EP1420075A1 - Nickel-Basis-Superlegierung - Google Patents

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EP1420075A1
EP1420075A1 EP03104108A EP03104108A EP1420075A1 EP 1420075 A1 EP1420075 A1 EP 1420075A1 EP 03104108 A EP03104108 A EP 03104108A EP 03104108 A EP03104108 A EP 03104108A EP 1420075 A1 EP1420075 A1 EP 1420075A1
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EP
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ppm
nickel
alloy
phase
alloys
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EP03104108A
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Robert Baumann
David Duhl
Andreas KÜNZLER
Mohamed Yousef Nazmy
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General Electric Technology GmbH
Original Assignee
Alstom Technology AG
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%

Definitions

  • the invention relates to the field of materials technology. It affects a nickel-based superalloy, especially for the production of Single crystal components, such as blades for gas turbines.
  • Such nickel-based superalloys are known. Single-crystal components of these alloys exhibit a high temperature very good material strength. This can, for. B. the inlet temperature of Gas turbines are increased, which increases the efficiency of the gas turbine.
  • Nickel-based superalloys for single crystal components such as those from US 4,643,782, EP 0 208 645 and US 5,270,123 are known mixed crystal strengthening alloy elements, for example Re, W, Mo, Co, Cr, and ⁇ '-phase-forming elements, for example Al, Ta, and Ti. Der Content of high melting alloy elements (W, Mo, Re) in the Basic matrix (austenitic ⁇ phase) increases continuously with the increase the stress temperature of the alloy. So contain z. B. usual Nickel-based superalloys for single crystals 6-8% W, up to 6% Re and up 2% Mo (figures in% by weight). The in the above mentioned publications Alloys disclosed have high creep resistance, good LCF (Fatigue with low number of load cycles) - and HCF (fatigue with high Number of load cycles) properties and a high oxidation resistance.
  • the alloys known, for example, from US Pat. No. 5,270,123 also have comparable disadvantages.
  • This lattice distortion prevents dislocations when sliding or cutting the ⁇ 'grains.
  • the lattice distortion causes an increase in the short-term strength, but with prolonged stress, the structure becomes coarser and then a degradation of the ⁇ 'structure and thus a long-term mechanical weakening of the alloy.
  • This disadvantage is overcome with the alloy known from EP 0 914 483 B1 eliminated.
  • This nickel-based superalloy consists essentially of (measured in% by weight) 6.0-6.8% Cr, 8.0-10.0% Co, 0.5-0.7% Mo, 6.2-6.6% W, 2.7-3.2% Re, 5.4-5.8% Al, 0.5-0.9% Ti, 7.2-7.8% Ta, 0.15-0.3% Hf, 0.02-0.04% C, 40-100 ppm B, 0-400 ppm Y, balance Ni with impurities, where the ratio of (Ta + 1.5 Hf + 0.5 Mo - 0.5 Ti) / (W + 1.2 Re) ⁇ 0.7 is.
  • these alloys Due to the ratio mentioned, these alloys have the Alloy elements at operating temperature no lattice offset between the ⁇ -phase and the ⁇ '-phase, which ensures high long-term stability moderate load is reached. It also has rhenium alloyed nickel-based superalloy excellent castability and great phase stability combined with the best mechanical Characteristics. It is also characterized by high fatigue strength and Creep stability even with long-term exposure.
  • the aim of the invention is to avoid the disadvantages mentioned.
  • the object of the invention is to provide a nickel-based superalloy develop which on the one hand has a solid and strong ⁇ phase as a matrix and which on the other hand only a small proportion, i.e. less than 50%, has ⁇ '-phase, and is therefore very resistant to oxidation and a exhibits good creep behavior.
  • the advantages of the invention are that the alloy is a good one Has degradation behavior.
  • the ⁇ phase (matrix) is determined by the Alloying of ruthenium solidifies, despite the absence of Rhenium, which according to the known prior art is particularly good Mixed crystal strengthener applies and therefore the properties of the ⁇ matrix strongly improved.
  • the alloy according to the invention is characterized by good ones Creep rupture strength, stable structure and good castability.
  • the oxidation resistance of the alloy is very good. she is excellently suited for the production of single crystal components, for example, blades for gas turbines.
