DE4022403A1

DE4022403A1 - Durch kohlenstoff, chrom und niob modifizierte gamma-titan/aluminium-legierungen

Info

Publication number: DE4022403A1
Application number: DE4022403A
Authority: DE
Inventors: Shyh-Chin Huang
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1989-07-28
Filing date: 1990-07-13
Publication date: 1991-01-31
Anticipated expiration: 2010-07-14
Also published as: IT1246396B; FR2650297A1; GB2234258B; FR2650297B1; IT9021011A1; CA2014908A1; US4916028A; JPH03115539A; GB9014105D0; GB2234258A; DE4022403C2; IT9021011A0; JP2635804B2; CA2014908C

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein Legierungen von Titan und Aluminium. Mehr im besonderen bezieht sie sich auf Gamma-Legierungen von Titan und Aluminium, die sowohl hinsicht lich des stöchiometrischen Verhältnisses als auch hinsichtlich der Zugabe einer Kombination von Zusatzelementen modifiziert worden sind.

Es ist bekannt, daß sich die Kristallform der erhaltenen Titan/ Aluminium-Zusammensetzung bei Zugabe immer größerer Anteile von Aluminium zu Titanmetall ändert. Geringe Prozentsätze an Alumi nium gehen in feste Lösung im Titan, und die Kristallform bleibt die des Alpha-Titans. Bei höheren Aluminiumkonzentrationen (die etwa 25-35 Atom-% einschließen), wird eine intermetal lische Verbindung Ti₃Al gebildet. Das Ti₃Al hat eine mit Alpha-2 bezeichnete geordnete hexagonale Kristallform. Bei noch höheren Aluminiumkonzentrationen (die den Bereich von 50-60 Atom-% Aluminium einschließen), wird eine andere intermetallische Ver bindung, TiAl, gebildet, die eine mit Gamma bezeichnete geord nete tetragonale Kristallform hat.

Die Legierung aus Titan und Aluminium mit einer Gamma-Kristall form und einem stöchiometrischen Verhältnis von etwa 1 ist eine intermetallische Verbindung mit einem hohen Modul, einer geringen Dichte, einer hohen thermischen Leitfähigkeit, einer günstigen Oxidationsbeständigkeit und einer guten Kriechbestän digkeit. Die Beziehung zwischen dem Modul und der Temperatur für TiAl-Verbindungen zu anderen Titanlegierungen und in Bezie hung zu Superlegierungen auf Nickelbasis ist in Fig. 2 gezeigt. Wie sich aus dieser Figur ergibt, hat das TiAl den besten Modul der Titanlegierungen. Der TiAl-Modul ist nicht nur höher bei hö herer Temperatur, sondern die Abnahmerate des Moduls mit zunehmen der Temperatur ist für TiAl geringer als für die anderen Titan legierungen. Darüber hinaus behält TiAl einen brauchbaren Modul bei Temperaturen bei, die über denen liegen, bei denen die ande ren Titanlegierungen unbrauchbar werden. Legierungen auf der Grundlage der intermetallischen TiAl-Verbindung sind attraktive Materialien geringen Gewichtes zum Einsatz dort, wo ein hoher Modul bei hohen Temperaturen und ein guter Umgebungsschutz er forderlich sind.

Eine der Eigenschaften des TiAl, die seine tatsächliche Anwen dung hierfür begrenzt, ist die Sprödigkeit bei Zimmertemperatur. Auch erfordert die Festigkeit der intermetallischen Verbindung bei Raumtemperatur eine Verbesserung, bevor die intermetallische TiAl-Verbindung in gewissen Bauteil-Anwendungen eingesetzt wer den kann. Verbesserungen der intermetallischen TiAl-Verbindung zur Verbesserung der Duktilität und/oder der Festigkeit bei Raumtemperatur sind in hohem Maße erwünscht, um den Einsatz der Zusammensetzungen bei den höheren Temperaturen zu gestatten, für die sie geeignet sind.

Mit dem potentiellen Nutzen des geringen Gewichtes und der Ein satzfähigkeit bei hohen Temperaturen ist in den TiAl-Zusammen setzungen, die verwendet werden sollen, am meisten eine Kombi nation von Festigkeit und Duktilität bei Raumtemperatur erwünscht. Eine minimale Duktilität in der Größenordnung von 1% ist für einige Anwendungen der Metallzusammensetzung akzeptabel, doch sind höhere Duktilitäten sehr viel erwünschter. Eine Minimal festigkeit für eine Zusammensetzung, die brauchbar sein soll, beträgt etwa 350 MPa bzw. 350 N/mm². Materialien mit diesem Fe stigkeitsniveau sind jedoch nur von marginaler Brauchbarkeit für gewisse Anwendungen, und für einige Anwendungen sind höhere Festigkeiten häufig bevorzugt.

Das stöchiometrische Verhältnis der Gamma-TiAl-Verbindungen kann über einen Bereich variieren, ohne daß sich die Kristallstruktur ändert. Der Aluminiumgehalt kann von etwa 50 bis etwa 60 Atom-% variieren. Die Eigenschaften der Gamma-TiAl-Zusammensetzungen sind jedoch als Ergebnis relativ geringer Änderungen von 1% oder mehr im stöchiometrischen Verhältnis der Bestandteile Ti tan und Aluminium sehr ausgeprägten Änderungen unterworfen. Auch werden die Eigenschaften ähnlich deutlich durch die Zu gabe relativ kleiner Mengen von Zusatzelementen beeinflußt.

In der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß weitere Verbesserungen der intermetallischen Gamma-TiAl-Verbindungen durch Zugabe einer Kombination von Zusatzelementen erfolgen kann, so daß die Zusammensetzung eine Kombination dieser Zu satzelemente enthält. In der vorliegenden Erfindung wurde wei ter festgestellt, daß die Zusammensetzung, die die Kombination von Zusatzelementen enthält, eine einzigartig erwünschte Kombi nation von Eigenschaften hat, die eine namhafte Festigkeit, eine merklich höhere Duktilität und eine wertvolle Oxidations beständigkeit einschließen.

Es gibt eine umfangreiche Literatur über die Zusammensetzungen von Titan und Aluminium, einschließlich der intermetallischen Ti₃Al-Verbindung, der intermetallischen TiAl-Verbindung und der intermetallischen TiAl₃-Verbindung. Die US-PS 42 94 615 enthält z. B. eine umfangreiche Diskussion der Legierungen vom Titanaluminid-Typ einschließlich der intermetallischen TiAl-Ver bindung. Bei der Diskussion der Vor- und Nachteile von TiAl mit Bezug auf Ti₃Al ist in der vorgenannten US-PS in Spalte 1, ab Zeile 50 ausgeführt:
"Es sollte klar sein, daß das Gamma-TiAl-Legierungssystem potentiell leichter ist, da es mehr Aluminium enthält. Laboruntersuchungen in den fünfziger Jahren zeigten, daß Titanaluminid-Legierungen das Potential für einen Einsatz bei hoher Temperatur bis etwa 1000°C hatten. Die nachfolgende tatsächliche Erfahrung mit solchen Le gierungen war, daß sie trotz der erforderlichen Hoch temperaturfestigkeit wenig oder keine Duktilität bei Raum- und mäßigen Temperaturen hatten, d. h. von 20 bis 550°C. Materialien, die zu spröde sind, können weder leicht hergestellt werden, noch können sie den nicht häu figen aber unvermeidbaren geringen Einsatzschäden ohne Bruch und nachfolgendes Versagen widerstehen. Sie sind keine brauchbaren Konstruktionsmaterialien zum Ersatz für andere Legierungen."

Es ist bekannt, daß das TiAl-Legierungssystem sich beträchtlich von Ti₃Al (ebenso wie von Titanlegierungen, die in fester Lösung vorliegen) unterscheidet, obwohl sowohl TiAl als auch Ti₃Al im Grunde geordnete intermetallische Titan/Aluminium-Verbindungen sind. In der vorgenannten US-PS ist in Spalte 1, unten, weiter ausgeführt:
"Die Fachleute erkennen, daß es einen beträchtlichen Unterschied zwischen den beiden geordneten Phasen gibt. Das Legierungs- und Umwandlungsverhalten von Ti₃Al ähnelt dem des Titans, da die hexagonalen Kristallstruk turen sehr ähnlich sind. Die Verbindung TiAl hat jedoch eine tetragonale Anordnung der Atome und somit ziemlich andere Legierungseigenschaften. Ein solcher Unterschied wird in der früheren Literatur häufig nicht erkannt."

