Ti和Co以原子％给出。
[0026] 作为伴随元素，根据本发明的合金可以包含以下元素：
[0027] Cu最高0.5重量％
[0028] S最高 0.015 重量％
[0029] Mn最高1.0重量％
[0030] Si最高1. 0重量％
[0031] Ca最高 0.01 重量％
[0032] N最高0.03重量％
[0033] 0最高0.02重量％
[0034] 如果对于各应用情形是有意义的，则根据本发明的合金按需要还可以包含以下元 素：
[0035] V至多4重量％
[0036] W至多4重量％。
[0037] 在根据本发明的合金中，可以如下调节以下元素：
[0038] 0? 05原子Ti彡0? 5原子％，
[0039]3. 6 原子 ％ <A1 < 4. 6 原子 ％，
[0040] 15 原子％ <Co< 32 原子 ％。
[0041] 取决于根据本发明的合金的应用领域，以成本观点重要的可能是，元素Ni和/或 Co被廉价元素Fe部分地替换。
[0042] 根据本发明的合金优选可被用作航空涡轮机中的部件，尤其是旋转式涡轮机盘的 部件以及用作固定式涡轮机的部件。
[0043] 所述合金可以被制成以下半成品形式：带材、板材、线材、棒材。
[0044] 所述材料是耐高温的，并且除了已经提及的应用以外，还可用于以下应用领域：发 动机制造中、废气系统中、作为热保护装置、炉制造中、容器制造中、发电厂建造中、尤其是 作为过热器管、作为供气和供油技术中的部件、在固定式燃气涡轮机和蒸汽涡轮机中、以及 作为用于所有上述应用的焊接添加料。
[0045] 本发明描述了镍合金，其尤其用于航空涡轮机的关键的旋转部件。根据本发明 的合金在高的温度下具有高的组织稳定性并且因此提供比已知的镍合金Alloy718高达 100K的温度负荷的可应用性。此外，根据本发明的合金由于比已知的镍合金Waspaloy更佳 的可成型性而出众。本发明的合金提供使得在燃气涡轮机中以盘、叶片、支架、壳体或轴形 式的可应用性成为可能的技术性能。
[0046] 上述合金描述了化学组成、技术性能和用于由根据本发明的镍-钴合金制备原料 半成品的方法。在下文详述根据本发明的合金的性能：
[0047] 借助实验室真空电弧炉生产大量具有不同化学组成的实验室熔体。
[0048] 在具有13mm直径的实心（massive)圆柱形铜金属铸型中进行饶铸。在恪化时，生 产三个具有约80mm长度的棒材。将所有合金在熔化之后均质化。整个方法在真空炉中进 行并由两个阶段组成：1140°C/6h+1175°C/20h。之后在氩气气氛中进行淬火。经熔化的合 金的热加工经由旋转锻造机实现。所述棒材一开始具有13_的直径并且在四个旋转锻造 过程中在直径方面各以一毫米逐渐变细至9_的最终直径。
[0049] 表1公开了根据有关标准AMS5662的对应现有技术的合金Alloy718的化学组 成，而表2阐明了该合金的机械性能。
[0050] 表3公开了根据有关标准AMS5662的对应现有技术的合金Waspaloy的化学组 成，而表4阐明了该合金的机械性能。
[0051] 实验室熔体的根据本发明的化学组成在表5中举出。其中作为参比材料，还考虑 已知合金A718、A718Plus和Waspaloy。除了所述参比材料以外，还采用字母V和L和采用 各两位数字标明试验合金。这些试验合金的化学组成包括以元素Ti、Al、Co和Nb的含量表 示的变体。
[0052] 如果考虑元素Ti、Al和Co以原子百分比计的含量以及Al+Ti之和和元素含量A1/ Ti的比例，则在所选择的范围内在Y'_固溶温度、固溶温度与y'-固溶温度之间的差 值、避免初生S-相和避免q_相、在800°C时效处理退火试验500h之后的组织稳定性、和 A718的固溶退火和两阶段时效硬化退火的标准热处理（980°C/lh+720°C/8h+620°C/8h，参 见标准AMS5662)之后的机械硬度HV方面产生非常好的技术性能。
[0053] 在表6a中，试验合金和三种参比材料的元素Al、Ti和Co以原子百分比计的含量 以及含量之和Al+Ti之和（以原子百分比计）和比例Al/Ti在表5中举出。
