DE2620311C2 - - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Titanlegierung, die bei hohen Temperaturen und hoher Be­ anspruchung vorteilhafte Eigenschaften aufweist, so daß sie besonders für eine Verwendung für die Herstellung von Teilen von Gasturbinen-Triebwerken geeignet ist.

Titanlegierungen, die als Legierungsbestandteile neben Titan Aluminium, Zinn, Zirkonium, Niob, Molybdän und Silizium enthalten können, sind aus dem Stand der Technik bekannt.

So beschreibt die GB-PS 7 57 383 eine große Gruppe von Titanlegierungen, die u. a. die genannten Legierungsbe­ standteile enthalten können.

Aus der GB-PS 12 08 319 ist eine Titanlegierung bekannt, die einen Gehalt an 6% Aluminium, 5% Zirkonium, 0,5% Molybdän und 0,25% Silizium aufweist. Diese Legierung, die kein Zinn und kein Niob enthält, wird zur Verbesserung ihrer Eigenschaft auch einer Wärmebehandlung unterzogen. Die bekannte Legierung wird für eine Verwendung in Flug­ zeugmotoren vorgeschlagen, in denen Betriebstemperaturen bis zu 520°C auftreten.

In der US-PS 36 19 184 wird ferner eine Titanlegierung beschrieben, die 6% Aluminium, 3% Zinn, 3% Zirkonium, 0,8% Molybdän, 0,3% Silizium und 1,3% Niob enthält.

Obwohl diese bekannten, bereits sehr hoch entwickelten Legierungen für viele Anwendungsbereiche sehr gut geeignet sind, weisen sie jedoch unter den Extrembedingungen, die in Flugzeugmotoren auftreten, Nachteile auf, die ihre Ver­ wendungsmöglichkeiten einschränken.

Unter den in Flugzeugmotoren herrschenden Bedingungen müssen die Legierungen eine hohe Dimensionsstabilität aufweisen, weil die in Flugzeugmotoren zugelassenen Toleranzen sehr klein sind. Sie müssen eine sehr gute Hochtemperatur­ festigkeit aufweisen und dürfen bei hohen Temperaturen nicht spröde werden. Die Bezeichnung "spröde" kennzeichnet in diesem Zusammenhang den bei Zimmertemperatur vor und nach der Hochtemperatureinwirkung gemessenen Duktilitätsverlust. Dabei ist es wichtig, daß die Messung dieser Eigenschaft nach der Wärmeeinwirkung ohne Entfernung der Legierungs­ oberfläche durchgeführt wird. Es ist nämlich auch möglich, die Eigenschaften der Legierung so zu messen, daß vorher die oxidierte Oberfläche entfernt wurde. Die Aussagekraft derartiger Versuche ist jedoch gering, weil im praktischen Betrieb die Oberfläche der verwendeten Legierung nicht entfernt werden kann. Deshalb ist es wichtig, daß die Legierung gegenüber Oxidation beständig ist.

Zusätzlich zur Oxidationsbeständigkeit muß die Legierung verformbar sein, eine hohe Kriechfestigkeit besitzen und schmiedbar und schweißbar sein, weil bei der Herstellung von Werkstücken und Bauteilen aus derartigen Legierungen oft geschweißt wird. Unter "schweißbar" wird verstanden, daß die aus der Legierung hergestellten Gegenstände in geschweißtem Zustand verwendet werden können. Es reicht nicht aus, daß zwei Metallteile lediglich zusammengefügt werden können; die Legierung muß nach dem Schweißen und nach einer geeigneten Wärmebehandlung Eigenschaften aufweisen, die von denen der Legierung vor dem Schweißen im wesentlichen nicht unterscheidbar sind. Die Legierung muß außerdem gegenüber Alterungserscheinungen widerstandsfähig sein und natürlich eine relativ hohe Zugfestigkeit aufweisen. Wirtschaftlich verwendbare Legierungen müssen darüberhinaus gegenüber einer Umordnung widerstandsfähig sein und bei ihrer Verwendung bei hohen Temperaturen unverändert bleiben.

Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung einer Titanlegierung zu schaffen, die im gesamten Bereich der genannten Eigenschaften ausgewogen ist und darüberhinaus eine Kriech- und Warmfestigkeit aufweist, die ihre Verwendung in Gasturbinen-Triebwerken bei gegenüber dem Stand der Technik erhöhten Betriebstemperaturen bis zu 600°C ermöglicht. Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren gelöst, wie es im Patentanspruch 1 beschrieben ist.