Die US-PS 42 94 615 beschreibt das Legieren von TiAl mit Vanadium und Kohlenstoff, um einige Eigenschaftsverbesserungen der resul tierenden Legierung zu erzielen.

Die vorgenannte US-PS offenbart in Tabelle 2 auch die Legierung T₂A-112, die eine Zusammensetzung von Ti-45 Al-5 Nb in Atom-% ist, doch beschreibt die genannte US-PS diese Zusammensetzung nicht als irgendwelche nützlichen Eigenschaften aufweisend.

Eine Anzahl von technischen Veröffentlichungen, die sich mit Titan/Aluminium-Verbindungen sowie deren Eigenschaften befassen, sind die folgenden:

1. E. S. Bumps, H. D. Kessler, und M. Hansen, "Titanium-Aluminium System", Journal of Metals, Juni 1952, Seiten 609-614, TRANSACTIONS AIME, Band 194.
2. H. R. Ogden, D. J. Maykuth, W. L. Finlay, und R. I. Jaffee, Mechanical Properties of High Purity Ti-Al Alloys", Journal of Metals Februar 1953, Seiten 267-272, TRANSACTIONS AIME, Band 197.
3. Joseph B. McAndrew, und H. D. Kessler, "Ti-36 Pct Al as a Base for High Temperature Alloys", Journal of Metals, Oktober 1956, Seiten 1348-1353, TRANSACTIONS AIME, Band 206.

Die letztgenannte Druckschrift 3. beschreibt Arbeiten zur Ent wicklung einer intermetallischen Gamma-TiAl-Legierung. In Ta belle II dieser Druckschrift sind Legierungen mit Zugfestigkei ten zwischen 231 und 343 N/mm² als angemessen angegeben, "wo die vorgesehenen Spannungen deutlich unter diesem Niveau liegen würden". Diese Aussage erscheint unmittelbar oberhalb von Ta belle II. Im Absatz über Tabelle IV in Druckschrift 3. wird aus geführt, daß Tantal, Silber und Niob sich als brauchbare Le gierungen bei der Bildung dünner Schutzoxide auf Legierungen erwiesen haben, die Temperaturen von bis zu 1200°C ausgesetzt sind. Fig. 4 der Druckschrift 3. ist eine graphische Darstel lung der Oxidationstiefe gegenüber dem nominellen Gewichtspro zentgehalt von Niob, wenn die Probe stehender Luft bei 1200°C für 96 h ausgesetzt ist. Unmittelbar oberhalb der Zusammenfas sung auf Seite 1353 wird von einer Probe einer Titanlegierung mit 7 Gew.-% Niob berichtet, die eine um 50% höhere Bruchspan nung als die zum Vergleich benutzte Ti-36% Al-Legierung auf weist.

4. Patrick L. Martin, Madan G. Mendiratta, und Harry A. Lispitt, "Creep Deformation of TiAl und TiAl + W Alloys", Metallurgi cal Transactions A, Band 14A (Oktober 1983) Seiten 2171-2174.
5. P. L. Martin, H. A. Lispitt, N. T. Nuhfer, und J. C. Williams, "The Effects of Alloying on the Microstructure and Proper ties of Ti₃Al and TiAl", Titanium 80, (veröffentlicht durch die American Society for Metals, Warrendale, PA), Band 2, Seiten 1245-1254.
6. Tokuzo Tsujimoto, "Research, Development, and Prospects of TiAl Intermetallic Compound Alloys", Titanium and Zirconium, Band 33, Nr. 3, 159 (Juli 1985), Seiten 1-19.
7. H. A. Lipsitt, "Titanium Aluminides - An Overview", Mat. Res. Soc. Symposium Proc., Materials Research Society, Band 39 (1985), Seiten 351-364.
8. S.H. Whang et al., "Effectof Rapid Solidification in LI_oTiAl Compound Alloys", ASM Symposium Proceedings on Enhanced Properties in Struc. Metals Via Rapid Solidifi cation, Materials Week (Oktober 1986) Seiten 1-7.
9. Izvestiya Akademii Nauk SSSR, Metally. Nr. 3 (1984) Seiten 164-168.
10. P. L. Martin, H. A. Lipsitt, N. T. Nuhfer und J. C. Williams, "The Effects of Alloying on the Microstructure and Proper ties of Ti₃Al and TiAl, Tittanium 80 (veröffentlicht durch die American Society of Metals, Warrendale, PA), Band 2 (1980).

Die US-PS 32 03 794 offenbart viele TiAl-Zusammensetzungen. Ein Kohlenstoff enthaltendes TiAl ist als sehr viel härter als die Grundzusammensetzung bezeichnet (320 gegenüber 200 Vickers-Härte) und folglich sehr viel weniger duktil. Wie in der US-PS 32 03 794 in Spalte 3, ab Zeile 59 ausgeführt:
"Kohlenstoff, Sauerstoff und Stickstoff haben eine starke härtende Wirkung, selbst wenn sie nur in geringen Mengen vorhanden sind. So wird die Härte von Ti-37,5% Al durch Zugaben von je 0,25% von C, O und N von etwa 200 auf 320 Vickers erhöht."

Die US-PS 46 61 316 lehrt das Dotieren von TiAl mit 0,1 bis 5,0 Gew.-% Mangan sowie das Dotieren von TiAl mit Kombinationen ande rer Elemente mit Mangan. In Spalte 2, Zeile 58 der US-PS 46 61 316 wird die Zugabe von 0,02 bis 0,12% Kohlenstoff zum Mangan-dotier ten TiAl vorgeschlagen. In der folgenden Zeile 63 wird jedoch darauf hingewiesen, daß die Duktilität vermindert wird, indem ausgeführt wird:
"Die Zugabe von Kohlenstoff erhöht die Hochtemperatur- Festigkeit, obwohl sie die Duktilität vermindert."

Somit lehrt der Stand der Technik, daß die Zugabe von Kohlenstoff zu einer duktilen TiAl-Zusammensetzung die Duktilität vermindert.

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zur Bildung einer intermetallischen Titan/Aluminium-Verbindung mit stark verbesserter Duktilität und anderer damit in Beziehung stehender Eigenschaften bei Raumtemperatur zu schaffen.

Eine andere Aufgabe ist es, die Duktilitätseigenschaften von intermetallischen Titan/Aluminiumverbindungen bei niederen und mittleren Temperaturen zu verbessern.

Eine weitere Aufgabe ist es, die Kombination von Duktilität und einem Satz anderer günstiger Eigenschaften von TiAl-Basiszusam mensetzungen zu verbessern. Insbesondere sollten Verbesserungen hinsichtlich Duktilität und Festigkeitseigenschaften erfolgen.

Gemäß einem der breiteren Aspekte werden die der Erfindung zu grunde liegenden Aufgaben gelöst durch Schaffen einer nicht stöchiometrischen Gamma-TiAl-Basislegierung und Zugabe einer re lativ geringen Konzentration an Chrom, einer geringen Konzentra tion an Niob und einer geringeren Konzentration an Kohlenstoff zu der nicht-stöchiometrischen Zusammensetzung. Die Zugabe von Chrom in der Größenordnung von etwa 1 bis 3 Atom-%, von Niob bis zum Ausmaß von 1 bis 5 Atom-% und Kohlenstoff bis zum Aus maß von 0,05 bis 0,3% ist vorgesehen.

In der vorliegenden Anmeldung bedeutet der Begriff "Gamma-TiAl- Basislegierung" eine Basislegierung mit Titan und Aluminium, die zusätzlich zu den angegebenen Zusätzen auch andere Zusätze hin sichtlich Art und Menge enthalten kann, die die gute Kombination der Eigenschaften der Basislegierung nicht beeinträchtigen.

Ist die Zusammensetzung rasch verfestigt worden, kann sie durch isostatisches Pressen und Strangpressen zur Bildung einer festen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung verdichtet werden. Die erfindungsgemäße Legierung kann aber auch in Barrenform her gestellt werden und durch Barrenmetallurgie verarbeitet werden, um die hocherwünschten Kombinationen von Duktilität, Festigkeit und anderen nützlichen Eigenschaften zu erzielen.

