DE1259105B

DE1259105B - Process for the heat treatment of titanium alloys

Info

Publication number: DE1259105B
Application number: DE1955R0017120
Authority: DE
Inventors: Robert Isaac Jaffee; Horace Russell Ogden
Original assignee: CRUCIBLE STEEL INTERNATIONAL S
Current assignee: CRUCIBLE STEEL INTERNATIONAL S
Priority date: 1955-07-26
Filing date: 1955-07-26
Publication date: 1968-01-18

Description

Verfahren zur Wärmebehandlung von Titanlegierungen Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Titanlegierungen, bestehend aus 0,5 bis 23°/o eines oder mehrerer der a-Stabilisatorelemente Zinn, Antimon oder Aluminium, jedoch nicht über 19% Antimon und nicht über 1211;u Aluminium, sowie 0,5 bis 20% eines oder mehrerer der l3-Eutektoid-Stabilisatorelemente Kupfer, Kobalt, Nickel, Silicium oder Beryllium, jedoch nicht über 12°/o Kobalt oder Nickel, 311/o Silicium und 211/u Beryllium, und in denen die letztgenannten Elemente bis zur Hälfte durch bis zu 2011/() Molybdän, Vanadium, Niob und/oder Tantal, bis zu 511/u Mangan, bis zu 3,5% Eisen und bis zu 12% Chrom und Wolfram ersetzt sein können, Rest über 50% Titan neben dessen üblichen Verunreinigungen, das dadurch gekennzeichnet ist, daß die Legierungen über die Ubergangstemperatur der j3-Phase hinaus so lange erhitzt werden, bis die Umwandlung in diese Phase praktisch vollständig ist, und daß dann die Legierungen langsam mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 2,5, höchstens bis zu 5,5 = C in der Minute durch den eutektoiden Temperaturbereich hindurch abgekühlt werden.Methods of Heat Treatment of Titanium Alloys The invention relates to a method of heat treating titanium alloys consisting of 0.5 to 23% one or more of the a-stabilizer elements tin, antimony or aluminum, however not more than 19% antimony and not more than 1211; u aluminum, as well as 0.5 to 20% of one or more of the 13 eutectoid stabilizer elements copper, cobalt, nickel, silicon or beryllium, but not more than 12 per cent cobalt or nickel, 311 per cent silicon and 211 per cent Beryllium, and in which the latter elements are up to half through up to 2011 / () molybdenum, vanadium, niobium and / or tantalum, up to 511 / u manganese, up to 3.5% Iron and up to 12% chromium and tungsten can be replaced, the remainder over 50% titanium in addition to its usual impurities, which is characterized in that the Alloys are heated beyond the transition temperature of the j3 phase for so long until the transformation into this phase is practically complete, and that then the alloys slowly with a speed of not more than 2.5, at most up to 5.5 = C per minute through the eutectoid temperature range.

Die Wärmebehandlung von Legierungen wie den nach der Erfindung eingesetzten, ist bisher nicht durchgeführt worden. Bekannte Legierungen enthalten im allgemeinen beträchtlich weniger Kobalt, Kupfer oder Nickel als die erfindungsgemäß wärmebehandelten. In einem Falle kann der Kupfergehalt 0,1 bis 1011/o betragen, jedoch handelt es sich dann um eine neben Kupfer, Silicium, Kohlenstoff enthaltende Titanlegierung, die frei von Aluminium ist. Andere bekannte Legierungen weisen einen Höchstgehalt von 2% Kupfer auf, weitere sind frei von Kupfer, Kobalt oder Nickel.The heat treatment of alloys such as those used according to the invention, has not yet been carried out. Known alloys generally contain considerably less cobalt, copper or nickel than those heat treated according to the invention. In one case, the copper content can be 0.1 to 1011 / o, but it is then a titanium alloy containing copper, silicon, carbon, which is free of aluminum. Other known alloys have a maximum content 2% copper, others are free of copper, cobalt or nickel.

Die erfindungsgemäß wärmebehandelten Legierungen weisen bestimmte Mengenbereiche der Bestandteile Kupfer, Kobalt und Nickel auf, wie bereits angegeben.The alloys heat-treated according to the invention have certain Quantity ranges of the constituents copper, cobalt and nickel, as already indicated.

Die nach der Erfindung wärmebehandelten Legierungen, insbesondere die kupferhaltigen Legierungen, weisen in vielfacher Hinsicht hervorragende Eigenschaften auf. Die Warmverformung ist im Vergleich zu den bisher bekannten Legierungen auf Titangrundlage mit hohem a-Stabilisatoranteil erheblich einfacher. Bei Abschreckung von den Temperaturbereichen der /3- und der a,i3-Phase herunter nehmen Härte und Festigkeit weit mehr zu. Sie besitzen eine ausgezeichnete Festigkeit bei erhöhten Temperaturen bis zu etwa 650"C, einen hohen Elastizitätsmodul und im Vergleich zu den bisher bekannten Legierungen auf Titangrundlage ein hohes Verhältnis des Elastizitätsmoduls zur Dichte. Im Zusammenhang mit der Wärmebehandlung wird von der »unteren kritischen Temperatur« die Rede sein. Dies ist jene Temperatur, bei deren Unterschreitung sich die j3-Phase in die (x-Phase und die durch Zerfall der eutektoiden Bestandteile gebildeten Gefügebestandteile umwandelt. Bei den kupferhaltigen Legierungen handelt es sich hierbei um die Verbindung Ti2Cu, die dem Fe3C im Eisen-Kohlenstoff-Diagramm entspricht. Beim Erhitzen unter Ausbildung der f-Phase spricht man dagegen vom »Erhitzen über die Übergangstemperatur der /3-Phase«. Die Wärmebeständigkeit der Legierungen ist auf die Tatsache zurückzuführen, daß die Legierung vollkommen in a-Titan plus diese Verbindung umgewandelt wird. Diese Legierungen besitzen außerdem ausgezeichnete Kriechfestigkeit und hervorragende Schweißeigenschaften.The alloys heat treated according to the invention, in particular the copper-containing alloys have excellent properties in many ways on. The hot deformation is up in comparison to the previously known alloys Titanium base with a high proportion of α-stabilizer is considerably simpler. With deterrence from the temperature ranges of the / 3 and a, i3 phases, hardness and Strength far more too. They have excellent strength at increased Temperatures up to about 650 "C, a high modulus of elasticity and compared to the previously known alloys based on titanium have a high modulus of elasticity ratio to density. In connection with the heat treatment, the »lower critical Temperature «. This is the temperature below which the the j3 phase into the (x phase and that caused by the disintegration of the eutectoid components formed structural components converts. In the case of the copper-containing alloys This is the compound Ti2Cu, which corresponds to Fe3C in the iron-carbon diagram is equivalent to. In the case of heating with the formation of the f-phase, on the other hand, one speaks of »heating via the transition temperature of the / 3-phase «. The heat resistance of the alloys is due to the fact that the alloy is completely in a-titanium plus this connection is converted. These alloys are also excellent Creep resistance and excellent welding properties.

Die wärmebeständige Form dieser Legierungen erhält man entweder durch langsames Abkühlen innenhalb des kritischen Temperaturbereiches oder durch etwa 1/.1- bis 24stündige Wärmebehandlung bei einer Temperatur, die 25 bis 55°C unterhalb der kritischen (Eutektoid-)Temperatur liegt. Je länger diese Glühbehandlung dauert, desto weicher wird das Metall.The heat-resistant form of these alloys is obtained by either slow cooling within the critical temperature range or by about Heat treatment for 1/1 to 24 hours at a temperature below 25 to 55 ° C the critical (eutectoid) temperature. The longer this annealing treatment lasts, the softer the metal becomes.

Die Legierungen, die nach der Erfindung wärmebehandelt werden, werden als »a-dispersoide« Legierungen bezeichnet und sind im Grunde genommen in der einfachsten Form ternäre Legierungen, die einen die a-Phase stabilisierenden Legierungsbestandteil, wie Aluminium, Zinn oder Antimon, und einen aktiven eutektoiden ß-Stabilisator, wie Kupfer, Nickel, Kobalt, Silicium oder Beryllium enthalten, der eine innerhalb der Anwendungstemperatur dieser Legierungen, im allgemeinen bis zu 650°C, unlösliche Verbindung bildet. Noch kompliziertere Legierungen dieser Art lassen sich durch Zusatz von zwei oder mehreren aktiven eutektoiden ß-Stabilisatoren für diese Zwecke erzeugen. Das Grundgefüge aus a-Phase und darin verteilten anderen Zusatzmetallen bleibt jedoch unverändert.The alloys which are heat treated according to the invention are referred to as "a-dispersoid" alloys and are basically in the simplest of them Form ternary alloys that one that stabilizes the a-phase Alloy component, such as aluminum, tin or antimony, and an active eutectoid ß-stabilizers such as copper, nickel, cobalt, silicon or beryllium contain the one within the application temperature of these alloys, generally up to 650 ° C, forms an insoluble compound. Even more complicated alloys of this type can be achieved by adding two or more active eutectoid ß-stabilizers generate for these purposes. The basic structure of a-phase and others distributed in it However, additional metals remain unchanged.

Diese a-dispersoiden Legierungen eignen sich besonders zur Verwendung bei erhöhten Temperaturen. Wie bereits erwähnt, sind sie gewöhnlich zweiphasige Legierungen und bestehen aus einer starken stabilen (x-Phase und einer Phase darin verteilter Zusatzmetalle. Auf die Verteilung der harten dispergierten Phase sind die ausgezeichneten Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen zurückzuführen.These α-dispersoid alloys are particularly suitable for use at elevated temperatures. As mentioned earlier, they are usually two-phase Alloys and consist of a strong stable (x phase and a phase in it distributed additional metals. On the distribution of the hard dispersed phase are due to the excellent properties at elevated temperatures.

Das angewandte Wärmebehandlungsverfahren und seine Ausführungsformen spielen eine wichtige Rolle, da die Eigenschaften der Legierungen nach der Wärmebehandlung weitgehend von ihrer Herstellungsvorgeschichte abhängen. Diese Legierungen lassen sich innerhalb von vier Temperaturbereichen warmverformen. In der Reihenfolge der abnehmenden Temperaturen sind dies: der nur-ß-Bereich, der zweiphasige a,ß-Bereich, der dreiphasige a,ß-Zusatzmetall-Bereich und der zweiphasige a-Zusatzmetall-Bereich.The heat treatment process used and its embodiments play an important role as the properties of the alloys after heat treatment largely depend on their manufacturing history. Let these alloys heat-deform within four temperature ranges. In the order of decreasing temperatures are: the only-ß-area, the two-phase a, ß-area, the three-phase a, ß-additional metal area and the two-phase a-additional metal area.