  • Nickel-based superalloys with the chemical composition given in Table 1 were examined (data in% by weight): Chemical composition of the alloys examined L1 (AMN1) L2 (AMN3) VL (PW 1483) Ni rest rest rest Cr 9.96 12:34 12.8 Co 8.86 8.84 9 Mo 1:47 1.85 1.9 W 3:45 3.76 3.8 Ta 4 4.96 4 al 3:57 3:45 3.8 Ti 3.83 3.96 4 Hf 0.5 00:48 - C 0025 0033 - B 86 ppm 79 ppm - Si 10 ppm 10 ppm - Ru 1:07 00:28 -
  • Alloys L1 and L2 are alloys whose composition is below the claims of the present invention fall.
  • the alloy VL is a comparison alloy, which is called PW 1483 is known prior art. It differs from the Alloys according to the invention especially in that they are not Ruthenium is alloyed and there is no significant Si content.
  • the alloys L2 and VL are almost identical. This applies to the Cr content also towards the alloy L1. With L1 the Cr content is approx. 3% by weight less than with the comparison alloy VL.
  • the Vickers hardness HV2 was measured. The results listed in Table 2 were achieved. Vickers hardness for the alloys examined L1 VL HV2 447 403
  • the alloy L1 thus has a hardness that is more than 10% higher than that Comparative alloy VL.
  • the ⁇ phase (matrix) of the Alloys are mainly solidified by the alloyed ruthenium.
  • FIG. 1 shows the structure of the comparative alloy VL1
  • FIG. 2 shows that Structure of the alloy L1 according to the invention shows.
  • alloy L1 is clearly the lower Proportion of ⁇ '-phase (dark particles) can be seen.
  • the ⁇ 'phase (secondary, intermetallic phase formed by precipitation hardening) has in the Alloy VL has an approximately square shape and is strip-shaped in the matrix arranged.
  • the ⁇ 'phase in L1 has a spherical shape, what an indication of a very slight lattice offset between the ⁇ and the ⁇ 'phase represents.
  • This slight lattice offset and, above all, the small one Volume fraction of ⁇ '-phase (less than 50%) have an effect on this positive that there is no ⁇ / ⁇ 'inversion of the microstructure, i.e. the ⁇ '-phase is embedded in the ⁇ -phase and does not form a continuous network.
  • a good degradation behavior of the inventive Alloys achieved.
  • the ⁇ 'phase is embedded in the ⁇ phase and does not form a continuous network.
  • the alloy L1AD shows predominantly round to oval forms of the ⁇ '-phase, while in the Alloy L2AD the ⁇ '-phase is very stretched.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Nickel-Basis-Superlegierung zur Herstellung von Einkristall-Komponenten. Die erfindungsgemässe Legierung ist gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.-%): 7-13 Cr, 4-10 Co, 0.5-2 Mo, 2-8 W, 4-6 Ta, 3-6 Al, 1-4 Ti, 0.1-6 Ru, 0.01-0.5 Hf, 0.001-0.15 Si, 0-700 ppm C, 0-300 ppm B, Rest Ni und herstellungsbedingte Verunreinigungen. <IMAGE>

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der Werkstofftechnik. Sie betrifft eine Nickel-Basis-Superlegierung, insbesondere zur Herstellung von Einkristall-Komponenten, wie beispielsweise Schaufeln für Gasturbinen.
Stand der Technik
Derartige Nickel-Basis-Superlegierungen sind bekannt. Einkristall-Komponenten aus diesen Legierungen weisen bei hohen Temperaturen eine sehr gute Materialfestigkeit auf. Dadurch kann z. B. die Einlasstemperatur von Gasturbinen erhöht werden, wodurch die Effizienz der Gasturbine steigt.