In der folgenden Beschreibung wird auf die Zeichnung Bezug ge nommen. Im einzelnen zeigen:

Fig. 1 eine graphische Darstellung der Duktilität von Proben nach verschiedenen Wärmebehandlungen,

Fig. 2 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen Modul und Temperatur für eine Reihe von Legierungen und

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen Last in 0,454 kg (US-Pfund) und Kreuzkopfversetzung in 0,025 mm (tausendstel Zoll) für TiAl-Zusammensetzungen verschiedener Stöchiometrie, wie beim 4-Punkt-Biegen ge testet.

Es gibt eine Reihe von Hintergrund- und gegenwärtigen Untersu chungen, die zu den Feststellungen führten, auf denen die vor liegende Erfindung, die die kombinierte Zugabe von Kohlenstoff, Niob und Chrom zu einer Gamma-TiAl-Legierung einschließt, beruht. Die ersten 25 Beispiele befassen sich mit den Hintergrundstu dien und die späteren Beispiele mit den gegenwärtigen Untersu chungen.

Beispiele 1-3

Es wurden drei einzelne Schmelzen zubereitet, die Titan und Alu minium in verschiedenen stöchiometrischen Verhältnissen enthal ten, die dem von TiAl angenähert sind. Die Zusammensetzungen, Glühtemperaturen und Ergebnisse von Tests, die an den Zusammen setzungen ausgeführt wurden, sind in der folgenden Tabelle I zusammengefaßt.

Für jedes Beispiel wurde die Legierung zuerst durch elektrisches Lichtbogenschmelzen zu einem Barren verarbeitet. Der Barren wurde durch Schmelzspinnen in einem Partialdruck von Argon zu Band ver arbeitet. In beiden Schmelzstadien wurde ein wassergekühlter Kupferherd als Schmelzbehälter benutzt, um unerwünschte Reak tionen der Schmelze und des Behälters miteinander zu vermeiden. Es wurde auch sorgfältig darauf geachtet, daß das heiße Metall nicht Sauerstoff ausgesetzt wurde, weil Titan eine starke Affini tät zu Sauerstoff hat.

Das rasch erstarrte Band wurde in einem Stahlbehälter verpackt, der evakuiert und dann abgedichtet wurde. Der Behälter wurde heiß isostatisch gepreßt (HIPed) bei 950°C (1740°F) für 3 Stunden unter einem Druck von 2100 bar (30 ksi). Der zum HIPing benutzte Behälter wurde maschinell von dem verdichteten Band entfernt. Die HIPped-Probe war ein Zapfen von etwa 2,5 cm Durchmesser und etwa 7,5 cm Länge.

Der Zapfen wurde axial in eine Mittelöffnung eines Knüppels ein geführt und darin abgedichtet. Den Knüppel erhitzte man auf 975°C (1787°F) und extrudierte ihn durch ein Werkzeug mit einem Reduktionsverhältnis von etwa 7:1. Der extrudierte Zapfen wurde aus dem Knüppel entnommen und wärmebehandelt.

Die extrudierten Proben glühte man dann bei in Tabelle I ange gebenen Temperaturen für 2 Stunden. Dem Glühen folgte ein Altern bei 1000°C für 2 Stunden. Die Proben wurden maschinell zu den Abmessungen 1,5×3×25,4 mm (0,06×0,12×1,0 Zoll) für 4- Punkt-Biegetests bei Zimmertemperatur bearbeitet. Die Biegetests wurden in einer 4-Punkt-Biegehalterung mit einer inneren Spann weite von 10 mm und einer äußeren Spannweite von 20 mm ausge führt. Die Abhängigkeit der Querkopf-Verformung von der Bela stung wurde in Form von Kurven aufgezeichnet. Auf der Grundlage der erhaltenen Kurven wurden die folgenden Eigenschaften defi niert:

1) Die Streckgrenze ist die Fließspannung bei einer Querkopf- Verformung von 0,025 mm (1000stel Zoll). Dieses Ausmaß der Quer kopf-Verschiebung wird als erstes Anzeichen der plastischen De formation und des Überganges von der elastischen zur plastischen Deformation angesehen. Die Messung der Streckgrenze und/oder Bruchfestigkeit durch übliche Kompressions- oder Zugverfahren gibt Ergebnisse, die unter denen liegen, die durch 4-Punkt-Biegen erhalten werden, bei dem die Messungen wie oben angegeben, ausge führt werden. Die höheren Meßergebnisse der 4-Punkt-Biegemessun gen sollten beachtet werden, wenn man diese Werte mit solchen vergleicht, die durch übliche Kompressions- oder Zugverfahren erhalten wurden. Der Vergleich der Meßergebnisse in vielen Bei spielen erfolgt jedoch zwischen 4-Punkt-Biegetests und für alle Proben, die nach dieser Technik gemessen wurden, sind Vergleiche gültig bei der Feststellung des Unterschiedes in den Festigkeits eigenschaften, die sich aus Unterschieden in der Zusammensetzung oder bei der Verarbeitung der Zusammensetzungen ergeben.
2) Die Bruchfestigkeit ist die bis zum Bruch erforderliche Spannung.
3) Die äußere Faserdehnung ist die Menge von 9,71 hd, worin "h" die Probendicke in Zoll und "d" die Querkopf-Verschiebung des Bruches in Zoll ist. Metallurgisch repräsentiert der er rechnete Wert das Ausmaß der plastischen Deformation, das an der äußeren Oberfläche der Biegeprobe zur Zeit des Bruches auf tritt.

Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle I zusammengefaßt, die Daten über die Eigenschaften von Proben enthält, die bei 1300°C geglüht worden sind, und weitere Daten zu diesen Proben sind insbesondere in Fig. 3 enthalten.

Tabelle I

Ein Diagramm der Querkopf-Verschiebung in 0,025 mm (1000stel Zoll) in Abhängigkeit von der angewandten Last in 0,454 kg (US-Pfund) für diese drei Legierungen im Vergleich mit einer Legierung, die einen Chromzusatz enthält, ist in Fig. 3 angegeben.

Den Daten dieser Tabelle und denen der Fig. 3 läßt sich entnehmen, daß die Legierung 12 für Beispiel 2 die beste Kombination von Eigenschaften aufwies. Dies bestätigt, daß die Eigenschaften von TiAl-Zusammensetzungen für das Atomverhältnis Ti/Al sowie die angewandte Wärmebehandlung sehr empfindlich sind. Die Legierung 12 wurde als Grundlegierung für weitere Eigenschaftsverbesserungen auf der Grundlage weiterer Versuche, die wie im folgenden be schrieben ausgeführt wurden, ausgewählt.

Es wird auch deutlich, daß das Glühen bei Temperaturen zwischen 1250°C und 1350°C zu Testproben führt, die erwünschte Streck grenze, Bruchfestigkeit und äußere Faserdehnung aufweisen. Das Glühen bei 1400°C führt jedoch zu einer Testprobe mit einer deut lich geringeren Streckgrenze (etwa 20% weniger), einer geringe ren Bruchfestigkeit (etwa 30% weniger) und einer geringeren Duk tilität (etwa 78% geringer) als eine bei 1350°C geglühte Test probe. Die scharfe Verschlechterung der Eigenschaften ist einer dramatischen Änderung im Gefüge zuzuschreiben, einer ausgeprägten Beta-Transformation bei Temperaturen deutlich oberhalb von 1350°C.

Beispiele 4-13

Es wurden 10 weitere einzelne Schmelzen zubereitet, die Titan und Aluminium in den angegebenen Atomverhältnissen sowie Zusätze in relativ geringen Atom-%-Mengen enthielten.

Jede dieser Proben wurde wie oben unter Bezugnahme auf die Bei spiele 1 bis 3 beschrieben zubereitet.

Die Zusammensetzungen, Glühtemperaturen und Ergebnisse von Tests, die an den Probekörpern ausgeführt wurden, sind in der folgenden Tabelle II im Vergleich zur Legierung 12 als der Basislegierung für diesen Vergleich zusammengefaßt.

Tabelle II

Messungen der Eigenschaften der Legierung 45 des Beispiels 9 zeigten, daß die Zugabe von Kohlenstoff zu einem duktilen TiAl die Duktilität drastisch um etwa 90% verminderte.

Bei den Beispielen 4 und 5, die bei 1200°C wärmebehandelt waren, war die Streckgrenze nicht meßbar, da sich die Duktilität als im wesentlichen gleich null erwies. Für die Probe des Beispiels 5, das bei 1300°C geglüht war, nahm die Duktilität zwar zu, doch war sie noch immer unerwünscht gering.