Zum Beispiel erstreckt sich bei den Ti-Al-Cu-Legierungen die Temperatur der Wärmebehandlung für den nur-ß-Bereich von etwa 900 bis gewöhnlich höchstens 980'C, für den zweiphasigen a,ß-Bereich von etwa 845 bis 900°C, für den dreiplfasigen a,ß-Zusatzmetall-Bereich liegt sie bei etwa 800°C und für den zweiphasigen a-Zusatzmetall-Bereich unterhalb von 800'C. Die Gußblöcke aus diesen Ti-AI-Cu-Legierungen werden normalerweise durch Hammerschmieden bei etwa 980°C und anschließendes Walzen oder Gesenkschmieden bei etwa 925°C heruntergearbeitet. Diese Legierungen erfahren normalerweise entweder im a,ß-Temperaturbereich (845 bis 900°C) oder im a-Zusatzmetall-Bereich (etwa 790'C) eine ziemlich starke Querschnittsverminderung um etwa 600/0.For example, in the Ti-Al-Cu alloys, the temperature extends of heat treatment for the β-only range from about 900 to usually at most 980'C, for the two-phase a, ß range from about 845 to 900 ° C, for the three-phase a, ß-additional metal range, it is around 800 ° C and for the two-phase a-additional metal range below 800'C. The ingots from these Ti-Al-Cu alloys are usually by hammer forging at around 980 ° C and subsequent rolling or drop forging worked down at about 925 ° C. These alloys usually experience either in the a, ß-temperature range (845 to 900 ° C) or in the a-additional metal range (approx. 790'C) a fairly large reduction in cross-section of around 600/0.

Die kritische Temperatur für die Legierungen, die nach der Erfindung wärmebehandelt werden, schwankt je nach dem entsprechenden Zusatz des aktiven eutektoiden ß-Stabilisators. Für die kupferhaltigen Legierungen beträgt sie etwa 800"C, für die nickelhaltigen etwa 770°C, für die kobalthaltigen etwa 680°C, für die berylliumhaltigen etwa 845°C und für die siliciumhaltigen etwa 860'C. Die ß - Ubergangstemperatur dieser Legierungen schwankt je nach der Legierungszusammensetzung etwas und ist, wie angedeutet, für jede gegebene Zusammensetzung die niedrigste Temperatur oberhalb deren die Legierung allein in der ß-Phase vorliegt. Die günstigsten Temperaturbedingungen für das Abschrecken dieser Legierungen aus der ß-Phase bestehen darin, daß man sie auf etwa 25 bis 55'C über die ß-Ubergangstemperatur erwärmt und anschließend abschreckt. Für die kupferhaltigen Legierungen liegt der günstigste Abschreckbereich aus der ß-Phase etwa bei 815 bis 1010"C und aus der a,ß-Phase in Gegenwart von Aluminium etwa bei 860 bis 875'C, bei Legierungen mit Zinn oder Antimon an Stelle von Aluminium jedoch bei etwa 810 bis 845'C.The critical temperature for the alloys made according to the invention heat treated varies depending on the appropriate addition of the active eutectoid ß stabilizer. For the copper-containing alloys it is about 800 "C, for those containing nickel are around 770 ° C, those containing cobalt around 680 ° C, and those containing beryllium about 845 ° C and for the silicon-containing about 860'C. The ß - transition temperature of these alloys fluctuates somewhat depending on the alloy composition and is as indicated, for any given composition, the lowest temperature above of which the alloy is only in the ß-phase. The most favorable temperature conditions for quenching these alloys from the ß-phase consists in that one they heated to about 25 to 55'C above the β-transition temperature and then quenched. For the copper-containing alloys, the most favorable quenching range is from the ß-phase at about 815 to 1010 "C and from the a, ß-phase in the presence of aluminum around 860 to 875 ° C, for alloys with tin or antimony instead of aluminum but at about 810 to 845 ° C.

Die oberhalb der kritischen Temperatur gebildete ß-Phase wandelt sich bei rascher Abschreckung, z. B. in Wasser, völlig in Martensit und ein feines Eutektoidgefüge um, bei langsamerer Abkühlung von oberhalb der kritischen Temperatur, z. B. durch Abschreckung in Öl oder Abkühlung in Luft, in eine Mischung von aus a-Titan und aus eutektoiden Zerfallsprodukten bestehenden Gefügebestandteilen. Das heißt, bei diesen Legierungen bleibt die ß-Phase beim Abschrecken von oberhalb der kritischen Temperatur nicht erhalten, und auch die ß-Umwandlung ist mit einer deutlichen Zunahme an Härte und Zugfestigkeit verbunden.The ß-phase formed above the critical temperature changes in the case of rapid deterrence, e.g. B. in water, completely in martensite and a fine eutectoid structure to, with slower cooling from above the critical temperature, z. B. by Quenching in oil or cooling in air, in a mixture of a-titanium and structural components consisting of eutectoid decay products. That is, at In these alloys, the ß-phase remains above the critical one during quenching Temperature is not maintained, and also the ß-conversion is with a marked increase associated with hardness and tensile strength.

Das bei der Abschreckung von Titanlegierungen dieser Art entstehende martensitartige Gefüge ähnelt sehr dem bei der Stahlabschreckung aus dem Austenit-Temperaturbereich erhaltenen Martensit. Der auf diese Weise bei der Abschreckung entstandene Martensit wird durch anschließende Temperung im Temperaturbereich der a-Zusatzmetall-Phase in ein Mikrogefüge umgewandelt, das aus einer feinen Dispersion der ß-Eutektoid-Zerfallsbestandteile, z. B. von Ti2Cu, Titanberyllid usw., in einem a-Titan-Grundgefüge besteht. Dieser Vorgang ähnelt dem Tempern von Stahl, bei dem der durch Abschreckung entstehende Martensit in eine feine Dispersion von Fe:3C in einer Ferritgrundmasse übergeht.The result of quenching titanium alloys of this type Martensite-like structure is very similar to that of steel quenching from the austenite temperature range preserved martensite. The martensite created in this way during the quenching is made by subsequent tempering in the temperature range of the a-additional metal phase converted into a microstructure consisting of a fine dispersion of the ß-eutectoid decay components, z. B. of Ti2Cu, titanium beryllide, etc., consists in an a-titanium basic structure. This The process is similar to the tempering of steel, in which the resulting from quenching Martensite turns into a fine dispersion of Fe: 3C in a ferrite matrix.

Zur Umwandlung des Martensits in diesen Titanlegierungen benötigt man verhältnismäßig hohe Temperaturen, die etwas weniger als 25 bis 55°C unterhalb der kritischen (Eutektoid-)Temperatur liegen. Für die kupferhaltigen Legierungen beträgt der Härtungsbereich z. B. etwa 540 bis 760'C, liegt also im Vergleich zum Härtungsbereich des Stahls von etwa 400 bis 540'C ziemlich hoch. Durch diese Temperung der Titanlegierungen werden diese in einen für die anschließende Verwendung bei erhöhten Temperaturen geeigneten Zustand aus a-Titan und dispergierten Gefügebestandteilen umgewandelt.Required to transform the martensite in these titanium alloys one relatively high temperatures, slightly less than 25 to 55 ° C below the critical (eutectoid) temperature. For the alloys containing copper the hardening range is e.g. B. about 540 to 760'C, so compared to the Hardening range of the steel from about 400 to 540'C rather high. Through this tempering The titanium alloys are turned into one for subsequent use state of a-titanium and dispersed structural components suitable for elevated temperatures converted.

Die hohe Erweichungstemperatur dieser erfindungsgemäß wärmebehandelten Legierungen macht sie für Verwendungsgebiete bei hoher Temperatur geeignet, z. B. für Schaufelräder von Düsentriebwerkskompressoren, Bolzen für Kompressorengehäuse, Auskleidungen und Gehäuse für Düsentriebwerkverbrennungskammern u. dgl.The high softening temperature of these heat-treated according to the invention Alloys make them suitable for high temperature applications, e.g. B. for fan wheels of jet engine compressors, bolts for compressor housings, Linings and housings for jet engine combustion chambers and the like.

Als Beispiel für die bei diesen, insbesondere den kupferhaltigen Legierungen, durch Wärmebehandlung und Abkühlung erhältlichen Eigenschaften seien die Werte einer Legierung aus etwa 4% Aluminium, 6% Kupfer und als Rest technisch reinem Titan angegeben, die bei Abschreckung von 860 bis 870°C durch Wasser eine Vickershärte von 375 kg/mm2, eine Zugfestigkeit von 133,6 kg/mm2, eine 0,20/0-Streckgrenze von 91,4 kg/mm2, eine Querschnittsverringerung um etwa 30%, eine Dehnung von etwa 10% und einen Mindestkrümmungsradius von etwa 4 T aufwies. (Als Mindestkrümmungsradius »T« bezeichnet man den Radius, ausgedrückt als Vielfaches der Probendicke, auf den die Probe zu einem Winkel von 75' gebogen werden kann, ohne zu zerbrechen.) Diese Eigenschaften wurden nebeneinander - soweit bekannt - bisher noch nie von Titanlegierungen erreicht. Bei etwa 1- bi, 16stündiger Wärmebehandlung dieser Legierung bei etwa 700-C sinkt zwar die Vickershärte von etvIt 375 bis auf 330 bis 350 kg/mm'-', aber die nach denn Abschrecken festgestellte Dehnbarkeit von 4 T steigt auf 3 T an. In diesem Zustand sind überaus gut: Wärmebeständigkeit und Festigkeit bei erhöhtcr Temperatur für Arbeitsbedingungen bis zu etwa 315 bis 540-C festzustellen. Die folgende Tabelle 1 zeigt den Einfluß der verschiedenen obengenannten erfindungsgemäßen Wärmebehandlungen auf die mechanischen Eigenschaften einer typischen, erfindungsgemäß zu behandelnden Legierung, die aus 4°/u Aluminium, 6° ;o Kupfer, Rest Titan besteht, im Vergleich zu der entsprechenden binären Legierung ohne a-Stabilisator, die also nur 6°/o Kupfer und als Rest Titan enthält und nicht zum Gegenstand der Erfindung zählt. Tabelle 1 Einfluß der Wärmebehandlung auf die Festigkeitseigenschaften zweier a-Dispersoid-Legierungen (1 mm dicke Platten) _ - @ - QLIC'.1'SC:I11111tS- I.@g@el'@Illg lllld w-al'nl@@)e@l@lll@@ll11.! IU.2-Strec:kgl'ejlze Zel'I'ciitie."llf,Keit Dehnung verminderung kg, mm- kgimm- °n cllcl Ti-6 Cu: Abkühlung im Ofen aus der p'-Phase . . . . . . . . . . . 59,8 77,3 14 19 Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase . . . . . . . . . . . 52,7 70,3 18 19 Abschreckung aus der a,i3-Phase . . . . . . . . . . . . . . . 91,4 119,5 5 16 Abschreckung aus der rx,i3-Phase und Temperung. . 63,3 84,4 11 25 Abschreckung aus der 13-Phase . . . . . . . . . . . . . . . . 94,9 126,6 4 8 Abschreckung aus der 13-Phase und Temperung ... 73,8 91,4 11 16 Ti -4A1-6 Cu: Abkühlung im Ofen aus der i3-Phase . . . . . . . . . . . 91,4 105,5 19 _'0 Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase . . . . . . . . . . . 77,3 84,4 15 30 Abschreckung aus der a,i3-Phase . . . . . . . . . . . . . . . . 105,5 123,0 4 10 Abschreckung aus der a,ii-Phase und Temperung . . 9-4,9 101,9 11 25 Abschreckung aus der i3-Phase . . . . . . . . . . . . . . . . 126,6 147,6 5 8 Abschreckung aus der il-Phase und Temperung ... 126,6 137,1 3 3 Erfindungsgemäß werden die Wärmebehandlungen in folgender Weise durchgeführt: 1. Wärmebehandlung mit Abkühlung innerhalb des Ofens aus der i3-Phase Sie geschieht in der Weise, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung über die Ubergangstemperatur der i3-Phase hinaus so lange erhitzt werden, bis die Umwandlung in diese Phase praktisch vollständig ist, und daß dann die Legierungen langsam mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 2,5"C, höchstens bis zu 5,5-C in der Minute durch den eutektoiden Temperaturbereich hindurch abgekühlt werden.As an example of the properties obtainable in these alloys, in particular the copper-containing alloys, by heat treatment and cooling, the values of an alloy of about 4% aluminum, 6% copper and the remainder of technically pure titanium are given Water has a Vickers hardness of 375 kg / mm2, a tensile strength of 133.6 kg / mm2, a 0.20 / 0 yield point of 91.4 kg / mm2, a cross-section reduction of about 30%, an elongation of about 10% and a Has a minimum radius of curvature of about 4T. (The minimum radius of curvature »T« is the radius, expressed as a multiple of the specimen thickness, to which the specimen can be bent to an angle of 75 'without breaking.) These properties have never been achieved in parallel - as far as known - by titanium alloys . After about 1 to 16 hours of heat treatment of this alloy at about 700 ° C, the Vickers hardness drops from about 375 to 330 to 350 kg / mm'- ', but the ductility of 4 T determined after quenching increases to 3 T. In this condition the following are extremely good: heat resistance and strength at elevated temperature for working conditions up to about 315 to 540-C. The following table 1 shows the influence of the various above-mentioned heat treatments according to the invention on the mechanical properties of a typical alloy to be treated according to the invention, which consists of 4% aluminum, 6% copper, the remainder titanium, compared to the corresponding binary alloy without α-stabilizer, which therefore contains only 6% copper and the remainder titanium and is not part of the subject matter of the invention. Table 1 Influence of heat treatment on the strength properties of two a-dispersoid alloys (1 mm thick panels) _ - @ - QLIC'.1'SC: I11111tS- I. @ g @ el '@ Illg lllld w-al'nl @@) e @ l @ lll @@ ll11.! IU.2-Strec: kgl'ejlze Zel'I'ciitie . " Llf, Keit elongation reduction kg, mm- kg imm- ° n cllcl Ti-6 Cu: Cooling in the oven from the p'-phase. . . . . . . . . . . 59.8 77.3 14 19 Annealing up to the a-additional metal phase. . . . . . . . . . . 52.7 70.3 18 19 Deterrence from the a, i3 phase. . . . . . . . . . . . . . . 91.4 119.5 5 16 Quenching from the rx, i3 phase and tempering. . 63.3 84.4 11 25 Deterrence from the 13 phase. . . . . . . . . . . . . . . . 94.9 126.6 4 8 Quenching from the 13 phase and tempering ... 73.8 91.4 11 16 Ti -4A1-6 Cu: Cooling down in the oven from the i3 phase. . . . . . . . . . . 91.4 105.5 19-0 Annealing up to the a-additional metal phase. . . . . . . . . . . 77.3 84.4 15 30 Deterrence from the a, i3 phase. . . . . . . . . . . . . . . . 105.5 123.0 4 10 Quenching from the a, ii phase and tempering. . 9-4.9 101.9 11 25 Deterrence from the i3 phase. . . . . . . . . . . . . . . . 126.6 147.6 5 8 Quenching from the il phase and tempering ... 126.6 137.1 3 3 According to the invention, the heat treatments are carried out in the following way: 1. Heat treatment with cooling within the furnace from the i3 phase It is done in such a way that the alloys are heated beyond the transition temperature of the i3 phase after the final hot forming until the Conversion into this phase is practically complete, and that the alloys are then slowly cooled through the eutectoid temperature range at a rate of not more than 2.5 "C, at most up to 5.5-C per minute.