Nickel-Basis-Superlegierungen für Einkristall-Komponenten, wie sie aus US 4,643,782, EP 0 208 645 und US 5,270,123 bekannt sind, enthalten dazu mischkristallverfestigende Legierungselemente, beispielsweise Re, W, Mo, Co, Cr, sowie γ'-Phasen bildende Elemente, beispielsweise Al, Ta, und Ti. Der Gehalt an hochschmelzenden Legierungselementen (W, Mo, Re) in der Grundmatrix (austenitische γ-Phase) nimmt kontinuierlich zu mit der Zunahme der Beanspruchungstemperatur der Legierung. So enthalten z. B. übliche Nickel-Basis-Superlegierungen für Einkristalle 6-8 % W, bis zu 6 % Re und bis zu 2 % Mo (Angaben in Gew.- %). Die in den oben genannten Druckschriften offenbarten Legierungen weisen eine hohe Kriechfestigkeit, gute LCF (Ermüdung bei niedriger Lastspielzahl)- und HCF(Ermüdung bei hoher Lastspielzahl)-Eigenschaften sowie einen hohen Oxidationswiderstand auf.
Diese bekannten Legierungen wurden für Flugzeugturbinen entwickelt und deshalb optimiert auf den Kurz- und Mittelzeiteinsatz, d.h. die Beanspruchungsdauer wird auf bis zu 20 000 Stunden ausgelegt. Im Gegensatz dazu müssen industrielle Gasturbinen-Komponenten auf eine Beanspruchungsdauer von bis zu 75 000 Stunden ausgelegt werden.
Nach einer Beanspruchungsdauer von 300 Stunden zeigt z. B. die Legierung CMSX-4 aus US 4,643,782 beim versuchsweisen Einsatz in einer Gasturbine bei einer Temperatur oberhalb von 1000 °C eine starke Vergröberung der γ'-Phase, die nachteilig mit einer Erhöhung der Kriechgeschwindigkeit der Legierung einhergeht.
Auch die z.B. aus US 5,270,123 bekannten Legierungen weisen vergleichbare Nachteile auf. Durch die dort gewählten Zulegierungselemente wird in den oben genannten Legierungen ein positiver oder ein negativer Gitterversatz zwischen der die Matrix bildenden γ-Phase und der γ'-Phase, d.h. der sekundären intermetallischen Phase Ni3Al, bei der Ta, Ti, Hf teilweise Al und Co, und Cr teilweise Ni ersetzen können, hervorgerufen. Durch diese Gitterverzerrung werden Versetzungen beim Gleiten oder Schneiden der γ'-Körner behindert. Die Gitterverzerrung bewirkt zwar eine Erhöhung der Kurzzeitfestigkeit, aber bei längerer Beanspruchung wird eine Vergröberung des Gefüges und anschliessend eine Degradation der γ'-Struktur und damit eine langfristige mechanische Schwächung der Legierung bewirkt.
Dieser Nachteil wird mit der aus EP 0 914 483 B1 bekannten Legierung beseitigt. Diese Nickel-Basis-Superlegierung besteht im wesentlichen aus (gemessen in Gew.- %) 6.0-6.8 % Cr, 8.0-10.0 % Co, 0.5-0.7 % Mo, 6.2-6.6 % W, 2.7-3.2 % Re, 5.4-5.8 % Al, 0.5-0.9 % Ti, 7.2-7.8 % Ta, 0.15-0.3 % Hf, 0.02-0.04 % C, 40-100 ppm B, 0-400 ppm Y, Rest Ni mit Verunreinigungen, wobei das Verhältnis von (Ta + 1.5 Hf + 0.5 Mo - 0.5 Ti) / (W + 1.2 Re) ≥ 0.7 ist. Diese Legierungen weisen auf Grund des genannten Verhältnisses der Legierungselemente bei Betriebstemperatur keinen Gitterversatz zwischen der γ-Phase und der γ'-Phase auf, wodurch eine hohe Langzeitstabilität bei mässiger Belastung erreicht wird. Ausserdem besitzt diese mit Rhenium legierte Nickel-Basis-Superlegierung eine hervorragende Giessbarkeit und eine grosse Phasenstabilität kombiniert mit besten mechanischen Eigenschaften. Sie zeichnet sich zudem durch hohe Dauerfestigkeit und Kriechstabilität auch bei Langzeitbelastung aus.