Das gleiche trifft auf Beispiel 6 zu, das eine bei 1250°C geglüh te Testprobe betrifft. Für die Proben des Beispiels 6, die bei 1300 und 1350°C geglüht waren, erwies sich die Duktilität zwar als merklich, doch war die Streckgrenze gering.

Keine der Testproben der anderen Beispiele hatten einen bemerkens werten Grad an Duktilität.

Es ergibt sich aus den Ergebnissen der Tabelle II, daß die Para meter, die bei der Zubereitung von Proben für das Testen von Be deutung sind, recht komplex sind und miteinander in Beziehung stehen. Ein Parameter ist das Atomverhältnis von Titan zu Alu minium. Den in Fig. 3 aufgetragenen Daten läßt sich entnehmen, daß das stöchiometrische oder nicht-stöchiometrische Verhältnis einen starken Einfluß auf die Testeigenschaften hat, die für verschiedene Zusammensetzungen gemessen wurden.

Ein anderer Satz von Parametern ist der Zusatz, der für die TiAl-Grundzusammensetzung ausgewählt ist. Ein erster Parameter dieses Satzes betrifft die Frage, ob ein bestimmter Zusatz als Substituent für Titan oder Aluminium wirkt. Ein spezifisches Metall kann in jeder der beiden Beziehungen wirken, und es gibt keine einfache Regel, nach der bestimmt werden kann, welche Rolle ein Zusatz spielen wird. Die Bedeutung dieses Parameters wird offenkundig, wenn der Zusatz einiger Atom-% des Zusatzes X betrachtet wird.

Wirkt X als Titansubstituent, dann ergibt die Zusammensetzung Ti₄₈Al₄₈X₄ eine effektive Aluminiumkonzentration von 48 Atom-% und eine effektive Titankonzentration von 52 Atom-%.

Wirkt der Zusatz X aber als Aluminiumsubstituent, dann hat die erhaltene Zusammensetzung eine effektive Aluminiumkonzentration von 52 Atom-% und eine effektive Titankonzentration von 48 Atom-%.

Die Natur der Substitution, die stattfindet, ist also sehr wich tig, aber sehr unvorhersagbar.

Ein anderer Parameter dieses Satzes ist die Konzentration des Zusatzes.

Noch ein anderer Parameter, der sich aus der Tabelle II ergibt, ist die Glühtemperatur. Die Glühtemperatur, die die besten Fe stigkeitseigenschaften für einen Zusatz erzeugt, kann für einen anderen Zusatz eine andere sein. Dies ist ersichtlich, wenn man die Ergebnisse des Beispiels 6 mit denen des Beispiels 7 ver gleicht.

Darüber hinaus kann es einen kombinierten Effekt von Konzentra tion und Glühtemperatur für den Zusatz geben, so daß die optima le Eigenschaftsverbesserung, wenn eine Verbesserung festgestellt wird, bei einer gewissen Kombination aus Zusatzkonzentration und Glühtemperatur auftritt, so daß höhere und tiefere Konzen trationen und/oder Glühtemperaturen weniger wirksam sind bei der Schaffung einer erwünschten Eigenschaftsverbesserung.

Der Inhalt der Tabelle II macht deutlich, daß die Ergebnisse, die durch Zusatz eines dritten Elementes zu einer nicht-stöchio metrischen TiAl-Zusammensetzung erhältlich sind, in hohem Maße un vorhersagbar sind und daß die meisten Testergebnisse hinsicht lich der Duktilität oder der Festigkeit oder beiden keine Ver besserung ergeben haben.

Beispiele 14-17

Ein weiterer Parameter der Gamma-Titanaluminit-Legierungen, die Zusätze enthalten, besteht darin, daß Kombinationen von Zusätzen nicht notwendigerweise zu additiven Kombinationen der einzelnen Vorteile führen, die sich aus der einzelnen Zugabe der gleichen Additive ergeben.

Es wurden vier weitere Proben auf TiAl-Basis hergestellt, wie im Zusammenhang mit den Beispielen 1 bis 3 beschrieben, um einzelne Zugaben von Vanadium, Niob und Tantal, wie sie in der Tabelle III aufgeführt sind, vorzunehmen.

Die vierte Zusammensetzung ist eine, die Vanadium, Niob und Tan tal in einer einzigen Legierung kombiniert, die in Tabelle III als Legierung 48 angegeben ist.

Der Tabelle III ist zu entnehmen, daß die einzelnen Zugaben von Vanadium, Niob und Tantal gemäß den Beispielen 14, 15 und 16 der Grundlegierung TiAl jeweils eine beträchtliche Verbesserung ver leihen. Die Kombination der gleichen Zusätze in einer einzelnen Kombinationslegierung führt jedoch nicht zu einer Kombination der einzelnen Verbesserungen in einer additiven Weise. Vielmehr ist das Gegenteil der Fall.

So ergab die Legierung 48 beim Glühen bei der Temperatur von 1350°C, die auch für die einzelnen Legierungen benutzt worden war, ein derart sprödes Material, daß es bei der maschinellen Bearbeitung zur Herstellung der Testproben brach.

Weiter erwiesen sich die Ergebnisse bei der kombinierten Legie rung nach dem Glühen bei 1250°C als sehr viel schlechter als die, die für die separaten Legierungen, die jeweils die einzelnen Zusätze enthielten, erhalten wurden.

Es ist augenscheinlich, daß Vanadium die Duktilität der Legie rung 14 gemäß Beispiel 14 sehr verbesserte. Kombiniert man das Vanadium jedoch mit den anderen Zusätzen, wie in der Legierung 48 des Beispiels 17, dann wird überhaupt keine Verbesserung der Duk tilität erhalten. Vielmehr wird die Duktilität der Grundlegie rung auf einen Wert von 0,1 vermindert.

Der Zusatz von Niob bei der Legierung 40 zeigt eine sehr beträcht liche Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit, wie der Gewichts verlust von nur 4 mg/cm² der Legierung 40, verglichen mit dem Ge wichtsverlust von 31 mg/cm² der Grundlegierung zeigt. Der Oxida tionstest und der komplementäre Test der Oxidationsbeständigkeit schließt ein Erhitzen der zu untersuchenden Probe auf eine Tempe ratur von 982°C für eine Dauer von 48 h ein. Nach dem die Probe abgekühlt worden ist, entfernt man eine etwa vorhandene Oxid- bzw. Zunderschicht durch Abkratzen. Durch Wiegen der Probe vor und nach dem Erhitzen und Abkratzen kann man einen Gewichtsunterschied bestimmen. Der Gewichtsverlust wird bestimmt in mg/cm² durch Dividieren des Gesamtgewichtsverlustes in g durch die Oberfläche der Probe in cm². Dieser Oxidationstest wird für alle Messungen der Oxidation oder Oxidationsbeständigkeit im Rahmen der vor liegenden Anmeldung ausgeführt.

Für die Legierung 60 mit dem Tantalzusatz wurde der Gewichtsver lust für eine Probe, die bei 1325°C geglüht worden war, zu 2 mg/cm² bestimmt, und dies ist wiederum mit dem Gewichtsverlust von 31 mg/cm² für die Grundlegierung zu vergleichen. Anders ge sagt sind Niob und Tantal als individuelle Zusätze bei der Ver besserung der Oxidationsbeständigkeit der Grundlegierung sehr wirksam.

Demgegenüber zeigen die Ergebnisse der Tabelle III für die Le gierung 48 des Beispiels 17, die alle drei Zusätze Vanadium, Niob und Tantal in Kombination enthielt, eine um das Doppelte erhöhte Oxidation gegenüber der Grundlegierung. Diese Oxidation ist um das 7-fache stärker als die der Legierung 40, die nur Niob als Zusatz enthielt und um etwa das 15-fache stärker als bei der Le gierung 60, die nur den Tantalzusatz enthielt.

