungsgemässe Legierung L 21 (= VL 2 + 0.2 Gew.-% Zr + 3 Gew.-% Fe) im Drei-Punkt-Biegeversuch untersucht (Fig. 6), so kann die plastische Durchbiegung wesentlich erhöht werden. Der Bruch trat erst bei einer Kraft von ca. 1.4 kN ein, wobei die Durchbiegung der Probe ca. 2,5 mm betrug.
Ein weiteres Ausführungsbeispiel der Erfindung ist in den Fig. 7 und 8 verdeutlicht. Die Vergleichslegierung VL 3 ging bei einer Krafteinwirkung von ca. 2 kN und einer Durchbiegung von 1,7 mm zu Bruch, während die erfindungsgemässe Legierung L 31, welche sich von VL 3 dadurch unterscheidet, dass sie zusätzlich mit 3 Gew.-% Fe und 0.2 Gew.-% Zr mikrolegiert ist, beim Bruch eine Durchbiegung von ca. 2,2 mm aufwies. Die plastische Deformation und damit die Duktilität der Beschichtungslegierung konnte somit entscheidend durch die Zugabe dieser zusätzlichen Elemente erhöht werden. Durch die Duktilisierung der NiAl-Phase wird die Rissausbreitung verlangsamt, d. h. die Risszähigkeit wird erhöht, was sich positiv auf das Beanspruchungsverhalten der Beschichtungen auswirkt.
Selbstverständlich ist die Erfindung nicht auf die beschriebenen Ausführungsbeispiele beschränkt. Sie kann auf alle β-Phase-NiAl enthaltende Beschichtungen angewendet werden. Fe, Mo und Ga können dabei jeweils im Bereich von 0.1 bis 8, vorzugsweise 4 Gew.-%, zulegiert werden. Die Elemente können sowohl einzeln, als auch in Kombination zugegeben werden, wobei ein Gesamtanteil von max. 10 Gew.-% nicht überschritten werden sollte. Die genannten Elemente verfeinern die β-Phase und erhöhen damit die Duktilität, ohne den Oxidationswiderstand zu verringern. Werden die angegebenen Bereiche überschritten, so hat das ungünstige Auswirkungen auf die Duktilität und den Widerstand gegen Oxidation und Korrosion.
Ausser der in den Ausführungsbeispielen beschriebenen Zugabe von Zr und B kann als ein β/γ-Phasengrenzenfestiger auch C zulegiert werden. Es ist die Zugabe von 0.0005 bis 0.9, vorzugsweise 0.001 bis 0.5 Gew.-% B, 0.0005 bis 1.0, vorzugsweise 0.001 bis 0.5 Gew.-% Zr und 0.0005 bis 0.8 Gew.-% C vorgesehen. Die Phasengrenzenverfestiger B, C und Zr können einzeln oder in Kombination zugegeben werden.

Claims (15)

  1. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung mit einem Anteil an NiAl-β im Bereich von 20 bis 90 Vol.% in einer γ-Matrix, gekennzeichnet durch folgende Mikrolegierungselemente (Angaben in Gew.-%) 0.1-8 Fe und/oder 0,1-8 Mo und/oder 0,1-8 Ga, wobei der Gesamtanteil Fe, Mo und Ga maximal 10% beträgt.
  2. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch (Angaben in Gew.-%) max. 4 Fe und/oder max. 4 Mo und/oder max. 4 Ga.
  3. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch 0.0005-1.0 Gew.-% Zr.
  4. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch 0.001-0.5 Gew.-% Zr.
  5. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch 0.2 Gew.-% Zr.
  6. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch 0.0005-0.9 Gew.-% B.
  7. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 6, gekennzeichnet durch 0.001-0.5 Gew.-% B.
  8. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 6, gekennzeichnet durch 0.2 Gew.-% B.
  9. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch 0.0005-0.8 Gew.-% C.
  10. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 9, gekennzeichnet durch 0.5 Gew.-% C.
  11. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 3 und 6, gekennzeichnet durch (Angaben in Gew.%) 13 Cr, 24 Co, 12 Al, 0.3 Y, 1.2 Si, 0.5 Ta, 3 Re, 0.2 Zr, 0.05 B, 4 Fe, Rest Ni.
  12. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch (Angaben in Gew.%) 13 Cr, 24 Co, 12 Al, 0.3 Y, 1.2 Si, 0.5 Ta, 3 Re, 0.2 Zr, 4 Fe, Rest Ni.
  13. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch (Angaben in Gew.%) 13 Cr, 24 Co, 12 Al, 0.3 Y, 1.2 Si, 0.5 Ta, 3 Re, 0.2 Zr, 3 Fe, Rest Ni.
  14. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch (Angaben in Gew.%) 13 Cr, 30 Co, 11,5 Al, 0.3 Y, 1.2 Si, 0.5 Ta, 0.2 Zr, 3 Fe, Rest Ni.
  15. NiAl-β-Phase enthaltende Beschichtung nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch (Angaben in Gew.%) 22 Cr, 35 Co, 10 Al, 1 Y, 0.2 Zr, 3 Fe, Rest Ni.
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