Es wurde weiterhin festgestellt, dass es beim Vorliegen einer mechanischen Belastung und einer langzeitigen Hochtemperaturbeanspruchung zu einer gerichteten Vergröberung der γ'-Teilchen, der sogenannten Flossbildung (rafting) kommt und, bei hohen γ'-Gehalten (d.h. bei einem γ'-Volumenanteil von mindestens 50%), zur Invertierung der Mikrostruktur, d.h. γ' wird zur durchgehenden Phase, in der die frühere γ-Matrix eingebettet ist. Da die intermetallische γ'-Phase zur Umgebungsversprödung (environmental embrittlement) neigt, führt dies unter bestimmten Belastungsbedingungen zu massivem Abfall der mechanischen Eigenschaften, vor allem der Streckgrenze, bei Raumtemperatur (Degradation der Eigenschaften). Die Umgebungsversprödung tritt insbesondere dann auf, wenn Feuchtigkeit und lange Haltezeiten unter Zugbelastung vorliegen.
Darstellung der Erfindung
Ziel der Erfindung ist es, die genannten Nachteile zu vermeiden. Der Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, eine Nickel-Basis-Superlegierung zu entwickeln, welche einerseits eine feste und starke γ-Phase als Matrix aufweist und welche andererseits nur einen geringen Anteil, d.h. weniger als 50 %, an γ'-Phase aufweist, und dadurch sehr oxidationsbeständig ist und ein gutes Zeitstandverhalten aufweist.
Erfindungsgemäss wird diese Aufgabe dadurch gelöst, dass die erfindungsgemässe Nickel-Basis-Superlegierung durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.- %) gekennzeichnet ist:
  • 7-13 Cr
  • 4-10 Co
  • 0.5-2 Mo
  • 2-8 W
  • 4-6 Ta
  • 3-6 Al
  • 1-4 Ti
  • 0.1-6 Ru
  • 0.01-0.5 Hf
  • 0.001-0.15 Si
  • 0-700 ppm C
  • 0-300 ppm B
    • Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
    Die Vorteile der Erfindung bestehen darin, dass die Legierung ein gutes Degradationsverhalten aufweist. Die γ-Phase (Matrix) wird durch das Zulegieren von Ruthenium verfestigt, und dies trotz der Abwesenheit von Rhenium, das gemäss bekanntem Stand der Technik als besonders guter Mischkristallverfestiger gilt und daher die Eigenschaften der γ-Matrix stark verbessert. Die erfindungsgemässe Legierung zeichnet sich durch gute Zeitstandfestigkeit, stabile Gefüge und eine gute Giessbarkeit aus.
    Ausserdem ist der Oxidationswiderstand der Legierung sehr gut. Sie ist hervorragend geeignet zur Herstellung von Einkristall-Komponenten, beispielsweise Schaufeln für Gasturbinen.
    Auf Grund des geringen Anteils an sekundärer ausscheidungshärtender γ'-Phase, welche in der stark verfestigten γ-Phase eingelagert ist, ist das Degradationsverhalten der erfindungsgemässen Legierung gut. Es gibt kein Einkristall-Risswachstum und keinen starken Abfall der Streckgrenze bei Raumtemperatur im degradierten Zustand im Vergleich zum nicht degradierten Zustand.
    Bevorzugte Bereiche der erfindungsgemässen Nickel-Basis-Superlegierung sind (Angaben in Gew.-%):
  • 10-13 Cr
  • 8-9 Co
  • 1.5-2 Mo
  • 3-5 W
  • 4-5 Ta
  • 3-5 Al
  • 2-4 Ti
  • 0.3-4 Ru
  • 0.01-0.5 Hf
  • 0.001-0.15 Si
  • 0-700 ppm C
  • 0-300 ppm B
    • Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
    Ein besonders bevorzugter Bereich der erfindungsgemässen Nickel-Basis-Superlegierung ist folgender:
  • 10-13 Cr
  • 8-9 Co
  • 1.5-2 Mo
  • 3.5-4 W
  • 4-5 Ta
  • 3.5-5 Al
  • 3-4 Ti
  • 0.3-1.5 Ru
  • 0.5 Hf
  • 10-500 ppm Si
  • 250-350 ppm C
  • 80-100 ppm B
    • Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
    Eine weitere erfindungsgemässe Nickel-Basis-Superlegierung weist folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.-%) auf:
  • 7-9 Cr
  • 8-9 Co
  • 1.5-2 Mo
  • 3-5 W
  • 5-6 Ta
  • 3-5 Al
  • 1-2 Ti
  • 0.5-1.5 Ru
  • 0.5 Hf
  • 700 ppm C
  • 100 ppm B
  • 500 ppm Si
    • Rest Nicckel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
    Kurze Beschreibung der Zeichnungen
    In den Zeichnungen sind zwei Ausführungsbeispiele der Erfindung dargestellt. Es zeigen:
    Fig. 1
    ein Gefügebild der Vergleichslegierung VL;
    Fig. 2
    ein Gefügebild der erfindungsgemässen Legierung L1;
    Fig. 3
    ein Gefügebild der erfindungsgemässen Legierung L1 nach Degradierung;
    Fig. 4
    ein Gefügebild der erfindungsgemässen Legierung L2 nach Degradierung;
    Fig. 5
    ein Diagramm, welches die Gewichtsänderung der Legierungen VL, L1 und L2 in Abhängigkeit von der Zeit angibt;
    Fig. 6
    ein Diagramm, welches die 0,2%-Streckgrenze der Legierungen VL, L1 und L2 in Abhängigkeit vom Degradations-Parameter angibt und
    Fig. 7
    ein Diagramm, welches die Spannung (1%-Dehngrenze) der Legierungen VL, L1 und L2 in Abhängigkeit vom Larson Miller-Parameter angibt.