Vorteilhafte Ausgestaltungen sind den Unteransprüchen zu entnehmen.

Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Legierung eignet sich aufgrund ihrer Eigenschaften hervorragend zur Herstellung von schweißbaren Teilen von Gas­ turbinen-Triebwerken.

Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Le­ gierungen besitzen eine sehr feine plättchenförmige alpha- Struktur; Ausscheidungen finden normalerweise an den Grenzen der alpha-Plättchen statt. Man nimmt an, daß die Ausscheidung durch den Gehalt an Molybdän und Niob beeinflußt wird. Diese Ausscheidung begrenzt die Anwendungsmöglichkeiten der Legierungen sowohl hinsichtlich der Verwendungs­ temperatur als auch der Verwendungszeit bei einer bestimmten Temperatur. Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Legierung zeigt jedoch deutlich verbesserte Eigenschaften.

Es war bekannt, daß es bei Legierungen möglich ist, die eine oder andere Eigenschaft durch geeignetes Modifizieren der Zusammensetzung oder des Herstellungsverfahrens zu erreichen. Die Schwierigkeiten bestanden jedoch darin, einerseits die gewünschten Verbesserungen bei einer Eigenschaft zu erzielen, ohne gleichzeitig eine Verschlechterung anderer Legierungseigenschaften in Kauf nehmen zu müssen.

Beispielsweise ist es bekannt, daß die Zugfestigkeit einer Legierung durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen erhöht werden kann, es wird dann jedoch normalerweise die Legierungsduktilität vermindert. Die erfindungsgemäß hergestellte Legierung zeichnet sich durch eine hervorragende Ausgewogenheit aller ihrer Eigenschaften aus.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Beispielen und Vergleichsbeispielen noch näher erläutert.

Es zeigen:

Fig. 1 eine Mikrogefügeaufnahme einer bekannten Legierung;

Fig. 2 eine Mikrogefügeaufnahme einer erfindungsgemäß hergestellten Legierung;

Fig. 3 eine graphische Darstellung, in dem die Ermüdungs­ eigenschaften einer bekannten Legierung denen einer erfindungsgemäß hergestellten Legierung gegenübergestellt sind;

Fig. 4 eine graphische Darstellung, in dem die Dehnung gegen den Molybdängehalt (%) aufgetragen ist;

Fig. 5 eine graphische Darstellung, die den Einfluß des Molybdängehalts auf die 0,2%-Dehngrenze zeigt;

Fig. 6 eine graphische Darstellung, die die Gesamtdehnung im plastischen Bereich gegen den Molybdängehalt zeigt, wobei das Kriechen bei 540°C und einer Be­ anspruchung von 300 N/mm² erfolgt.

Die erfindungsgemäß hergestellten Legierungen und insbesondere die mit bevorzugten engeren Bereichen ihrer Be­ standteile weisen eine hohe Kriechfestigkeit, eine gute Dehnverformbarkeit, eine gute Duktilität nach dem Kriechen, eine hohe Oxidationsbeständigkeit und eine verfeinerte Struktur auf. Die Verbindung von guter Dehnverformbarkeit mit einer guten Duktilität nach dem Kriechen führt zu verbesserten Kurzzeitermüdungseigenschaften, insbesondere nach der Wärmebelastung. Außerdem sind die erfindungsgemäß hergestellten Legierungen schweißbar.

Ferner wurde gefunden, daß sie sehr stabil sind, da sie einer Umordnung widerstehen und nur eine geringe Ausscheidung im Grenzbereich der alpha-Plättchen innerhalb der Matrix aufweisen, wodurch die aus derartigen Legierungen hergestellten Teile langzeitig bei hohen Temperaturen verwendet werden können. Die aus der US-PS 36 19 184 bekannte Titanlegierung mit 6% Aluminium, 3% Zinn, 3% Zirkonium, 0,8% Molybdän, 0,3% Silizium und 1,3% Niob erwies sich hinsichtlich der Umordnung als schlechter als die erfindungsgemäß hergestellte Legierung. Obwohl das Aluminiumäquivalent dieser Legierung nominal 6 + 3/3 (für das Zinn) + 3/6 (für das Zirkonium), d. h. 7,5, ist, wird hierbei der Sauerstoffgehalt der Legierung in der Aluminiumäquivalentgleichung nicht berücksichtigt. Das Aluminiumäquivalent des Sauerstoffs beträgt 10, und da der Sauerstoffgehalt dieser Legierungen in der Praxis in der Größenordnung von 1000 ppm liegt, bedeutet das, daß der Sauerstoff etwa 1% Aluminium äquivalent ist. In der genannten bekannten Legierung ist deshalb das Ge­ samtsauerstoffäquivalent 8,5. In der erfindungsgemäß her­ gestellten Legierung ist das Aluminiumäquivalent jedoch 5,4 + 3,5/3 + 3/6 + 0,1/10 = 8,07. Das bedeutet, daß die letztere Legierung deutlich stabiler als die bekannte ist.