Bei dieser Behandlung entsteht ein Gefüge aus einem flechtwerkähnlichen a-Zusatzmetall-Kristallgitter, das von einem groben a-Zusatzmetall-Eutektoidgefüge umgeben ist. Die Menge des Eutektoids schwankt je nach der Zusammensetzung; einige der Legierungen weisen a-»Inseln« auf, in anderen dagegen sind die verschiedenen a-Teilchen in engem Kontakt miteinander verzahnt. Der Hauptvorteil dieser Wärmebehandlung besteht darin, daß sie verhältnismäßig unabhängig. von Herstellungsart und Vorbehandlung ist. 2. Wärmebehandlung durch Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase Ein großer Teil der ersten Legierungsuntersuchungen wurde an Proben durchgeführt, die man dieser Wärmebehandlung unterzogen hatte. Die Vorbehandlung beeinflußt in beträchtlichem Maße das Gefüge der in der (t-Zusatzmetall-Phase geglühten Legierung. Wenn möglich, besteht bei den Legierungen das letzte Warmverformungsverfahren in einer Walzbehandlung im (,t-Zusatzmetall-Bereich. Bei einigen Legierungen jedoch, insbesondere solchen mit hohem Aluminiumgehalt, muß man die Verarbeitung wegen der durch die Zusammensetzung bedingten Sprödigkeit schon im unteren Teil des a,i3-Bereiches oder im a,E3-Zusatzmetall-Bereich zu Ende führen. Die Verarbeitungsverfahren dienen gewöhnlich zur Zerkleinerung der Zusatzmetall-Gefügebestandteile bei ihrer Entstehung und zu ihrer regellosen Verteilung innerhalb der Grundmasse.This treatment creates a structure of a wickerwork-like structure a-additional metal crystal lattice formed by a coarse a-additional metal eutectoid structure is surrounded. The amount of the eutectoid varies depending on the composition; some of the alloys have a- "islands", while in others they are different a-particles interlocked in close contact with each other. The main advantage of this heat treatment is that they are relatively independent. of production method and pretreatment is. 2. Heat treatment by annealing up to the α-additional metal phase A large part the first alloy tests were carried out on samples called this Had undergone heat treatment. The pretreatment affects in considerable Dimensions of the structure of the alloy annealed in the (t-filler metal phase. If possible, In the case of alloys, the last hot forming process is a rolling treatment in the (, t-filler metal range. With some alloys, however, especially those With high aluminum content, one must stop processing because of the composition conditional brittleness in the lower part of the a, i3 area or in the a, E3 additional metal area lead to the end. The processing methods are usually used to crush the Additional metal structural components in their formation and for their random distribution within the matrix.

Man verfährt erfindungsgemäß so, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung zur Beseitigung von Spannungen und zur Förderung der Ansammlung von Zusatzmetallgefüge-Bestandteilen auf Temperaturen erhitzt werden, die 25 bis 55°C unterhalb der Eutektoidtemperatur liegen, und daß dann die Legierungen etwa auf Zimmertemperatur abkühlen gelassen werden.The procedure according to the invention is such that the alloys after the final Hot working to remove stress and promote the accumulation of Additional metal structure components are heated to temperatures that 25th up to 55 ° C below the eutectoid temperature, and that then the alloys allowed to cool down to about room temperature.

Das entstandene Gefüge besteht aus einer gleichmäßigen Dispersion sphäroider Zusatzmetall-Bestandteile in einem feinkörnigen a-Grundgefüge.The resulting structure consists of a uniform dispersion spheroid additional metal components in a fine-grain a-basic structure.

3. Wärmebehandlung mit Abschreckung aus der u,f-Phase Durch Abschreckung wandelt sich die -Phase von a-Dispersoidlegierungen in ein martensitisches u-Phasengefüge oder ein sehr feines Eutektoidgefüge um. Infolge der Feinheit des Gefüges war es bisher nicht möglich, die genaue Beschaffenheit des Umwandlungsproduktes zu erforschen. Die Gefüge sind nach der Abschreckung erheblich fester, jedoch weniger dehnbar. Der Zweck dieser Wärmebehandlung ist die Entwicklung eines Teils der auf das Vorhandensein eines martensitischen u- oder eines feinen Eutektoidgefüges zurückzuführenden erhöhten Festigkeit unter Erhaltung einer guten Dehnbarkeit durch die Anwesenheit eines gleichachsigen u-Gefüges. Das endgültige Gefüge wird in beträchtlichem Maße von der Herstellungsvorgeschichte bestimmt. Normalerweise werden die Legierungen in der «,ß-Phase fertig verarbeitet und dann an der Luft gekühlt. Bei genügender Querschnittsverringerung in dem a,i3-Phasengebiet bildet sich ein gleichmäßig feines gleichachsiges a-Gefüge, das je nach der Zusammensetzung entweder von dem Umwandlungsprodukt umgeben ist oder »Inseln« des Umwandlungsproduktes enthält. Bei der Wärmebehandlung erhitzt man die Legierungen auf eine Temperatur innerhalb des a,f-Bereiches und läßt sie dann ins Gleichgewicht kommen. Bei der Anlaßtemperatur bestehen die Legierungen aus gleichachsigem u-Phasengefüge in einer f-Grundmasse. Größe und Form der u-Körner hängen von der Herstellungsvorgeschichte ab, während der Mengenanteil der a-Phase durch die Anlaßtemperatur bestimmt wird. Nach Beendigung der Ausgleichszeit werden die Legierungen rasch auf Zimmertemperatur abgeschreckt, wobei die ß-Phase entweder in ein martensitisches a-Gefüge oder ein sehr feines a-Zusatzmetall-Eutektoid umgewandelt wird.3. Heat treatment with quenching from the u, f phase By quenching the -phase of a-dispersoid alloys changes into a martensitic u-phase structure or a very fine eutectoid structure. As a result of the delicacy of the structure it was So far it has not been possible to research the exact nature of the conversion product. After the quenching, the structures are considerably stronger, but less ductile. The purpose of this heat treatment is to develop part of the presence a martensitic u or a fine eutectoid structure Strength while maintaining good ductility due to the presence of an equiaxed u structure. The final structure depends to a large extent on the manufacturing history certainly. Normally the alloys are processed in the «, ß-phase and then cooled in the air. With sufficient cross-section reduction in the a, i3-phase area a uniformly fine equiaxed a-structure is formed, depending on the composition is either surrounded by the conversion product or "islands" of the conversion product contains. During the heat treatment, the alloys are heated to a certain temperature within the a, f range and then lets them come into equilibrium. In the The alloys consist of an equiaxed u-phase structure in a tempering temperature f-matrix. The size and shape of the u-grains depend on the manufacturing history from, while the proportion of the a-phase is determined by the tempering temperature. After the equilibrium period has ended, the alloys quickly reach room temperature Quenched, the ß-phase either in a martensitic a-structure or a very fine a-filler metal eutectoid is converted.