    Wege zur Ausführung der Erfindung
    Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und der Fig. 1 bis 7 näher erläutert.
    Es wurden Nickel-Basis-Superlegierungen mit der in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzung untersucht (Angaben in Gew.-%):
    Chemische Zusammensetzung der untersuchten Legierungen
    L1 (AMN1) L2 (AMN3) VL (PW 1483)
    Ni Rest Rest Rest
    Cr 9.96 12.34 12.8
    Co 8.86 8.84 9
    Mo 1.47 1.85 1.9
    W 3.45 3.76 3.8
    Ta 4 4.96 4
    Al 3.57 3.45 3.8
    Ti 3.83 3.96 4
    Hf 0.5 0.48 -
    C 0.025 0.033 -
    B 86 ppm 79 ppm -
    Si 10 ppm 10 ppm -
    Ru 1.07 0.28 -
    Die Legierungen L1 und L2 sind Legierungen, deren Zusammensetzung unter die Patentansprüche der vorliegenden Erfindung fällt. Im Gegensatz dazu ist die Legierung VL eine Vergleichslegierung, die unter der Bezeichnung PW 1483 bekannter Stand der Technik ist. Sie unterscheidet sich von den erfindungsgemässen Legierungen vor allem darin, dass sie nicht mit Ruthenium legiert ist und kein erwähnenswerter Si-Anteil vorhanden ist. In der Zusammensetzung bezüglich der Elemente Cr, Co, Mo, Ta, Al, Ti und Ni sind die Legierungen L2 und VL nahezu identisch. Das trifft bis auf den Cr-Gehalt auch auf die Legierung L1 zu. Bei L1 ist der Cr-Gehalt um ca. 3 Gew.-% geringer als bei der Vergleichslegierung VL.
    Alle drei Legierungen wurden folgender Wärmebehandlung unterzogen: 1 h/1204 °C + 1 h/1265 °C + 4 h 1080 °C.
    Es wurde die Vickers-Härte HV2 gemessen. Dabei wurden die in der Tabelle 2 aufgeführten Resultate erzielt.
    Vickers-Härte für die untersuchten Legierungen
    L1 VL
    HV2 447 403
    Die Legierung L1 weist somit eine um über 10 % höhere Härte auf als die Vergleichslegierung VL. Die γ-Phase (Matrix) der erfindungsgemässen Legierungen wird vor allem durch das zulegierte Ruthenium verfestigt.
    Die Figur 1 zeigt das Gefüge der Vergleichslegierung VL1, während Fig. 2 das Gefüge der erfindungsgemässen Legierung L1 zeigt.