[0054] 此外，表6b包括了计算得出的S-相和Y -相的固溶温度以及由此计算得出的 固溶温度和y'_固溶温度之间的温度差AT(S-y'）。在表6b中，另外给出了对试 验合金计算的机械硬度值l〇HV(在根据A718的标准AMS5662的三阶段时效硬化热处理 980°C/lh+720°C/8h+620°C/8h之后）。此外，表6b说明了出现n_相外观的评价（计算 或观察的）。
[0055] 在以下实施方案中阐释了选择根据本发明的合金的标准并给出了示例性的试验 合金。
[0056] 出于强度稳定性和组织稳定性的原因，根据本发明的合金的Y'_固溶温度应当 比合金A718的y' -固溶温度高50K，根据本发明的合金具有约850°C的y' -固溶温度。另 一方面，根据本发明的合金的y'_固溶温度应当低于/等于1030°C。1030°C大致相当于合 金Waspaloy的Y'-固溶温度。更高的Y'-固溶温度非常负面地影响可热成型性，因为例 如在锻造工艺中在锻件的表面温度已经轻微低于y' -固溶温度的情况下，y' -析出导致 锻件表面强烈的硬化，这又可能在另外的锻造成型时导致锻件表面的显著的断裂。
[0057] 因此，应当满足要求900°C〈y'-固熔温度彡1030°C。
[0058] 图1中示出了与试验合金的化学组成的含量之和Al+Ti(原子％)相关的试验合 金的y'_固溶温度。
[0059] 由图1看出，通过限定3原子％<A1+Ti(原子％)彡5.6原子％满足了要求 "900°C彡y'_ 固熔温度彡 1030°C"。试验合金V12、V13、V14、V15、V16、V17、V20、V21、V22、 L04、L07、L09、L15、L16、L17和L18是该范围的示例性合金。
[0060] 为了还更佳的可热成型性，根据本发明的合金的y'_固溶温度应当为<1000°C， 以及为了在还更高的温度的组织稳定性，所述y'_固熔温度为>945°C。对于该范围而言， 试验合金￥14、￥16、￥17、￥20、￥21、￥22、1^4、115、116、117和118是示例性合金。限制在在 945°C和1000°C之间的温度范围由图2是显而易见的。
[0061] 试验合金的Co-含量影响固熔温度和Y'-固熔温度并且因此影响 AT(S-y'）。根据本发明的合金的Co-含量不能过高，由此不出现初生相。这将 Co-含量限制在<35原子％。出现初生相的示例性的合金是试验合金L12和L13,而 这具有约50原子％的Co-含量。
[0062] 图3(其中相对试验合金的Co和Ti的含量的图标记了n_相的出现）显示了在 具有大于16原子％的Co-含量的合金的情况下，必须将根据本发明的合金的Ti-含量限制 在< 0. 8原子％，以避免稳定的n_相的出现。具有< 〇. 8原子％的Ti的示例性合金是试 验合金￥12、￥13、￥14、￥15、￥16、￥17、￥21和￥22。优选的合金具有彡0.65原子％的11-含 量。这是示例性试验合金V16、V17、V21和V22。
[0063] 在锻造工艺时，为了组织的晶粒细化，使用少许份额的S-相，即在最终地锻造加 热中，从稍微低于固溶温度的温度开始锻造，以产生各锻件的非常细晶粒的组织。为了 可以在另一方面以足够大的锻造温度窗口加工，y'_固溶温度不能过高，并且其必须明显 低于根据本发明的合金的固溶温度。所述足够大的锻造温度窗口应当为多80K。因此， s-固熔温度与y' -固溶温度之间的差值aT(S-y'）应当为彡80K。
[0064] 由图4看出，当Al+Ti含量之和彡4. 7原子％且Co-含量彡11. 5原子％时， AT(S-y，）为彡80K。当合金的Co-含量同时为彡15原子％时，彡140K的S-固熔温 度与y' _固溶温度之间的还更大的温度间隔也是可能的。
[0065] 另一标准由这样的要求产生，即根据本发明的合金的组织在800°C的时效处理退 火温度（500h之后）的情况下应当是稳定的。根据本发明的合金满足了该标准，所述合金 具有Al/Ti彡5. 0的比例。对此的示例性合金是试验合金V13、V15、V16、V17、V20PV22。
[0066] 在表7中举出了根据本发明的合金所要求Al/Ti-比例的示例性试验合金。
[0067] 试验合金L4、V10、V15、V16和V17在800°C时效处理退火500h之后的示例性