4. Abschreckung aus der a,(3-Phase und Temperung Die Temperung einer aus dem a,(3-Bereich abgeschreckten Legierung fördert die Zersetzung des martensitischen (t-Gefüges in ein Zusatzmetall- und ein a-Gefüge und die Sphäroidisierung des feinen körnigen a-Zusatzmetall-Eutektoids. Durch Regelung der Härtungsbedingungen läßt sich die Art der entstehenden Zusatzmetallgefüge-Bestandteile beeinflussen. Auf diese Weise ist es möglich, entweder ein sehr feines Gefüge zu entwickeln, oder eines, das sich in seiner Korngröße mit dem beim normalen Anlassen bis zur (x-Zusatzmetall-Phase erhaltenen vergleichen läßt. Man tempert normalerweise bei einer Temperatur unterhalb der Eutektoidtemperatur. Sowohl die Menge wie auch die Verteilung der zusatzmetallhaltigen Phase werden durch das Abschreckungsgefüge bestimmt. 5. Wärmebehandlung mit Abschreckung aus der il-Phase Bei dieser Wärmebehandlung wird die Legierung zur Erreichung einer vollständigen Umwandlung in die /3-Phase genügend lange auf eine Temperatur oberhalb der i3-Ubergangstemperatur erwärmt und anschließend auf Zimmertemperatur abgekühlt. Wie bei der Wärmebehandlung mit Abkühlung im Ofen aus dem (3-Phasengebiet wird hierbei das endgültige Gefüge- höchstens mit Ausnahme der Korngrößenicht von der Herstellungsvorgeschichte beeinflußt. Das Gefüge der abgeschreckten Legierung besteht fast völlig aus martensitischem (i-Gefüge. Verzögert man das Abschrecken etwas oder ist der Querschnitt sehr groß, so bilden sich Zonen mit sehr feinem Eutektoid. Diese Wärmebehandlung hat den Vorteil, daß sie bei den meisten u-Dispersoid-Legierungen hohe Festigkeit ergibt und verhältnismäßig unabhängig von der Herstellungsvorgeschichte ist.4. Deterrence from the a, (3-phase and tempering The tempering of a from the a, (3-area quenched alloy promotes the decomposition of the martensitic (t-structure into an additional metal and an a-structure and the spheroidization of the fine granular a-filler metal eutectoids. By regulating the curing conditions the type of additional metal structure components that are created influence each other. on in this way it is possible either to develop a very fine structure, or one whose grain size differs from that of normal tempering up to the (x-additional metal phase can be compared. Annealing is usually done at a temperature below that the eutectoid temperature. Both the amount and the distribution of the metal-containing Phase are determined by the deterrent structure. 5. Heat treatment with quenching from the il phase During this heat treatment, the alloy is used to achieve a complete conversion into the / 3 phase to a temperature above this long enough heated to the i3 transition temperature and then cooled to room temperature. As with the heat treatment with cooling in the furnace from the (3-phase area, here the final structure - at most with the exception of the grain size not from the manufacturing history influenced. The structure of the quenched alloy consists almost entirely of martensitic (i-structure. If the quenching is delayed a little or if the cross-section is very large, in this way zones with a very fine eutectoid are formed. This heat treatment has the advantage that it gives high strength and relative strength to most u-dispersoid alloys is independent of the manufacturing history.

6. Wärmebehandlung mit Abschreckung aus der li-Phase und Temperung Durch das Tempern erzielt man bei aus dem f-Phasengebiet wie aus dem r,t,ü-Phasengebiet abgeschreckten Legierungen ziemlich die gleiche Gefügeänderung. Da das martensitische a-Gefüge in den aus dem f-Phasengebiet abgeschreckten Legierungen einen niedrigeren Legierungsgehalt hat als das in den aus dem u,ß-Phasengebiet abgeschreckten Legierungen vorhandene (der Legierungsgehalt an martensitischem u-Gefiige in einer gegebenen Legierung verhält sich umgekehrt proportional zur Menge), findet man die bei der Temperung entstehenden Verbindungen gewöhnlich vorwiegend an den Korngrenzen zwischen den Märtensitnadeln. Das soweit erhaltene getemperte fl-Gefüge enthält immer die Zusatzmetall-Bestandteile in verhältnismäßig feiner Verteilung.6. Heat treatment with quenching from the li phase and tempering Tempering results in from the f-phase area as from the r, t, ü-phase area quenched alloys have pretty much the same structural change. Since the martensitic a-structure in the alloys quenched from the f-phase region have a lower Alloy content than that in the alloys quenched from the u, ß phase region existing (the alloy content of martensitic u-structure in a given Alloy behaves inversely proportional to the amount), one finds that at the Compounds formed by tempering usually occur predominantly at the grain boundaries between the martensite needles. The tempered fl structure preserved so far always contains the Additional metal components in a relatively fine distribution.

Eine Prüfung der in Tabelle I aufgeführten Werte der mechanisch-technologischen Eigenschaften zeigt, daß sich die höchste Querschnittsverminderung bei Wärmebehandlung der erfindungsgemäßen Legierung durch Glühen bis zur u-Zusatzmetall-Phase erzielen ließ. Durch Wärmebehandlung mit Abkühlung aus der ß-Phase im Ofen erhält man ein festeres, weniger dehnbares Gefüge, als das durch Glühen bis zur Einstellung des a-Zusatzmetall-Phasengefüges hergestellte. Bei der Ti-6 Cu-Legierung wirkt das Kupfer sowohl als a-Stabilisator als auch als einen Gefügebestandteil bildendes Element. Bei der Ti-4 A1-6 Cu-Legierung dient das Aluminium als (x-Stabilisator, während das Kupfer hauptsächlich wegen seiner einen Gefügebestandteil bildenden Eigenschaft vorhanden ist. Die Abschreckung der erfindungsgemäß wärmebehandelten Legierung zur Erzeugung eines martensitischen a-Gefüges führt zu einer Steigerung der Festigkeit und einer Abnahme der Dehnbarkeit. Wie zu erwarten, ist die Festigkeitszunahme bei der Abschreckung aus dem nur-ß-Bereich größer als aus dem a,(3-Bereich.A check of the mechanical-technological values listed in Table I Properties shows that the highest reduction in cross-section occurs during heat treatment achieve the alloy according to the invention by annealing up to the u-additional metal phase let. By heat treatment with cooling from the ß-phase in the oven one obtains a firmer, less ductile structure than that caused by annealing up to the setting of the a-additional metal phase structure produced. In the case of the Ti-6 Cu alloy, the copper works both as an α-stabilizer and as a structural constituent element. In the case of the Ti-4 A1-6 Cu alloy, the aluminum serves as a (x stabilizer, while copper mainly because of its structural constituent property is available. The quenching of the alloy heat treated according to the invention Creation of a martensitic a structure leads to an increase in strength and a decrease in extensibility. As expected, the increase in strength is at the deterrent from the only-ß-area is greater than from the a, (3-area.

In der nachstehenden Tabelle II sind die mechanischen Eigenschaften typischer, erfindungsgemäß zu behandelnder Titan-Aluminium-Kupfer-LegierLingen nach dem Glühen bis zur u-Zusatzmetall-Phase aufgeführt, während Tabelle III die entsprechenden Daten für diese Legierungen nach Abschreckung aus dem ß-Phasengebiet zeigt. Tabelle Il Durchschnittliche mechanische Eigenschaften* der bis zur Bildung der a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-AI-Cu-Legierungen Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß: Querschnitts- Mindestbiege- (Gewichtsprozent) grenze festigkeit Dehnung verminderung Vickershärte radius T Rest Titan kg/mm'2 kg/MM2 °(o °/o kg/MM2 2A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 59,1 68,9 26 46 297 2,6 4A1- 2 Cu . . . . . . . . . . . 67,5 78,0 16 34 330 3,6 4A1 - 4 Cu . . . . . . . . . . . 73,1 81,6 18 48 347 3,7 4A1- 6 Cu . . . . . . . . . . . 80,1 87,2 16 34 355 4,3 4A1- 8 Cu . . . . . . . . . . . 94,2 103,4 9 12 - - 4A1 - 10 Cu . . . . . . . . . . 94,2 108,3 9 13 - - 6A1 - 4 Cu . . . . . . . . . . . 102,6 111,1 18 32 - - 8 Al - 5 Cu . . . . . . . . . . . 111,1 118,8 8 8 - - *) Ergebnisse aus Versuchen mit Blechen wie auch mit Stäben. Die Anzahl der Versuche schwankt zwischen 1 und 3. Tabelle III Durchschnittliche mechanische Eigenschaften von aus dem ß-Phasengebiet abgeschreckten Ti-AI-Cu-Legierungen Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß- Querschnitts- (Gewichtsprozent) grenze festigkeit Dehnung verminderung Vickershärte T Rest Titan kg/mm- kg/mm-' % °(" kg/MM2 2A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 82,3 94,9 2 7 360 4,8 4 Al - 2 Cu . . . . . . . . . . . 73,1 85,8 7 16 317 3,0 4A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 91,4 100,5 7 8 351 3,4 4 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . I 125,9 133,6 4 8 419 - 4 Al - 8 Cu . . . . . . . . . . . 144,1 148,3 i 3 3 - - 4 Al -10 Cu* . . . . . . . . . . - 79,4 0 - 409 - *) Zerbrach in den Haltern vor Erreichung der Streckgrenze. Aus den Daten der Tabelle 1I geht hervor, daß die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften der bis zur Einstellung eines a-Zusatzmetall-Phasengefüges geglühten Ti-Al-Cu-Legierungen hauptsächlich von der Legierungs-Gesamtzusammensetzung abhängen, wobei ein erhöhter Gesamtgehalt an Al und Cu eine Zunahme der Festigkeit und eine Abnahme der Dehnbarkeit bewirkt. Die Werte für die Dehnung, Härte, Streckgrenze und Querschnittsverminderung rechtfertigen den Schluß, daß man durch Erhöhung des Gehalts an A1 und Cu die Festigkeit bei gleichzeitiger Abnahme der Dehnbarkeit steigern kann.Table II below shows the mechanical properties of typical titanium-aluminum-copper alloys to be treated according to the invention after annealing up to the u-filler metal phase, while Table III shows the corresponding data for these alloys after quenching from the β-phase region . Table Il Average mechanical properties * up to the formation of the α-additional metal phase Annealed Ti-Al-Cu alloys Composition 0.2 stretching tear: cross-sectional minimum bending (Percent by weight) limit strength elongation reduction Vickers hardness radius T Remainder titanium kg / mm'2 kg / MM2 ° (o ° / o kg / MM2 2A1-4 Cu. . . . . . . . . . . 59.1 68.9 26 46 297 2.6 4A1-2 Cu. . . . . . . . . . . 67.5 78.0 16 34 330 3.6 4A1 - 4 Cu. . . . . . . . . . . 73.1 81.6 18 48 347 3.7 4A1- 6 Cu. . . . . . . . . . . 80.1 87.2 16 34 355 4.3 4A1- 8 Cu. . . . . . . . . . . 94.2 103.4 9 12 - - 4A1 - 10 Cu. . . . . . . . . . 94.2 108.3 9 13 - - 6A1 - 4 Cu. . . . . . . . . . . 102.6 111.1 18 32 - - 8 Al - 5 Cu. . . . . . . . . . . 111.1 118.8 8 8 - - *) Results from tests with sheet metal as well as with rods. The number of attempts varies between 1 and 3. Table III Average mechanical properties of those quenched from the β-phase region Ti-Al-Cu alloys Composition 0.2 stretch, tear, cross-sectional (Percent by weight) limit strength elongation reduction Vickers hardness T Rest of titanium kg / mm- kg / mm - ' % ° (" kg / MM2 2A1-4 Cu. . . . . . . . . . . 82.3 94.9 2 7 360 4.8 4 Al - 2 Cu. . . . . . . . . . . 73.1 85.8 7 16 317 3.0 4A1-4 Cu. . . . . . . . . . . 91.4 100.5 7 8 351 3.4 4 Al - 6 Cu. . . . . . . . . . . I 125.9 133.6 4 8 419 - 4 Al - 8 Cu. . . . . . . . . . . 144.1 148.3 i 3 3 - - 4 Al -10 Cu *. . . . . . . . . . - 79.4 0 - 409 - *) Broke in the holders before reaching the yield point. It can be seen from the data in Table 1I that the strength and elongation properties of the Ti-Al-Cu alloys which have been annealed until an α-additional metal phase structure is established mainly depend on the overall alloy composition, with an increased total content of Al and Cu Causes an increase in strength and a decrease in ductility. The values for elongation, hardness, yield point and cross-sectional reduction justify the conclusion that by increasing the content of A1 and Cu, the strength can be increased with a simultaneous decrease in the ductility.