Tabelle III

Die einzelnen Vor- und Nachteile, die sich aus dem Einsatz ein zelner Zusätze ergeben, erweisen sich bei wiederholtem Einsatz dieser Zusätze einzeln als wiederholbar. Wenn die Zusätze je doch in Kombination eingesetzt werden, dann kann die Wirkung eines Zusatzes in der Kombination in einer Grundlegierung von der Wirkung, die der Zusatz einzeln in der gleichen Grundlegie rung hat, sehr verschieden sein. Die Zugabe von Vanadium hat sich als vorteilhaft für die Duktilität von Titan/Aluminium-Zusammen setzungen erwiesen. Die Zugabe von Niob zu TiAl-Basislegierung ist nützlich für deren Festigkeit. Der oben unter 3. genannten Druckschrift von McAndrew et al ist zu entnehmen, daß die einzelne Zugabe von Niob zur TiAl-Grundlegierung die Oxidations beständigkeit verbessern kann. Auch die Zugabe von Tantal kann nach diesem Artikel die Oxidationsbeständigkeit verbessern. Da rüber hinaus führt die einzelne Zugabe von Tantal zur Verbesse rung der Duktilität.

In anderen Worten wurde festgestellt, daß Vanadium einzeln zu vorteilhaften Duktilitätsverbesserungen von Gamma-Titan/Alumi nium-Legierungen und das Tantal einzeln zu Duktilität- und Oxi dationsverbesserungen beitragen kann. Separat wurde festgestellt, daß Niobzusätze vorteilhaft zu den Festigkeitseigenschaften und der Oxidationsbeständigkeit von Titan-Aluminium beitragen kann. Es wurde jedoch in der vorliegenden Anmeldung festgestellt, wie sie sich aus dem obigen Beispiel 17 ergibt, daß bei gemeinsamer Zugabe von Vanadium, Tantal und Niob die erhaltene Legierungs zusammensetzung durch diese Zugaben nicht gefördert wird, sondern daß es vielmehr einen Verlust hinsichtlich der Eigenschaften des TiAl gibt, das Niob, Tantal und Vanadium gemeinsam enthält (vgl. obige Tabelle III).

Während man davon ausgehen könnte, daß bei dem gemeinsamen Ein satz von zwei oder mehr Zusatzelementen, die TiAl einzeln ver bessern, weitere Verbesserungen des TiAls erhalten werden könnten, wird doch festgestellt, daß die Ergebnisse solcher gemein samer Zusätze in hohem Maße unvorhersagbar sind und daß tatsäch lich die kombinierte Zugabe von Vanadium, Niob und Tantal zu einem Verlust an Eigenschaften führt.

Beispiele 18-23

Es wurden sechs weitere Proben wie oben im Zusammenhang mit den Beispielen 1 bis 3 beschrieben, zubereitet zur Herstellung chrom haltiger Titanaluminid-Legierungen mit Zusammensetzungen, wie sie in der folgenden Tabelle IV aufgeführt sind. Diese Tabelle IV ent hält die Biegetestergebnisse aller Legierungen, sowohl der Ver gleichslegierung ohne Chrom als auch der durch Chrom modifizier ten, die verschiedenen Wärmebehandlungsbedingungen, die für rele vant angesehen wurden, unterworfen wurden.

Tabelle IV

Die in der Tabelle IV aufgeführten Ergebnisse zeigen weiter die Kritikalität einer Kombination von Faktoren bei der Bestimmung der Auswirkungen von Legierungszusätzen oder Dotierungszusätzen auf die einer Basislegierung verliehenen Eigenschaften. So zeigt z.B. die Legierung 80 gute Eigenschaften für eine 2 Atom-%ige Zugabe von Chrom. Man könnte eine weitere Verbesserung aufgrund einer zusätzlichen Chromzugabe erwarten. Die Zugabe von 4 Atom-% Chrom zu Legierungen mit drei verschiedenen TiAl-Atomverhält nissen zeigt jedoch, daß die Konzentrationszunahme eines Addi tivs, das sich bei geringeren Konzentrationen als nützlich er wiesen hat, nicht notwendigerweise zu einer weiteren Verbesserung führt. Tatsächlich ergibt die Erhöhung der Chromkonzentration eine Verschlechterung der Eigenschaften.

Wie sich der Tabelle IV entnehmen läßt, hat jede der Legierungen 49, 79 und 88, die jeweils 4 Atom-% Chrom enthalten, eine ge ringere Festigkeit und eine geringere äußere Faserdehnung (Duktilität), verglichen mit der Grundlegierung. Im Gegensatz dazu zeigt die Legierung 38 des Beispiels 18, die 2 Atom-% des Zusatzes enthält, nur eine geringfügig verminderte Festigkeit, aber eine stark verbesserte Duktilität. Es ist auch ersichtlich, daß die gemessene äußere Faserdehnung der Legierung 38 deutlich mit den Wärmebehandlungsbedingungen variierte. Eine bemerkens werte Zunahme in der äußeren Faserdehnung wurde durch Glühen bei 1250°C erzielt. Eine verminderte Dehnung wurde beobachtet, wenn man bei höheren Temperaturen glühte. Ähnliche Verbesserun gen wurden für die Legierung 80 beobachtet, die auch nur 2 Atom-% des Zusatzes enthielt, obwohl dort die höchste Duktilität bei der Glühtemperatur von 1300°C erhalten wurde.

Für die Legierung 87 nach Beispiel 20 setzte man zwar 2 Atom-% Chrom ein, doch wurde die Aluminiumkonzentration auf 50 Atom-% erhöht. Die höhere Aluminiumkonzentration führt zu einer gerin gen Verminderung der Duktilität, verglichen mit der Duktilität, die für die 2 Atom-% Chrom enthaltendenden Zusammensetzungen gemessen wurde, die Aluminium im Bereich von 46 bis 48 Atom-% enthielten. Die optimale Wärmebehandlungstemperatur für die Le gierung 87 betrug etwa 1350°C.

Den Beispielen 18, 19 und 20, die jeweils 2 Atom-% Zusatz ent hielten, läßt sich entnehmen, daß die optimale Glühtemperatur mit zunehmender Aluminiumkonzentration zunahm.

Auf der Grundlage dieser Daten wurde bestimmmt, daß die Legie rung 38, die bei 1250°C wärmebehandelt worden war, die beste Kom bination von Eigenschaften bei Raumtemperatur hätte. Es ist da rauf hinzuweisen, daß die optimale Glühtemperatur für die Le gierung 38 mit 46 Atom-% Aluminium 1250°C betrug, die optimale Glühtemperatur für die Legierung 80 mit 48 Atom-% Aluminium da gegen bei 1300°C lag. Die für die Legierung 80 erhaltenen Er gebnisse sind in Fig. 3 mit Bezug auf die Basislegierungen auf getragen.

Diese bemerkenswerten Zunahmen hinsichtlich der Duktilität der Legierung 38 bei Behandlung bei 1250°C und der Legierung 80 bei Wärmebehandlung bei 1300°C waren unerwartet.

Wie sich den in der Tabelle IV enthaltenen Daten entnehmen läßt, ist die Modifikation der TiAl-Zusammensetzungen zur Verbesserung der Eigenschaften ein sehr komplexes und unvorhersagbares Unter nehmen. So ist es z. B. augenscheinlich, daß Chrom in einer Menge von 2 Atom-% eine sehr beträchtliche Zunahme der Duktilität der Zusammensetzung bewirkt, wenn das Atomverhältnis von TiAl in einem geeigneten Bereich liegt und die Glühtemperatur der Zusam mensetzung in einem geeigneten Bereich für die Chromzugaben liegt. Aufgrund der Ergebnisse der Tabelle IV ist auch klar, daß trotz der möglichen Erwartung einer Wirkung hinsichtlich der Verbesse rung der Eigenschaften durch Erhöhen der Zusatzmenge gerade das Gegenteil eintritt, weil die Zunahme in der Duktilität, die durch eine 2 Atom-%ige Zugabe bewirkt wird, durch Erhöhen des Chromanteils auf 4 Atom-% umgekehrt wird und verloren geht. So mit ist klar, daß der 4 Atom-%ige Zusatz bei der Verbesserung der TiAl-Eigenschaften nicht wirksam ist, obwohl eine beträcht liche Variation im Atomverhältnis von Titan zu Aluminium vorge nommen und ein beträchtlicher Bereich von Glühtemperaturen ange wendet wurde, um die Eigenschaftsänderungen zu untersuchen, die die Zugabe höherer Konzentrationen des Zusatzes begleiten.

Beispiel 24

Es wurden Legierungsproben zubereitet, die die folgende Zusammen setzung hatten:

Ti₅₂Al₄₆Cr₂.