    Im Vergleich zur Legierung VL ist bei der Legierung L1 deutlich der geringere Anteil an γ'-Phase (dunkle Teilchen) zu erkennen. Die γ'-Phase (sekundäre, durch Ausscheidungshärtung gebildete intermetallische Phase) hat in der Legierung VL eine etwa viereckige Form und ist streifenförmig in der Matrix angeordnet. Demgegenüber hat die γ'-Phase in L1 eine kugelige Form, was ein Hinweis auf einen sehr geringen Gitterversatz zwischen der γ- und der γ'-Phase darstellt. Dieser geringe Gitterversatz und vor allem der geringe Volumenanteil an γ'-Phase (weniger als 50 %) wirken sich dahingehend positiv aus, dass es zu keiner γ/γ'-Inversion der Mikrostruktur kommt, d.h. die γ'-Phase ist in der γ-Phase eingebettet und bildet kein durchgehendes Netz. Somit wird ein gutes Degradationsverhalten der erfindungsgemässen Legierungen erzielt.
    Die Figuren 3 und 4 zeigen Gefügebilder der erfindungsgemässen Legierungen L1AD (Fig. 3) und L2AD (Fig. 4) im degradierten Zustand (T = 1000 °C, σ = 80 MPa, t = 747 h). Die γ'-Phase ist in der γ-Phase eingebettet und bildet kein durchgehendes Netz. Die Legierung L1AD zeigt dabei überwiegend runde bis ovale Formen der γ'-Phase, während bei der Legierung L2AD die γ'-Phase sehr gestreckt ausgebildet ist.
    Dies hat Auswirkungen auf die Eigenschaften. In Fig. 5 ist die Gewichtsänderung in Abhängigkeit von der Zeit für die drei Legierungen dargestellt. Die erfindungsgemässen Legierungen weisen nach Degradierung eine deutlich geringere Gewichtsänderung auf als die aus dem Stand der Technik bekannte Vergleichslegierung, d.h. sie haben eine wesentlich bessere Oxidationsbeständigkeit.
    Fig. 6 zeigt die Abhängigkeit der 0,2% Streckgrenze bei Raumtemperatur vom Degradations-Parameter P mit P = (T-800) t1/2 σ1/5.
    Während sich die Vergleichslegierung VL und die Legierung L2AD fast gleich verhalten, liegt für L1AD die Spannung um ca. 200 MPa unterhalb der Werte für VL und L2AD.
    Trägt man die 0,1 Dehngrenze über dem Larson Miller Parameter LM, mit LM = T(log t + 20) auf, so ergeben sich die in Fig. 7 dargestellten Abhängigkeiten. Die Legierung L2AD weist über den gesamten Bereich höhere Dehngrenzen auf als die Vergleichslegierung (bei besserem Oxidationsverhalten). Zwar weist die Legierung L1AD nur geringere Dehngrenzen als die Vergleichslegierung VL auf, hat aber dafür ebenfalls eine wesentlich bessere Oxidationsbeständigkeit.
    Selbstverständlich ist die Erfindung nicht auf die beschriebenen Ausführungsbeispiele beschränkt.

    Claims (4)

    1. Nickel-Basis-Superlegierung zur Herstellung von Einkristall-Komponenten gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.-%):
      7-13 Cr
      4-10 Co
      0.5-2 Mo
      2-8 W
      4-6 Ta
      3-6 Al
      1-4 Ti
      0.1-6 Ru
      0.01-0.5 Hf
      0.001-0.15 Si
      0-700 ppm C
      0-300 ppm B
      Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
    2. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.-%):
      10-13 Cr
      8-9 Co
      1.5-2 Mo
      3-5 W
      4-5 Ta
      3-5 Al
      2-4 Ti
      0.3-4 Ru
      0.01-0.5 Hf
      0.001-0.15 Si
      0-700 ppm C
      0-300 ppm B
      Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
    3. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.-%):
      10-13 Cr
      8-9 Co
      1.5-2 Mo
      3.5-4 W
      4-5 Ta
      3.5-5 Al
      3-4 Ti
      0.3-1.5 Ru
      0.5 Hf
      10-500 ppm Si
      250-350 ppm C
      80-100 ppm B
      Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
    4. Nickel-Basis-Superlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung (Angaben in Gew.-%),
      7-9 Cr
      8-9 Co
      1.5-2 Mo
      3-5 W
      5-6 Ta
      3-5 Al
      1-2 Ti
      0.5-1.5 Ru
      0.5 Hf
      500 ppm Si
      700 ppm C
      100 ppm B
      Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
    EP03104108A 2002-11-12 2003-11-06 Nickel-Basis-Superlegierung Expired - Fee Related EP1420075B1 (de)

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