Ein Vergleich der entsprechenden Daten für die aus dem (:-Phasengebiet abgeschreckten Ti-AI-Cu-Legierungen in Tabelle III mit den Werten für diese Legierungen nach dem Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase (s. Tabelle II) zeigt, daß nur die höchstlegierten Proben nach Abschreckung aus dem ß-Phasengebiet Festigkeits- und Dehnungseigenschaften aufwiesen, die sich mit denjenigen der entsprechenden, bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Legierungen vergleichen ließen. Der Unterschied zwischen den beiden Wärmebehandlungsarten ist für die niedriger legierten Legierungen, d. h. diejenigen mit kleinerem Gehalt an A1 und Cu, größer. Daraus ist zu schließen, daß Wärmebehandlungen mit Abschreckungen oder Abschreckungen und anschließendes Tempern nur für die höchstlegierten Systeme dieser Reihe vorteilhaft sind.A comparison of the corresponding data for those from the (: phase area quenched Ti-Al-Cu alloys in Table III with the values for these alloys after annealing to the a-additional metal phase (see Table II) shows that only the highly alloyed samples after quenching from the ß-phase area strength and Exhibited elongation properties that are consistent with those of the corresponding to Alloys annealed to the α-additional metal phase could be compared. The difference between the two types of heat treatment is for the lower alloyed alloys, d. H. those with smaller A1 and Cu content, larger. From this it can be concluded that heat treatments with quenching or quenching and subsequent Annealing are only advantageous for the most highly alloyed systems in this series.