Testproben der Legierung wurden nach zwei verschiedenen Herstel lungsverfahren zubereitet, und die Eigenschaften jeder Probe wurden im Zugversuch gemessen. Die benutzten Verfahren und die erhaltenen Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle V zusammen gefaßt.

Tabelle V

In Tabelle V sind die Ergebnisse der Legierung 38 aufgeführt, die gemäß zwei Beispielen 18 und 24 hergestellt wurden die zwei ver schiedene Herstellungsverfahren benutzten, um die Legierung der jeweiligen Beispiele zu erhalten. Darüber hinaus wurden Testver fahren für die Metallproben aus der Legierung 38 des Beispiels 18 und separat für die Legierung 38 des Beispiels 24 benutzt, die sich von den Testmethoden der Proben der vorhergehenden Beispiele unterschieden.

Die Legierung des Beispiels 18 wurde nach dem Verfahren herge stellt, wie es oben mit Bezug auf die Beispiele 1 bis 3 beschrie ben ist. Dies ist ein rasches Erstarrungs- und Verdichtungsver fahren. Das Testen der Legierung nach Beispiel 18 erfolgte nicht nach dem 4-Punkt-Biegetest, der für alle anderen in den obigen Tabellen zusammengefaßten Daten und insbesondere für Beispiel 18 der Tabelle IV benutzt wurde. Das Testverfahren war vielmehr ein konventioneller Zugversuch, bei dem Metallproben als Zug stäbe hergestellt und einem Zugtest unterworfen wurden, bis sich das Metall dehnte und schließlich brach. Die aus der Legierung 38 nach Beispiel 18 hergestellten Teststäbe wurden einer Zug kraft ausgesetzt, bis sich der Stab bei 651 N/mm² (entsprechend 93 ksi) dehnte.

Die Streckgrenze in N/mm² (ksi) des Beispiels 18 der Tabelle V, die mittels eines Zugstabes gemessen wurde, ist mit der Streck grenze in N/mm² (ksi) des Beispiels 18 der Tabelle IV zu ver gleichen, die mittels des 4-Punkt-Biegetests gemessen wurde. In der metallurgischen Praxis wird die durch Zugstabdehnung be stimmte Streckgrenze allgemeiner benutzt und ist ein allgemein akzeptierteres Maß für Konstruktionszwecke.

In ähnlicher Weise repräsentiert die Zugfestigkeit von 756 N/mm² (108 ksi) die Festigkeit, bei der der Zugstab des Beispiels 18 der Tabelle V als Ergebnis des Ziehens brach. Dieser Wert bezieht sich auf die Bruchfestigkeit für das Beispiel 18 in Tabelle V. Es ist offensichtlich, daß die beiden verschiedenen Tests zu zwei verschiedenen Werten für alle Daten führen.

Hinsichtlich der plastischen Dehnung gibt es wiederum eine Be ziehung zwischen den Ergebnissen, die durch 4-Punkt-Biegetests bestimmt werden, wie sie in der obigen Tabelle IV für Beispiel 18 aufgeführt sind und der plastischen Dehnung in %, wie sie in der letzten Spalte der Tabelle V für Beispiel 18 enthalten sind.

Das Beispiel 24 der Tabelle V ist, wie der Spalte "Herstellungs verfahren" zu entnehmen, durch Barrenmetallurgie hergestellt. Der Begriff "Barrenmetallurgie" bezieht sich auf das Schmelzen der Bestandteile der Legierung 38 in den in Tabelle V aufgeführ ten Anteilen, die den Anteilen für Beispiel 18 genau entsprechen. Anders ausgedrückt, ist die Zusammensetzung der Legierung 38 so wohl für das Beispiel 18 als auch das Beispiel 24 identisch. Der Unterschied zwischen den beiden Beispielen besteht darin, daß die Legierung des Beispiels 18 durch rasche Erstarrung und die Legierung des Beispiels 24 durch Barrenmetallurgie hergestellt wurde. Die Barrenmetallurgie schließt ein Schmelzen der Bestandteile und das Erstarren der Bestandteile zu einem Barren ein. Das rasche Erstarren schließt die Bildung eines Bandes durch das SchmelzsPinnen, gefolgt vom Verdichten des Bandes zu einer völlig dichten kohärenten Metallprobe ein.

Beim Barrenschmelzen des Beispiels 24 hat der Barren eine Abmes sung von etwa 5 cm Durchmesser und etwa 1,25 cm Dicke mit der etwaigen Gestalt eines Hockeypucks. Nach dem Erschmelzen und Erstarren des hockeypuckförmigen Barrens wurde dieser in einem Stahlring mit einer Wanddicke von etwa 1,25 cm und einer verti kalen Höhe eingeschlossen, die der des Barrens entsprach. Vor dem Einschließen in den Haltering wurde der Barren durch Er hitzen auf 1250°C für 2 Stunden homogenisiert. Die Einheit aus hockeypuckförmigen Barren und Haltering wurde auf eine Tempera tur von etwa 975°C erhitzt. Die erhitzte Probe mit Haltering wurde zu einer Dicke von etwa der Hälfte der ursprünglichen Dicke geschmiedet.

Nach dem Schmieden und Kühlen der Probe wurden Zugproben gemäß dem Beispiel 18 hergestellt. Diese Zugproben wurden den gleichen üblichen Zugtesten unterworfen, wie im Beispiel 18 und die Er gebnisse der Streckgrenze, Zugfestigkeit und plastischen Dehnung sind in Tabelle V für Beispiel 24 aufgeführt. Wie sich den Da ten der Tabelle V entnehmen läßt, wurden die einzelnen Test proben vor dem Ausführen der Zugtests verschiedenen Glühtempe raturen unterworfen.

Die für das Beispiel 18 in Tabelle V benutzte Glühtemperatur für die Zugfestigkeitsprobe betrug 1250°C. Die drei Proben der Legierung 38 des Beispiels 24 der Tabelle V wurden einzeln auf die in Tabelle V aufgeführten verschiedenen Temperaturen, 1225°C, 1250°C und 1275°C erhitzt. Nach dieser Glühbehandlung für etwa 2 Stunden wurden die Proben dem üblichen Testen unterworfen, dessen Ergebnisse für die drei separat behandelten Zugtestproben in Tabelle V aufgeführt sind.

Die für die rasch erstarrte Legierung bestimmten Streckgrenzen sind etwas größer als die für die Metallproben, die nach der Barrenmetallurgie erhalten wurden, wie die Ergebnisse in Tabelle V zeigen. Die Ergebnisse der plastischen Dehnung der Proben, die durch Barrenmetallurgie hergestellt wurden, zeigen eine all gemein höhere Duktilität als die der Proben, die durch rasche Erstarrung hergestellt wurden. Die für Beispiel 24 aufgeführ ten Ergebnisse zeigen, daß trotz der etwas geringeren Streck grenzen als für Beispiel 18, die Ergebnisse des Beispiels 24 völlig angemessen sind für viele Anwendungen in Flugzeugtrieb werken und anderen industriellen Einsatzgebieten. Auf der Grund lage der Duktilitätsmessungen und der für Beispiel 24 aufgeführ ten Messungen macht die Duktilitätszunahme die Legierung 38, wie sie durch Barrenmetallurgie hergestellt wurde, zu einer sehr erwünschten Legierung für solche Anwendungen, die eine höhere Duktilität erfordern. Es ist allgemein bekannt, daß das Verar beiten durch Barrenmetallurgie sehr viel billiger ist als das Verarbeiten durch Schmelzspinnen oder rasche Erstarrung, da im ersteren Falle weder das teuere Schmelzspinnen selbst noch die Verdichtung danach erforderlich sind.

Beispiel 25

Es wurden Proben einer Legierung, die Zusätze sowohl von Chrom als auch Niob enthielt, wie oben bei den Beispielen 1 bis 3 offenbart, hergestellt. Wie in der anhängigen US-Patentanmel dung mit der Serial Nr. 2 01 984 vom 3. Juni 1988 berichtet, wur den an diesen Proben Tests ausgeführt und die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle VI aufgeführt.