Die ausgezeichneten Eigenschaften der bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Al-Cu-Legierungen bei erhöhten Temperaturen, z. B. bei 540'C; werden durch die in der folgenden Tabelle TV aufgerührten Versuchsergebnisse gezeigt. Tabelle IV Festigkeitseigenschaften der bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-AI-Cu-Legierungen bei erhöhter Temperatur (540°C)* Zusammensetzung Geschätzte Querschnitts- (Gewichtsprozent) 0,2-Streckgrenzc Zerreißfestigkeit Dehnung verminderung Rest Titan kg/MM2 kg/mm= ° o /o o/° 2A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 28,1 33,0 34 83 4 Al - 2 Cu . . . . . . . . . . . 14,1 26,0 40 94 4 A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 35,2 42,2 46 82 *) Für die Prüfungen wurden sowohl Stäbe wie Blechproben benutzt. Die meisten der angegebenen Werte stammen von einer einzigen Probe. Fortsetzung Zusammensetzung Geschätzte Querschnitts- (Gewichtsprozent) 0,2-Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung verminderung Rest Titan kg/mm2 kg/mm2 °/o °% 4A1-6 Cu . . . . . . . . . . . 38,7 50,6 36 90 4A1-8 Cu . . . . . . . . . . . 40,1 58,4 35 74 4 Al -10 Cu . . . . . . . . . . 39,4 54,1 45 87 4 A1-12 Cu . . . . . . . . . . - 45,7 - - 6 A1-2 Cu . . . . . . . . . . . 43,6 57,6 50 68 6 Al - 4 Cu . . . . . . . . . . . 47,8 59,1 52 84 6 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . 57,6 72,4 40 74 8 Al - 2 Cu . . . . . . . . . . . 48,5 69,6 45 49 8 Al - 4 Cu . . . . . . . . . . . 54,1 67,4 55 83 8 Al - 5 Cu . . . . . . . . . . . 59,1 76,6 45 70 8 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . 67,5 85,8 40 66 10 Al - 2 Cu . . . . . . . . . . 61,9 87,9 - 20 10 Al - 4 Cu . . . . . . . . . . 61,2 88,6 30 53 10 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . 65,4 83,0 50 75 12 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . - 68.9 28 25 12 Al - 8 Cu . . . . . . . . . . 45,0 75,2 5 15 * Für die Prüfungen wurden sowohl Stäbe wie Blechproben benutzt. Die meisten der angegebenen Werte stammen von einer einzigen Probe. Zur Untersuchung der thermischen Stabilität von Ti-Al-Cu-a-Dispersoid-Legierungen nach verschiedenen erfindungsgemäßen Wärmebehandlungen setzte man sie 24 Stunden lang einer Temperatur von 425°C aus und prüfte danach erneut die Härte- und Biegungseigenschaften, Die durch diese Glühbehandlung erzielte Wirkung ist aus den in der folgenden Tabelle V angeflihrten Werten erkennbar. Aus diesen Daten geht hervor, daß die abgeschreckten Legierungen - wie zu erwarten - unbeständig waren. Als die stabilsten erwiesen sich die bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten und die aus der ß-Phase abgeschreckten und getemperten Legierungen. Diese Ergebnisse zeigen außerdem, daß während der Wärmebehandlung bei den aus der a,ß--Phase abgeschreckten und gehärteten Legierungen sich eine beträchtliche Menge der Zusatzmetallgefüge-Bestandteile ausgeschieden hatte, Tabelle V Einfluß einer 24stündigen Erhitzung auf 425°C auf die Härte-'und Biegeeigenschaften von Ti-AI-Cu-Legierungen Änderung der Eigenschaften Nach der Wärmebehandlung nach 24stündiger Erhitzung auf Legierung Wärmebehandlung Vickershärte Vickershärte (10 kg Belastung) T (10 kg Belastung) kg/mm2 kg/mm2 Ti - 2 Al - 4 Cu bis zur a-Verbindungsphase ge- glüht . .. . . . . . . . . . . . . . . . . . . 297 2,6 +15 +0,2 Ti - 4A1- 4 Cu desgl. 347 3,6 - 5 -0,2 Ti - 4 A1- 2 Cu desgl. 330 3,6 +10 -0,6 Mittelwert 325 3,3 + 7 -0,2 T1 - 2 Al - 4 Cu aus dem a,ß-Phasengebiet ab- geschreckt ........ ....... 353 4,6 +11 +0,7 Ti - 4 Al - 4 Cu desgl. 385 4,4 + 50 +5,6 Ti-4A1-2 Cu desgl. 361 2,8 + 3 -0,2 Mittelwert 366 3,9 +21 +2,0 Ti-2 AI-4 Cu aus dem a,ß-Phasengebiet ab- geschreckt und getempert ... 328 4,2 +47 +1,0 Ti - 4A1- 4 Cu desgl. 385 8,3 +18 +1,3 Ti - 4 Al - 2 Cu desgl. 340 3,6 +44 +0,4 Mittelwert 351 5,4 +36 +0,9 Fortsetzung Änderung der Eigenschaften Nach der Wärmebehandlung nach 24stündiger Erhitzung auf 425-C Legierung Wärmebehandlung Vickershärte Vickershärte (10 kg Belastung) T (10 kg Belastung) T kg/mm2 k /mm-> Ti - 2 Al - 4 Cu aus dem (3-Phasengebiet abge- schreckt . . . . . . . . . . . . . . . . . . 360 5,0 +l2 + 5,0 Ti - 4 Al - 4 Cu desgl. 351 3,4 +55 +6,6 Ti - 4 Al - 2 Cu desgl. 317 3,0 +37 + 1,6 Mittelwert 343 3,8 +35 +4,4 Ti - 2 Al - 4 Cu aus dem f-Phasengebiet abge- schreckt und getempert ..... 385 9,4 -11 +0,4 Ti - 4 Al - 4 Cu desgl. 369 10,0 + 18 0,0 Ti - 4 Al - 2 Cu desgl. 362 3,1 +22 0,0 Mittelwert 372 7,5 +10 +0,1 Die Ergebnisse von Zeitstandfestigkeitsversuchen mit den Ti-AI-Cu-Legierungen sind in der nachstehenden Tabelle VI aufgeführc. Aus diesen Daten geht hervor, daß bei Zunahme des Kupfergehalts die Bruchdehnungseigenschaften dieser Legierungen wesentlich besser werden; bei Kupferzusätzen von etwa 8% und darüber erhält man sogar ungewöhnlich gute Bruchdehnungseigenschaften. Tabelle VI Ergebnisse der Zeitstandfestigkeitsversuche bei bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-AI-Cu-Legierungen Zusammensetzung Angewandte (Gewichtsprozent) Versuchstemperatur Zugbelastung Bruchzeit Dehnung Rest Titan "C kg/mm= Stunden 4 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . 425 56,3 16,1 14,7 4A1- 6 Cu . . . . . . . . . . . 425 52,7 48 23,0 4 Al - 8 Cu . . . . . . . . . . . 425 56,3 150,1 5,5 4 A1-10 Cu . . . . . . . . . . 425 > 56,3 362,0 * >6,8* *) Versuch wurde nach 362 Stunden eingestellt. Die in den folgenden Tabellen VII, VIII und IX angeführten Werte der mechanischen Eigenschaften zeigen den Einfluß eines ganzen oder teilweisen Ersatzes des Aluminiums durch die a-Stabilisatoren Zinn und Antimon in kupferhaltigen, erfindungsgemäß wärmebehandelten a-Dispersoid-Legierungen. Tabelle VII Durchschnittliche mechanische Eigenschaften von Ti-Cu-Legierungen mit Al-, Sn- bzw. Sb-Zusätzen Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß- i Querschnitts- (Gewichtsprozent) grenze festigkeit Dehnung verminderung Vickershärte T Rest Titan kg/mm' kg/mm' °/o °/o kg/MM= Nach dem Glühen bis zur (i-Zusatzmetall-Phase 4 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . 61,2 98,9 20 46 277 2,1 6 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . 63,3 78,8 14 25 - - 6 Cu - 6 Sb . . . . . . . . . . . . . . . 68,2 83,7 10 16 - - 4 Cu - 4 AI - 4 Sn . . . . . . . 94,2 102,6 13 25 366 5,6 4,5 Cu - 2 Al - 3 Sn ....... 71,0 79,4 6 17 310 6,6 4 Cu - 2 Al - 3 Sn - 0,1 Be 68,2 79,4 12 19 294, 1,5 Nach dem Abschrecken aus dem ,B-Phasengebiet 4 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . 85,1 102,6 2 3 370 5,7 6 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . 106,2 137,1 6 13 430 7,6 6 Cu - 6 Sb . . . . . . . . . . . . . . . 98,4 129,4 4 12 388 7,1 4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . . 106,2 119,5 5 13 - - Fortsetzung Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß- Querschnitts- (Gewichtsprozent) grenze festigkeit Dehnung verminderung Vickershärte T Rest Titan kg/mm2 kg/mm2 °/o °/o kg/mm2 Mechanische Eigenschaften bei erhöhter Temperatur (540°C) nach vorausgegangenem Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase 4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . : : 44,3 57,6 40 87 - 6 Cu - 10 Sb . . . . . . . . . . . . 35,2 46,4 48 67 - Tabelle VIII Einfluß einer 24stündigen Erhitzung auf 425°C auf die Härte und Biegeeigenschaften der bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Cu-Legierungen mit Al- und Sn-Zusätzen Zusammensetzung Vor der Erhitzung Änderung durch die Erhitzung (Gewichtsprozent) Vickershärte T Vickershärte Rest Titan T kgJmm2 kgJmm2 4 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2,1 277 0,3 - 5 4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . ...... 6,8 366 0,4 -62 4 Cu - 2 Al - 3 Sn - 0,1 Be .... 1,5 294 2,7 26 Tabelle 1X Fr;@chni@@e der Zeitstandfestigkeitsversuchc bei einer I715 zur «-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Cu-Legierung mit Al- und Sn-Zusätzen Zusammensetzung Angewandte (Gewichtsprozent) Versuchstemperatur Zugbelastung Bruchzeit Dehnung Rest Titan C kg/mm= Stunden 4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . . . . . . 427 56,3 > 407,8 - 4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . . . . . . 427 59,1 >282,5'= 0,67 4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . . . . . . 427 i 66,8 >343* 4,6 * Diese Ergebnisse stammen von je einer Probe. Nach 407,8 Stunden bei einer Zugbelastung von 56,3 kg/mm= wurde die Zugbelastung auf 59,8 kg/mm2, nach weiteren 282,5 Stunden bei 59,7 kg/mm= wurde sie dann auf 63,3 kg/mm= erhöht. Der Versuch wurde nach weiteren 343 Stunden bei einer Zugbelastung von 66,8 kg/mm2 eingestellt. Die Eigenschaften dieser bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten, Sn und/oder Sb enthaltenden Legierungen ähneln ziemlich denen der Ti-AI-Cu-Legierungen unter den gleichen Wärmebehandlungsbedingungen. Hierbei ist das Zinn als Legierungsbestandteil wiederum dem Antimon etwas überlegen. Es zeigt sich, daß diese a-substituierten Legierungen nach Abschreckung aus der ß-Phase etwa die gleichen mechanischen Eigenschaften wie die entsprechenden Ti-AI-Cu-Legierungen besitzen, diese Gleichwertigkeit bleibt auch bei erhöhten Temperaturen erhalten. Die Zeitstandfestigkeitsversuche zeigten, daß man durch Erhöhung des der Aluminiummenge entsprechenden a-Stabilisatorgehalts über 4% hinaus sogar noch weitere Verbesserungen der Zeitstandfestigkeitseigenschaften erzielen kann. Die Versuche in der Wärme zeigen, daß diese a-substituierten Legierungen nach dem Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase gute thermische Stabilität aufweisen.The excellent properties of the Ti-Al-Cu alloys annealed to the a-additional metal phase at elevated temperatures, e.g. B. at 540'C; are shown by the test results listed in Table TV below. Table IV Strength properties of the Ti-Al-Cu alloys annealed up to the a-filler metal phase at elevated temperature (540 ° C) * Composition Estimated cross-sectional (Percent by weight) 0.2 yield strength tensile strength elongation reduction Remainder titanium kg / MM2 kg / mm = ° o / oo / ° 2A1-4 Cu. . . . . . . . . . . 28.1 33.0 34 83 4 Al - 2 Cu. . . . . . . . . . . 14.1 26.0 40 94 4 A1- 4 Cu. . . . . . . . . . . 35.2 42.2 46 82 *) Both bars and sheet metal samples were used for the tests. Most of the values given are from a single one Sample. continuation Composition Estimated cross-sectional (Percent by weight) 0.2 yield strength tensile strength elongation reduction Rest titanium kg / mm2 kg / mm2 ° / o °% 4A1-6 Cu. . . . . . . . . . . 38.7 50.6 36 90 4A1-8 Cu. . . . . . . . . . . 40.1 58.4 35 74 4 Al -10 Cu. . . . . . . . . . 39.4 54.1 45 87 4 A1-12 Cu. . . . . . . . . . - 45.7 - - 6 A1-2 Cu. . . . . . . . . . . 43.6 57.6 50 68 6 Al - 4 Cu. . . . . . . . . . . 47.8 59.1 52 84 6 Al - 6 Cu. . . . . . . . . . . 57.6 72.4 40 74 8 Al - 2 Cu. . . . . . . . . . . 48.5 69.6 45 49 8 Al - 4 Cu. . . . . . . . . . . 54.1 67.4 55 83 8 Al - 5 Cu. . . . . . . . . . . 59.1 76.6 45 70 8 Al - 6 Cu. . . . . . . . . . . 67.5 85.8 40 66 10 Al - 2 Cu. . . . . . . . . . 61.9 87.9-20 10 Al - 4 Cu. . . . . . . . . . 61.2 88.6 30 53 10 Al - 6 Cu. . . . . . . . . . 65.4 83.0 50 75 12 Al - 6 Cu. . . . . . . . . . - 68.9 28 25 12 Al - 8 Cu. . . . . . . . . . 45.0 75.2 5 15 * Both bars and sheet metal samples were used for the tests. Most of the values given are from a single one Sample. To investigate the thermal stability of Ti-Al-Cu-a-dispersoid alloys after various heat treatments according to the invention, they were exposed to a temperature of 425 ° C. for 24 hours and then tested again for the hardness and bending properties. The effect achieved by this annealing treatment can be seen from the values listed in Table V below. From this data it can be seen that the quenched alloys were, as expected, inconsistent. The most stable alloys proved to be the alloys annealed to the α-additional metal phase and those quenched and tempered from the β phase. These results also show that during the heat treatment of the alloys quenched and hardened from the α, β phase, a considerable amount of the additive metal structure constituents had precipitated out, Table V Influence of heating at 425 ° C for 24 hours on the hardness and flexural properties of Ti-Al-Cu alloys Change of properties After the heat treatment after heating for 24 hours on Alloy heat treatment Vickers hardness Vickers hardness (10 kg load) T (10 kg load) kg / mm2 kg / mm2 Ti - 2 Al - 4 Cu up to the a-compound phase glows. ... . . . . . . . . . . . . . . . . . 297 2.6 +15 +0.2 Ti - 4A1-4 Cu like 347 3.6-5 -0.2 Ti - 4 A1- 2 Cu like 330 3.6 +10 -0.6 Average 325 3.3 + 7 -0.2 T1 - 2 Al - 4 Cu from the a, ß-phase region frightened ........ ....... 353 4.6 +11 +0.7 Ti - 4 Al - 4 Cu like 385 4.4 + 50 +5.6 Ti-4A1-2 Cu like 361 2.8 + 3 -0.2 Average value 366 3.9 +21 +2.0 Ti-2 Al-4 Cu from the a, ß-phase region quenched and tempered ... 328 4.2 +47 +1.0 Ti - 4A1-4 Cu like 385 8.3 +18 +1.3 Ti - 4 Al - 2 Cu like 340 3.6 +44 +0.4 Average value 351 5.4 +36 +0.9 continuation Change of properties After the heat treatment after heating for 24 hours on 425-C Alloy heat treatment Vickers hardness Vickers hardness (10 kg load) T (10 kg load) T kg / mm2 k / mm-> Ti - 2 Al - 4 Cu from the (3-phase area frightens. . . . . . . . . . . . . . . . . . 360 5.0 + l2 + 5.0 Ti - 4 Al - 4 Cu like 351 3.4 +55 +6.6 Ti - 4 Al - 2 Cu like 317 3.0 +37 + 1.6 Average value 343 3.8 +35 +4.4 Ti - 2 Al - 4 Cu removed from the f-phase region frightened and tempered ..... 385 9.4 -11 +0.4 Ti - 4 Al - 4 Cu like 369 10.0 + 18 0.0 Ti - 4 Al - 2 Cu like 362 3.1 +22 0.0 Average 372 7.5 +10 +0.1 The results of creep rupture tests with the Ti-Al-Cu alloys are listed in Table VI below. These data show that as the copper content increases, the elongation at break properties of these alloys improves significantly; with copper additions of about 8% and more, unusually good elongation at break properties is obtained. Table VI Results of the creep rupture tests on annealed to the a-additional metal phase Ti-Al-Cu alloys Composition Applied (Percent by weight) test temperature tensile load breaking time elongation Remainder titanium "C kg / mm = hours 4 Al - 6 Cu. . . . . . . . . . . 425 56.3 16.1 14.7 4A1- 6 Cu. . . . . . . . . . . 425 52.7 48 23.0 4 Al - 8 Cu. . . . . . . . . . . 425 56.3 150.1 5.5 4 A1-10 Cu. . . . . . . . . . 425> 56.3 362.0 * > 6.8 * *) The experiment was discontinued after 362 hours. The values of the mechanical properties given in Tables VII, VIII and IX below show the influence of a complete or partial replacement of aluminum by the α-stabilizers tin and antimony in copper-containing α-dispersoid alloys heat-treated according to the invention. Table VII Average mechanical properties of Ti-Cu alloys with Al, Sn or Sb additives Composition 0.2 stretch, tear, i cross-sectional (Percent by weight) limit strength elongation reduction Vickers hardness T Rest of titanium kg / mm 'kg / mm' ° / o ° / o kg / MM = After annealing up to the (i-additional metal phase 4 Cu - 6 Sn. . . . . . . . . . . . . . . 61.2 98.9 20 46 277 2.1 6 Cu - 6 Sn. . . . . . . . . . . . . . . 63.3 78.8 14 25 - - 6 Cu - 6 Sb. . . . . . . . . . . . . . . 68.2 83.7 10 16 - - 4 Cu - 4 AI - 4 Sn. . . . . . . 94.2 102.6 13 25 366 5.6 4.5 Cu-2 Al-3 Sn ....... 71.0 79.4 6 17 310 6.6 4 Cu - 2 Al - 3 Sn - 0.1 Be 68.2 79.4 12 19 294, 1.5 After quenching from the, B-phase area 4 Cu - 6 Sn. . . . . . . . . . . . . . . 85.1 102.6 2 3 370 5.7 6 Cu - 6 Sn. . . . . . . . . . . . . . . 106.2 137.1 6 13 430 7.6 6 Cu - 6 Sb. . . . . . . . . . . . . . . 98.4 129.4 4 12 388 7.1 4 Cu - 4 Al - 4 Sn. . . . . . . . 106.2 119.5 5 13 - - continuation Composition 0.2 stretch, tear, cross-sectional (Percent by weight) limit strength elongation reduction Vickers hardness T Remainder titanium kg / mm2 kg / mm2 ° / o ° / o kg / mm2 Mechanical properties at elevated temperature (540 ° C) after previous annealing up to the a-additional metal phase 4 Cu - 4 Al - 4 Sn. . . . . . :: 44.3 57.6 40 87 - 6 Cu - 10 Sb. . . . . . . . . . . . 35.2 46.4 48 67 - Table VIII Influence of a 24-hour heating at 425 ° C on the hardness and flexural properties of the up to a-filler metal phase annealed Ti-Cu alloys with Al and Sn additives Composition Before heating Change due to heating (Weight percent) Vickers hardness T Vickers hardness Rest of titanium T kgJmm2 kgJmm2 4 Cu - 6 Sn. . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2.1 277 0.3 - 5 4 Cu - 4 Al - 4 Sn. . . . . . . ... .... 6.8 366 0.4 -62 4 Cu - 2 Al - 3 Sn - 0.1 Be .... 1.5 294 2.7 26 Table 1X Fr; @ @@ e chni the Zeitstandfestigkeitsversuchc annealed at a I715 to "-Zusatzmetall-phase Ti-Cu alloy with Al and Sn additives Composition Applied (Percent by weight) test temperature tensile load breaking time elongation Remainder titanium C kg / mm = hours 4 Cu - 4 Al - 4 Sn. . . . . . . . . . . . 427 56.3> 407.8 - 4 Cu - 4 Al - 4 Sn. . . . . . . . . . . . 427 59.1> 282.5 '= 0.67 4 Cu - 4 Al - 4 Sn. . . . . . . . . . . . 427 i 66.8> 343 * 4.6 * These results are from one sample each. After 407.8 hours at a tensile load of 56.3 kg / mm = the tensile load became to 59.8 kg / mm2, after a further 282.5 hours at 59.7 kg / mm = it was then increased to 63.3 kg / mm =. The attempt was made after set for a further 343 hours at a tensile load of 66.8 kg / mm2. The properties of these alloys containing Sn and / or Sb, which have been annealed to the a-filler metal phase, are quite similar to those of the Ti-Al-Cu alloys under the same heat treatment conditions. Here, as an alloy component, tin is somewhat superior to antimony. It turns out that these α-substituted alloys, after quenching from the β-phase, have approximately the same mechanical properties as the corresponding Ti-Al-Cu alloys; this equivalence is retained even at elevated temperatures. The creep rupture tests showed that even further improvements in the creep rupture properties can be achieved by increasing the α-stabilizer content corresponding to the amount of aluminum above 4%. The experiments in the heat show that these a-substituted alloys have good thermal stability after annealing up to the a-additional metal phase.

In den nachstehenden Tabellen X bis einschließlich XIII wird die Wirkung des ganzen oder teilweisen Ersatzes des Kupfers in den obenerwähnten kupferhaltigen a-Dispersoid-Legierungen durch andere, Gefügebestandteile bildende Elemente, wie Beryllium, Nickel, Kobalt und Silicium, sowie der Einfluß eines teilweisen Ersatzes des Kupfers durch das verhältnismäßig träge eutektoide Element Mangan gezeigt. Tabelle X Durchschnittliche mechanische Eigenschaften der bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Al-Legierungen mit Cu-, Be-, Ni-, Co- bzw. Si-Zusätzen Zusammensetzung Querschnitts- (Gewichtsprozent) 0,2-Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung I verminderung Vickershärte T Rest Titan kg/mm2 kg/mm2 01n °% kg/mm2 2 Al - 0,5 Be . . . . . . . . . . 49,2 60,5 28 44 264 2,1 4A1-0,5 Be . . . . . . . . . . 61,9 73,1 16 24 258 2,3 4 Al - 4 Co . . . . . . . . . . . 82,3 95,6 10 10 335 5,4 Fortsetzung Zusammensetzung 0,2-Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung Querschnitts- Vickershärte T (Gewichtsprozent) verminderung Rest Titan kg/mm= kg/mm* °/° °/° kg/mm'-' 4A1-6 Co . . . . . . . .'. . . 89,3 102,6 9 12 356 3,8 4A1-4M . . . . . . . . . . . 67,5 75,2 6 16 316 6,8 4A1- 6 Ni . . . . . . . . . . . 75,9 85,8 4 12 331 8,7 4 Al - 0,5 Si . . . . . . . . . . 72,4 81,6 14 25 - - 4A1- 1 Si . . . . . . . . . . . . 66,8 74,5 16 38 317 2,4 2 Al - 3,9 Cu - 0,15 Be 68,2 79,4 10 18 322 4,6 4 Al - 5 Cu - 1 Mn ... 90,0 94,9 15 37 372 2,8 Das Glühen erfolgte etw 10 bis 38'C unter der jeweiligen kritischen Temperatur. Tabelle XI Durchschnittliche mec anische Eigenschaften der aus der ß-Phase abgeschreckten Ti-Al-Legierungen mit Cu-, Be-, Co-, Ni- bzw. Si-Zusätzen I I Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß- I Querschnitts (Gewichtsprozent) grenze Festigkeit Dehnung i verminderung Vickershärte T Rest Titan kg/mm= kg / mm= °i° °;° kg!mm= i 2 Al - 0,5 Be . . . . . . . . . . 67,4 ' 78,0 8 10 330 5,0 4A1-0,5 Be . . . . . . . . . . 92,8 106,9 2 7 382 i > 10,0 5 Cu - 0,5 Be . . . . . . . . . - - - - i 473 i > 10,0 2 Al - 5 Cu - 0,5 Be . . .. - - - - ( 473 > 10,0 4A1- 5 Cu - l Mn . . . 139,2 143,4 1 3 469 >10,0 2A1- 3 Cu - 1 Si ..... - . - - - 354 5,5 2A1- 5 Cu - 0,5 Si . : . - - - I - 377 5,3 4 Al - 0,5 Be* . . . . . . . . . . 68,9 85,8 8 7 275 4,8 4A1- 4 Co * . . . . . . . . . . - - - - 382 3,2 4 Al - 6 Co* . . . . . . . . . . . - - - - 400 4,4 4 Al - 4 Ni* . . . . . . . . . . - - - - 433 8,8 4 Al - 6 Ni* .......... - - - - 446 9,2 4A1- 5 Cu - l Mn* .. 93,5 129,4 12 22 381 2,6 2 Al - 0,5 Si* . . . . . . . . . . - - - - 236 1,8 2 Al - 1,0 Si* . . . . . . . . . - - - - 326 2,4 *) Diese Proben wurden aus der a-f-Phase abgeschreckt. Die Legierungen wurden hierbei auf etwa 10 bis 38°C über die ß-Ubergangstemperatur erhitzt und dann abgekühlt. Diese Temperatur schwankt geringfügig. Tabelle XII Festigkeitseigenschaften bei erhöhter Gebrauchstemperatur (540°C) der bis zur «-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Al-Legierungen mit Cu-, Be-, Ni-, Co- bzw. Si-Zusätzen Zusammensetzung Geschätzte Zerreißfestigkeit Dehnung Querschnitts- (Gewichtsprozent) Streckgrenze verminderung Rest Titan kg/mm2 ` kg/mm2 °% °/° 2 Al - 0,5 Be . . . . . . . . . . 15,5 25,3 46 74 4A1- 4 Co . . . . . . . . . . . - 38,7 44 90 4 Al - 6 Co . . . . . . . . . . . - 40,1 44 87 10 Al - 5 Co . . . . . . . . . . 30,2 57,0 5 5 4A1-4M . . . . . . . . . . . - 33,1 42 64 4 Al - 6 Ni . . . . . . . . . . . - 37,3 53 84 10 Al - 5 Ni . . . . . . . . . . 41,5 55,5 15 30 Fortsetzung Zusammensetzung Geschätzte Querschnitts- (Gewichtsprozent) Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung verminderung Rest Titan kg/mm= kg/mm'= "/o "ln 4 Al - 0,5 Si . . . . . . . . . . - 42,2 26 57 4A1-5 Cu- 1 Mn ... 42,2 53,4 46 97 Zum Vergleich: 4A1- 4 Cu .... . ...... 35,2 42,2 46 82 4 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . 38,7 50,6 36 90 Tabelle XIII Einfluß einer 24stündigen Erhitzung auf 425°C auf die Härte- und Biegeeigenschaften der bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Al-Legierungen mit Cu-, Be-, Ni- bzw. Co-Zusätzen Zusammensetzung Vor der Erhitzung Änderung durch die Erhitzung (Gewichtsprozent) Vickershärte T Vickershärte Rest Titan T kg/mm= kgJmm2 2 Al - 0,5 Be . . . . . . . . . . 2,5 241 -0,5 +20 4 A1-1 Si . . . . . . . . . . . . 2,4 317 +1,9 -25 4A1-4Ni ........... 6,5 316 -0,6 -52 4 Al - 6 Ni . . . . . . . . . . . 9,4 331 -I-0,6 - 2 4 Al - 4 Co* . . . . . . . . . . 5,9 335 +4,1 +13 4 Al - 6 Co* . . . . . . . . . . 2,8 356 +7,2 +55 4 Al - 5 Cu -1 Mn ... 2,8 372 -f-3,7 -21 *) Können statt bis zur a-Zusatzmetall-Phase auch bis zur a,ß-Zusatzmetall-Phase geglüht sein. Aus den in Tabelle X zusammengestellten Daten über die mechanischen Eigenschaften dieser Legierungen nach dem Glühen bis zur Bildung der n-Zusatzmetall-Phase geht hervor, daß alle diese erfindungsgemäß wärmebehandelten Legierungen, mit Ausnahme von Ti - Al - Ni und Ti - Al - Cu - Be, den Ti-AI-Cu-Legierungen gleichwertig sind. Es zeigt sich, daß die Ti-AI-Be- und Ti-AI-Si-Legierungen den niedriglegierten Ti-Al-Cu-Legierungen, die Ti-AI-CO-und Ti-Al-Cu-Mn-Legierungen dagegen den hochlegierten Ti-AI-Cu-Legierungen gleichwertig sind.In the following Tables X to XIII inclusive, the effect of the total or partial replacement of the copper in the above-mentioned copper-containing a-dispersoid alloys by other elements forming the structure, such as beryllium, nickel, cobalt and silicon, as well as the influence of a partial replacement of the Copper shown by the relatively inert eutectoid element manganese. Table X Average mechanical properties of the Ti-Al alloys annealed to the a-filler metal phase with Cu, Be, Ni, Co or Si additives Composition cross-sectional (Percent by weight) 0.2 yield strength Tensile strength Elongation I Reduction Vickers hardness T Rest of titanium kg / mm2 kg / mm2 01 n °% kg / mm2 2 Al - 0.5 Be. . . . . . . . . . 49.2 60.5 28 44 264 2.1 4A1-0.5 Be. . . . . . . . . . 61.9 73.1 16 24 258 2.3 4 Al - 4 Co. . . . . . . . . . . 82.3 95.6 10 10 335 5.4 continuation Composition 0.2 Yield Strength Tensile Strength Elongation Cross-Section Vickers Hardness T (Weight percent) reduction Rest titanium kg / mm = kg / mm * ° / ° ° / ° kg / mm'- ' 4A1-6 Co. . . . . . . . '. . . 89.3 102.6 9 12 356 3.8 4A1-4M. . . . . . . . . . . 67.5 75.2 6 16 316 6.8 4A1- 6 Ni. . . . . . . . . . . 75.9 85.8 4 12 331 8.7 4 Al - 0.5 Si. . . . . . . . . . 72.4 81.6 14 25 - - 4A1-1 Si. . . . . . . . . . . . 66.8 74.5 16 38 317 2.4 2 Al - 3.9 Cu - 0.15 Be 68.2 79.4 10 18 322 4.6 4 Al - 5 Cu - 1 Mn ... 90.0 94.9 15 37 372 2.8 The annealing took place about 10 to 38 ° C below the respective critical temperature. Table XI Average mechanical properties of the Ti-Al alloys quenched from the β-phase with Cu, Be, Co, Ni or Si additives II Composition 0.2 stretch, tear, I cross section (Percent by weight) limit strength elongation i reduction Vickers hardness T Rest of titanium kg / mm = kg / mm = ° i ° °; ° kg! mm = i 2 Al - 0.5 Be. . . . . . . . . . 67.4 '78.0 8 10 330 5.0 4A1-0.5 Be. . . . . . . . . . 92.8 1 06.9 2 7 382 i> 10.0 5 Cu - 0.5 Be. . . . . . . . . - - - - i 473 i> 10.0 2 Al - 5 Cu - 0.5 Be. . .. - - - - (473> 1 0.0 4A1-5 Cu - 1 Mn. . . 139.2 143.4 1 3 469 > 10.0 2A1- 3 Cu - 1 Si ..... -. - - - 354 5.5 2A1-5 Cu-0.5 Si. :. - - - I - 377 5.3 4 Al - 0.5 Be *. . . . . . . . . . 68.9 85.8 8 7 275 4.8 4A1-4 Co *. . . . . . . . . . - - - - 382 3.2 4 Al - 6 Co *. . . . . . . . . . . - - - - 400 4.4 4 Al - 4 Ni *. . . . . . . . . . - - - - 433 8.8 4 Al - 6 Ni * .......... - - - - 446 9.2 4A1- 5 Cu - l Mn * .. 93.5 129.4 12 22 381 2.6 2 Al - 0.5 Si *. . . . . . . . . . - - - - 236 1.8 2 Al - 1.0 Si *. . . . . . . . . - - - - 326 2.4 *) These samples were quenched from the af phase. The alloys were heated to about 10 to 38 ° C. above the β transition temperature and then cooled. This temperature varies slightly. Table XII Strength properties at increased use temperature (540 ° C) of the up to the «additional metal phase Annealed Ti-Al alloys with Cu, Be, Ni, Co or Si additions Composition Estimated tensile strength Elongation Cross-sectional (Percent by weight) Yield strength reduction Remainder titanium kg / mm2 `kg / mm2 °% ° / ° 2 Al - 0.5 Be. . . . . . . . . . 15.5 25.3 46 74 4A1-4 Co. . . . . . . . . . . - 38.7 44 90 4 Al - 6 Co. . . . . . . . . . . - 40.1 44 87 10 Al - 5 Co. . . . . . . . . . 30.2 57.0 5 5 4A1-4M. . . . . . . . . . . - 33.1 42 64 4 Al - 6 Ni. . . . . . . . . . . - 37.3 53 84 10 Al - 5 Ni. . . . . . . . . . 41.5 55.5 15 30 continuation Composition Estimated cross-sectional (Percent by weight) yield point tensile strength elongation reduction Rest of titanium kg / mm = kg / mm '= "/ o" ln 4 Al - 0.5 Si. . . . . . . . . . - 42.2 26 57 4A1-5 Cu- 1 Mn ... 42.2 53.4 46 97 For comparison: 4A1-4 Cu ..... ...... 35.2 42.2 46 82 4 Al - 6 Cu. . . . . . . . . . . 38.7 50.6 36 90 Table XIII Influence of a 24-hour heating at 425 ° C on the hardness and flexural properties of the up to a-additional metal phase annealed Ti-Al alloys with Cu, Be, Ni or Co additions Composition Before heating Change due to heating (Weight percent) Vickers hardness T Vickers hardness Remainder titanium T kg / mm = kgJmm2 2 Al - 0.5 Be. . . . . . . . . . 2.5 241 -0.5 +20 4 A1-1 Si. . . . . . . . . . . . 2.4 317 +1.9 -25 4A1-4Ni ........... 6.5 316 -0.6 -52 4 Al - 6 Ni. . . . . . . . . . . 9.4 331 -I-0.6 - 2 4 Al - 4 Co *. . . . . . . . . . 5.9 335 +4.1 +13 4 Al - 6 Co *. . . . . . . . . . 2.8 356 +7.2 +55 4 Al - 5 Cu -1 Mn ... 2.8 372 -f-3.7 -21 *) Instead of up to the a-additional metal phase, it can also be annealed up to the a, ß-additional metal phase. The data compiled in Table X on the mechanical properties of these alloys after annealing up to the formation of the n-type additional metal phase shows that all these alloys heat-treated according to the invention, with the exception of Ti - Al - Ni and Ti - Al - Cu - Be, which are equivalent to Ti-Al-Cu alloys. It turns out that the Ti-Al-Be and Ti-Al-Si alloys correspond to the low-alloyed Ti-Al-Cu alloys, whereas the Ti-Al-CO and Ti-Al-Cu-Mn alloys correspond to the high-alloyed ones Ti-Al-Cu alloys are equivalent.