Tabelle VI*)

Es ist aus Beispiel 17 in Tabelle III oben bekannt, daß bei Zugabe von mehr als einem Zusatzelement, das jeweils einzeln wirksam ist bei der Verbesserung verschiedener Eigenschaften der TiAl- Zusammensetzungen das Ergebnis, wie beim Beispiel 17, im wesentlichen negativ ist, da die kombinierte Zugabe zu einer Abnahme bei den erwünschten Gesamteigenschaften führt. Es ist daher sehr überraschend festzustellen, daß durch die Zugabe von zwei Elemen ten, und insbesondere von Chrom und Niob in einer Gesamtmenge von 4 Atom-% eine beträchtlichere weitere Zunahme der erwünschten Gesamteigenschaften der Legierung erhalten wird. Durch die Ver wendung der Kombination von Chrom und Niob wird von allen Mate rialien, die durch rasche Erstarrung hergestellt wurden, die höchste Duktilität erzielt.

Weitere Tests, die mit den Legierungen der Tabelle VI ausgeführt wurden, betreffen die Oxidationsbeständigkeit. Hierbei wurde der Gewichtsverlust nach 48-stündigem Erhitzen bei 982°C in Luft ge messen. Das Ergebnis ist in mg/cm²,bezogen auf die Oberfläche der Testproben angegeben.

Den in Tabelle VI angegebenen Daten läßt sich entnehmen, daß der Gewichtsverlust der Legierung 12 beim Erhitzen etwa 31 mg/cm² betrug. Der Gewichtsverlust der Chrom enthaltenden Legierung 18 beim Erhitzen betrug 47 mg/cm². Im Gegensatz dazu betrug der Gewichtsverlust der Legierung 81, die bei 1275°C geglüht war, beim Erhitzen etwa 4 mg/cm². Diese Abnahme beim Gewichtsverlust bedeutet eine Zunahme in der Oxidationsbeständigkeit in der Le gierung. Dies ist eine sehr bemerkenswerte Zunahme um das etwa 7fache aufgrund der Kombination von Chrom und Niob in der Le gierung 81. Somit hat die Chrom und Niob enthaltende Legierung einen sehr erwünschten Grad der Duktilität und zwar die höchst erzielte zusammen mit einer sehr beträchtlichen Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit.

Die Legierung ist geeignet zur Verwendung in Komponenten von Strahltriebwerken, die hohe Festigkeit bei hohen Temperaturen haben. Solche Komponenten können z. B. für wirbelfreie Gasaus lässe, Lauf- oder Leitschaufeln von Niederdruckturbinen, Lauf schaufeln oder Leitkanäle sein.

Die Legierung kann auch in verstärkten Verbundstrukturen eingesetzt sein wie im wesentlichen in der US-Patentanmeldung mit der Serial-Nr. 0 10 882 vom 4. Februar 1987 beschrieben.

Beispiel 26

Die in Beispiel 25 beschriebene Legierung wurde durch rasche Erstarrung hergestellt. Im Gegensatz dazu wurde die Legierung des vorliegenden Beispiels durch Barrenmetallurgie in einer ähn lichen Weise hergestellt, wie dies oben in Beispiel 24 beschrie ben ist.

Das spezifische Herstellungsverfahren ist wichtig zur Erzielung einer Eigenschaftsverbesserung gegenüber den Eigenschaften der in der anhängigen US-Patentanmeldung Serial Nr. 2 01 984 vom 3. Juni 1988 beschriebenen Zusammensetzung.

Die Anteile der Bestandteile dieser Legierungen sind die fol genden:

Ti₄₈Al₄₈Cr₂Nb₂.

Die Bestandteile wurden zusammengeschmolzen und dann zu zwei Barren mit einem Durchmesser von etwa 5 cm und einer Dicke von etwa 1,25 cm zum Erstarren gebracht. Die Schmelzen für diese Barren waren durch Elektro-Lichtbogenschmelzen in einem Kupfer herd hergestellt.

Der erste der beiden Barren wurde zwei Stunden bei 1250°C homo genisiert und der zweite bei 1400°C für zwei Stunden.

Nach der Homogenisierung wurde jeder Barren einzeln in einen genau passenden Stahlring mit einer Wandstärke von etwa 1,25 cm eingepaßt. Jeder der Barren und sein Haltering wurden auf 975°C erhitzt und dann zu einer Dicke geschmiedet, die etwa die Hälfte der ursprünglichen Dicke war.

Beide geschmiedeten Proben wurden dann bei Temperaturen zwischen 1250 und 1350°C zwei Stunden geglüht. Nach dem Glühen wurden die geschmiedeten Proben für zwei Stunden bei 1000°C gealtert. Nach dem Altern wurden die Probebarren maschinell zu Zugstäben für Zugtests bei Raumtemperatur verarbeitet.

Die folgende Tabelle VII faßt die Ergebnisse der bei Raumtempera tur ausgeführten Zugtests zusammen.

Tabelle VII*)

Aus den Daten der obigen Tabellen VI und VII ergibt sich, daß experimentell gezeigt wurde, daß eine stark duktile TiAl-Grund legierung mit hoher Beständigkeit gegen Oxidation durch Gießen und Knetmetallurgie hergestellt worden ist.

Die Streckgrenzen liegen im Bereich von 420 bis 469 N/mm² (60 bis 67 ksi), und es ist zu bemerken, daß diese Streckgrenzen recht unabhängig sind von der Homogenisierung und den Wärmebehandlungs temperaturen, die angewendet wurden. Im Gegensatz dazu erweisen sich die Duktilitäten als stark von der benutzten Homogenisie rungstemperatur abhängig. Bei Anwendung der Homogenisierungs temperatur von 1250°C liegen die gemessenen Duktilitäten im Be reich von 1,3 bis 2,1% in Abhängigkeit von der Wärmebehandlungs temperatur.

Wenn jedoch die Homogenisierung bei 1400°C ausgeführt wird, haben die erzielten Duktilitäten in den Proben die höheren Werte von 2,7 bis 2,9%. Diese Duktilitäten sind merklich höher und stimmen daher besser mit denen überein, die bei Messungen der Materialien gefunden wurden, die bei der tieferen Temperatur homogenisiert wurden.

Diese Tests demonstrieren, daß die Duktilität einer Zusammenset zung Ti₄₈Al₄₈Cr₂Nb₂, die durch Gießen und Schmieden zubereitet wurde, durch Homogenisierung bei 1400°C stark verbessert wird.

Das vorhergehende Beispiel demonstriert die Zubereitung einer Zu sammensetzung, die eine einzigartige Kombination von Duktilität, Festigkeit und Oxidationsbeständigkeit hat. Dieses Beispiel ist in einer anhängigen US-Anmeldung mit der Serial Nr. 3 54 965 vom 22. Mai 1989 offenbart.

Diese Zubereitung erfolgte durch billige Barrenmetallurgie zum Unterschied von dem aufwendigeren Schmelzspinnen, das im Beispiel 25 benutzt wurde.

Dieses Verfahren ist einzigartig bei der Zusammensetzung, die die Kombination von Chrom und Niob enthält. Die Konzentrationsbereiche an Chrom und Niob, für die das Verfahren dieses Beispiels vorteil hafte Ergebnisse erzeugt, sind die folgenden:

Ti₄₈Al₄₈Cr₂Nb₂.

Die Homogenisierung des Barrens vor der Dickenverminderung wird vorzugsweise bei einer Temperatur von etwa 1400°C ausgeführt, doch ist auch die Homogenisierung bei Temperaturen oberhalb der Über gangstemperatur bei der Ausführung des Verfahrens möglich. Die Übergangstemperatur variiert in Abhängigkeit vom stöchiometri schen Verhältnis von Titan und Aluminium und von den spezifi schen Konzentrationen der Chrom- und Niobzusätze. Aus diesem Grunde ist es ratsam, erst die Übergangstemperatur einer spe ziellen Zusammensetzung zu bestimmen und diesen Wert beim Aus führen des Verfahrens zu benutzen.

Die Homogenisierungszeiten variieren umgekehrt mit der angewen deten Temperatur, doch sind kürzere Zeiten in der Größenordnung von 1 bis 3 Stunden bevorzugt.

Nach der Homogenisierung und dem Einschließen des Barrens wird die Einheit aus Barren und Haltering vor der Dickenverminderung durch Schmieden auf 975°C erhitzt. Ein erfolgreiches Schmieden kann ohne einen Haltering und mit Proben erfolgen, die auf Tempe raturen zwischen etwa 900°C und der beginnenden Schmelztempera tur erhitzt wurden. Temperaturen oberhalb des beginnenden Schmelz punktes sollten vermieden werden.