Wie die Daten über die Eigenschaften nach der Abschreckung aus der ß-Phase in Tabelle XI zeigen, sind die Ti-AI-Be- und Ti-Al-Si-Legierungen gegen Abschreckhärtung nur wenig empfindlich. Die Legierungen mit. Nickel-, Kobalt- und Manganzusätzen hingegen sind durch die Abschreckung genügend gut hartbar. Die bei den Ti-AI-Co-Legierungen nach der erfindungsgemäßen Abschreckung auftretende Kombination von großer Härte und guten Biegeeigenschaften ist für die Praxis besonders vorteilhaft.As the data on the properties after the deterrent from the ß-phase show in Table XI, the Ti-Al-Be and Ti-Al-Si alloys are against Quench hardening only slightly sensitive. The alloys with. Nickel, cobalt and Manganese additives, on the other hand, can be hardened sufficiently well by the deterrent. The at the Ti-Al-Co alloys occurring after the inventive quenching combination of great hardness and good bending properties is particularly advantageous in practice.

Die Werte über die Festigkeitseigenschaften bei erhöhter Temperatur nach vorausgegangener erfindungsgemäßer Wärmebehandlung in Tabelle XII . zeigen, daß auf der Grundlage gleicher Gewichtsanteile sowohl Kobalt wie auch Nickel dem Kupfer hinsichtlich ihrer Wirkung auf die Eigenschaften bei erhöhter Temperatur etwas unterlegen sind. Der Zusatz einer kleinen Menge Mangan erweist sich in dieser Hinsicht als vorteilhaft. Die Ti-4 A1-0,5 Si-Legierung ist der Ti-4 A1-4 Cu-Legierung ebenbürtig an Festigkeit, jedoch nicht an Dehnbarkeit.The values of the strength properties at elevated temperature after previous heat treatment according to the invention in Table XII. demonstrate, that on the basis of equal parts by weight, both cobalt and nickel dem Copper in terms of its effect on properties at elevated temperature are somewhat inferior. The addition of a small amount of manganese turns out to be in this Respect as beneficial. The Ti-4 A1-0.5 Si alloy is the Ti-4 A1-4 Cu alloy Equal in strength, but not in elasticity.

Die in Tabelle XIII behandelten Wärmeversuche zeigen, daß die Ti-AI-Be-, Ti-AI-Si- und Ti-AI-Ni-Legierungen ausreichend thermisch stabil sind nach vorausgegangener erfindungsgemäßer Wärmebehandlung. Die Ti-AI-Co- und Ti-AI-Cu-Mn-Legierungen jedoch weisen bestimmte Anzeichnen von Unbeständigkeit auf. Aus diesen Ergebnissen geht hervor, daß das Mangan auf Grund seiner die ß-Phase stabilisierenden Eigenschaften für die Erhaltung dieser Phase günstig ist.The heat tests treated in Table XIII show that the Ti-Al loading, Ti-Al-Si and Ti-Al-Ni alloys are sufficiently thermally stable according to the preceding heat treatment according to the invention. The Ti-Al-Co and Ti-Al-Cu-Mn alloys, however show certain signs of inconsistency. From these results goes shows that manganese is due to its properties which stabilize the ß-phase is favorable for maintaining this phase.

Claims

Claims: 1. Process for the heat treatment of titanium alloys for the purpose of soft annealing, consisting of 0.5 to 23% of one or more of the a-stabilizer elements Tin, antimony or aluminum, but not more than 19% antimony and not more than 12% aluminum, as well as 0.5 to 20% of one or more of the ß-eutectoid stabilizer elements copper, Cobalt, nickel, silicon or beryllium, but not more than 12% cobalt or nickel. 3% silicon and 2% beryllium, and in which the latter elements are up to half by up to 20% molybdenum, vanadium, niobium and / or tantalum, up to 5% manganese, up to 3.5% iron and up to 12% chromium and tungsten can be replaced, the rest over 50% Titanium in addition to its usual impurities, d u r c h g e - indicates that the alloys after the final hot working above the transition temperature the ß-phase can also be heated until the conversion into this phase is practical is complete, and that then the alloys slowly at a rate of not more than 2.5; at most up to 5.5 ° C per minute be cooled down through the eutectoid temperature range.

2. Heat treatment method for the purpose of soft annealing of alloys of the composition specified in claim 1, characterized in that the alloys after the final hot working to remove tension and to promote the accumulation of additional metal structure constituents be heated to temperatures 25 to 55 ° C below the eutectoid temperature lie, and that the alloys are then allowed to cool to about room temperature will.

3. A method for hardening alloys of the composition specified in claim 1, characterized in that the alloys after the final hot working to be heated beyond the eutectoid temperature until equilibrium of the alloys or the conversion into the ß-phase is practically achieved, whereupon the alloys rapidly through the eutectoid temperature with such Speed to be cooled, leading to the production of a martensitic or a fine eutectoid structure is sufficient.

4. The method according to claim 3, characterized in that that the alloys remain in the (, t, [3 temperature range be heated until equilibrium has been established, whereupon the alloys rapidly cooled by the eutectoid temperature.

5. Procedure according to Claim 3, characterized in that the alloys so long above the ß-transition temperature be heated until the conversion into the ß-phase is practically complete, whereupon the alloys through the eutectoid temperature with one to form a martensite-like structure can be cooled at a sufficient speed.

6th Process for tempering alloys which are hardened according to one of Claims 3 to 5 have been, characterized in that they have been at temperatures below for a long time the eutectoid temperature.

7. Modification of the method for hardening alloys of the composition specified in claim 1, characterized in that the alloys are heated after the final hot forming beyond the lower critical temperature until at least a significant part is converted into the ß-phase, whereupon the Alloys are then cooled down to below the critical temperature at such a rate that a martensite-like or a fine eutectoid structure is formed. B. The method according to claim 7, characterized in that the alloys are heated in the α, ß temperature range until equilibrium is established, whereupon the alloys are rapidly cooled through the critical temperature. 9. The method according to claim 7, characterized in that the alloys are heated beyond the ß-transition temperature until the conversion into the ß-phase is practically complete, whereupon the alloys are then cooled through the lower critical temperature at such a rate that a martensite-like structure is formed. 10. The method according to claim 3, characterized in that the hardened alloys are also tempered by being heated to a temperature below the eutectoid temperature. Documents considered French Patent No. 1070 589; British Patent No. 677,413, U.S. Patent Nos. 2,622,023, 2,661,286, 2669513. Earlier Patents Considered German Patent Nos. 1,082,418, 1,120,153, 1,142,445, 1,163,556.