Die Dickenverminderung ist nicht auf eine Verminderung auf die Hälfte der ursprünglichen Dicke beschränkt. Verminderungen von etwa 10% oder mehr ergeben brauchbare Resultate bei der Ausfüh rung der vorliegenden Erfindung. Eine Verminderung von mehr als 50% ist bevorzugt.

Das Glühen nach der Dickenverminderung kann über einen Tempera turbereich von etwa 1250°C bis zur Übergangstemperatur und vor zugsweise von etwa 1250 bis etwa 1350°C sowie über einen Zeit bereich von etwa 1 bis 10 Stunden und vorzugsweise im kürzeren Bereich von etwa 1 bis 3 Stunden ausgeführt werden. Proben, die bei höheren Temperaturen geglüht werden, werden vorzugsweise kürzere Zeit geglüht, um im wesentlichen die gleiche wirksame Glühung zu erzielen.

Nach dem Glühen kann ein Altern ausgeführt werden. Das Altern erfolgt üblicherweise bei einer tieferen Temperatur als das Glühen und für eine kürzere Zeit in der Größenordnung für 1 bis wenige Stunden. Das Altern bei 1000°C für eine Stunde ist eine typische Alterungsbehandlung. Altern ist hilfreich, für die Durchführung der vorliegenden Erfindung jedoch nicht unwesentlich.

Obiges wurde in der anhängigen US-Patentanmeldung mit der Serial Nr. 3 54 965 vom 22. Mai 1989 erläutert.

Beispiel 27

Eine Probe aus einer zusätzlich zu Chrom und Niob Kohlenstoff enthaltenden Legierung wurde gemäß der Formel zubereitet:

Ti_47,9Al₄₈Cr₂Nb₂C_0,1

Die Zusammensetzung wurde zubereitet und getestet wie in den Beispielen 24 und 26A beschrieben. Dies schloß ein Elektro- Lichtbogenschmelzen und ein Gießen zu einem Barren von etwa 5 cm Durchmesser und 1,25 cm Dicke ein. Der gegossene Barren wurde für 2 Stunden bei 1250°C homogenisiert und dann in einem Stahlring eingeschlossen. Barren und Ring wurden auf 975°C er hitzt und dann zu einer Dicke von etwa der Hälfte der ursprüng lichen Dicke geschmiedet.

Nach dem Glühen bei Temperaturen zwischen 1200 und 1400°C für 2 Stunden und Altern bei 1000°C für 2 Stunden wurden Proben für Testversuche bei Raumtemperatur maschinell, insbesondere durch Zerspanen hergestellt. Die Testergebnisse sind in der folgen den Tabelle VIII zusammen mit den Ergebnissen des Zugtestens der Legierung 81 des Beispiels 26A enthalten. Diese beiden Sätze von Testdaten sind in Tabelle VIII enthalten, da die beiden Le gierungen nach den gleichen Stufen hergestellt und verarbeitet worden sind, so daß die Ergebnisse ihrer jeweiligen Tests recht genau vergleichbar sind.

Tabelle VIII

Aus den in Tabelle VIII aufgeführten Ergebnissen ergibt sich, daß die Zugabe von Kohlenstoff zum mit Chrom und Niob versehenen Gamma- TiAl höchst bemerkswerte Duktilitätszunahmen zur Folge hatte. Diese Ergebnisse sind in Fig. 1 aufgetragen.

Der Tabelle VIII und Fig. 1 ist zu entnehmen, daß die bemerkens wert gute Duktilität der Legierung 81, die bei 1275 und 1300°C geglüht war und die Kombination der Zusätze Chrom und Niob ent hielt, durch die weitere Zugabe von 0,1 Atom-% Kohlenstoff er staunlicherweise verdoppelt wurde.

Dies ist das ungewöhnlichste und unerwartetste Ergebnis.

Dem Vorstehenden läßt sich somit entnehmen, daß es eine Vielzahl von Wegen zur Erreichung von Verbesserungen hinsichtlich der Duk tilität einer TiAl-Zusammensetzung gibt, die Chrom und Niobzusätze enthält.

Ein erster Weg besteht im Gebrauch des raschen Erstarrens. Dieses rasche Erstarren begünstigt die Entwicklung einer höheren Dukti lität bei der Zubereitung einer Ti₄₈Al₄₈Cr₂Nb₂-Zusammensetzung.

Ein zweites Verfahren ist das Homogenisieren bei 1400°C, wie im Beispiel 26B angewandt.

Das dritte Verfahren ist das in der vorliegenden Anmeldung ge lehrte Verfahren und schließt spezifisch den Einschluß von Kohlen stoff zusammen mit Chrom und Niob in der TiAl-Zusammensetzung ein.

Jede dieser Techniken ist wirksam bei der Verbesserung der Duk tilität von TiAl.

Hinsichtlich der genauen kohlenstoffhaltigen Zusammensetzung, bei der eine Zusammensetzung, wie

Ti_47,9Al₄₈Cr₂Nb₂C_0,1

geschaffen wird, können der Kohlenstoffsubstituent und die Grund zusammensetzung TiAl, in die der Kohlenstoff eingebracht wird, als festgelegt und sicher ausgedrückt werden. Dies ist jedoch nicht gleichermaßen der Fall in einer Zusammensetzung, wie:

Ti_52-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5C_0,05-0,2

wo es viele Variablen für jeden Bestandteil gibt. Der Bequem lichkeit halber sind in einer solchen Zusammensetzung die Dezi malwerte des Titanbestandteils nicht angegeben. Man verläßt sich vielmehr auf die klare Angabe des Kohlenstoffbestandteiles, wo bei klar ist, daß die Konzentration des Titanbestandteiles in Abhängigkeit des gewählten Kohlenstoffwertes variiert. Wenn der Kohlenstoffwert daher 0,2 ist, beträgt der Titanwert [(52 bis 42)-0,2]. Ist die Kohlenstoffkonzentration 0,05, dann beträgt die Titankonzentration [(52 bis 42)-0,05].

Claims

1. Durch Chrom, Kohlenstoff und Niob modifizierte Gamma-Titan/ Aluminium-Legierung, die im wesentlichen aus Titan, Alumi nium, Chrom, Niob und Kohlenstoff im folgenden etwaigen Atom verhältnis besteht: Ti_52-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5C_0,05-0,2.

2. Durch Chrom, Kohlenstoff und Niob modifizierte Gamma-Titan/ Aluminium-Legierung, die im wesentlichen aus Titan, Aluminium, Chrom, Niob und Kohlenstoff im folgenden etwaigen Atomver hältnis besteht: Ti_51-43Al_46-50Cr₂Nb_1-5C_0,05-0,2.

3. Durch Chrom, Kohlenstoff und Niob modifizierte Gamma-Titan/ Aluminium-Legierung, die im wesentlichen aus Titan, Aluminium, Chrom, Niob und Kohlenstoff im etwaigen Atomverhältnis steht: Ti_51-43Al_46-50Cr₂Nb_1-5C_0,1.

4. Durch Chrom, Kohlenstoff und Niob modifizierte Gamma-Titan/ Aluminium-Legierung, die im wesentlichen aus Titan, Alumi nium, Chrom, Niob und Kohlenstoff im etwaigen Atomverhältnis besteht: Ti_50-46Al_46-50Cr₂Nb₂C_0,1.

5. Legierung nach Anspruch 1, im gegossenen und geschmiedeten Zustand.

6. Legierung nach Anspruch 2, im gegossenen und geschmiedeten Zustand.

7. Legierung nach Anspruch 3, im gegossenen und geschmiedeten Zustand.

8. Legierung nach Anspruch 4, im gegossenen und geschmiedeten Zustand.

9. Bauteil zum Einsatz bei hoher Festigkeit und hoher Temperatur aus einer durch Chrom, Niob und Kohlenstoff modifizierten Titan/Aluminium-Legierung, die im wesentlichen aus Titan, Aluminium, Chrom, Niob und Kohlenstoff im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht: Ti_51-43Al_46-50Cr₂Nb_1-5C_0,1.

10. Bauteil nach Anspruch 9, in Form eines Bauteiles eines Strahl triebwerkes.

11. Bauteil nach Anspruch 9, mit einer faserförmigen Verstärkung.

12. Bauteil nach Anspruch 11, bei dem die faserförmige Verstärkung aus Siliziumkarbidfasern besteht.