Eine Reihe von Legierungen mit Gehalt an 5,5% Aluminium, 2,5% Zinn, 3% Zirkonium, 1% Niob und 0,3% Silizium wurden mit Molybdän­ zugaben von 0%, 0,1%, 0,2%, 0,4% und 0,8% verschmolzen. Alle Prozentangaben sind Gewichtsprozentangaben. Nach der Herstellung wurden die Legierungen analysiert; die Analysenwerte werden in Tabelle 1 wiedergegeben.

Tabelle I

Analysen

Die Proben wurden jeweils bei 1050°C zu Stäben gewalzt und bei 25°C oberhalb des beta-Transus jeder Legierung wärmebehandelt. Nach dieser Lösungsbehandlung werden die Legierungen in Luft langsam gekühlt und 24 Stunden bei 550°C gealtert. Proben jeder Zusammensetzung wurden hin­ sichtlich ihres Dehnverhaltens und 300 Stunden bei 540°C unter einer Beanspruchung von 310 N/mm² hinsichtlich ihres Kriechverhaltens untersucht. Zusätzlich wurden Versuchs­ ergebnisse der Dehnung nach Kriechen mit der verbleibenden Oberfläche gemessen. In Probe Nr. 3 wurde ein Wärmebe­ handlungsfehler entdeckt, die eine alpha-beta-Struktur gebildet hatte. Dieser Fehler wurde nach dem Dehnungsversuch aber vor dem Kriechversuch nicht festgestellt, so daß die Kriechprobe erneut im beta-Phasenbereich wärmebehandelt wurde. Die Ergebnisse der Dehnungsversuche vor und nach dem Kriechen werden in Tabelle II zusammengestellt.

In Tabelle II und in allen folgenden Tabellen bezieht sich die Dehnung (Elongation) El 4 auf die Elongation auf eine Meßlänge des 4fachen der Quadratwurzel aus der Fläche. Der El 5D-Wert bezieht sich auf die Elongation auf eine Meßlänge entsprechend dem 5fachen Durchmesser.

Es zeigt sich, daß bei anfänglicher Zugabe von Molybdän der Kriechwiderstand verbessert wird und dann schrittweise abnimmt. Die Duktilität nach dem Kriechen vermindert sich mit höheren Molybdängehalten sehr schnell. So zeigen die Legierungen mit 0,2 und 0,4% Gehalt an Molybdän eine Flächenverminderung (Einschnürung) von 19 bis 16%, während die Legierung mit 0,8% Molybdän eine Flächen­ verminderung von nur 8,5% aufweist. In gleicher Weise zeigt sich, daß die Elongation sehr schnell sinkt, wenn der Molybdängehalt 0,8% erreicht, und deshalb ist die 0,8% Molybdän haltige Legierung ungeeignet, weil die schlechten Duktilitäts­ eigenschaften nach Kriechen sich ungünstig auf das Kurzzeit­ ermüdungsverhalten auswirken.

Die Wirkung von Zinn wurde dann bei einer Grundlegierung untersucht, die 5,5% Aluminium, 2% Zirkonium, 1% Niob, 0,5% Molybdän und 0,25% Silizium enthielt. Die untersuchten Zu­ sammensetzungen bestanden aus der Grundlegierung und 0%, 1%, 3% und 6% Zinn. Die Hitzebehandlung der Legierungen bestand in 45minütigem Erhitzen bei 1050°C im beta-Bereich, langsamen Abkühlen in Luft und 24stündigen Altern bei 550°C. Die Legierung mit 3% Zinn wurde mit einer zinnfreien Legierung mit Gehalt an 6% Aluminium, 5% Zirkonium, 0,5% Molybdän und 0,3% Silizium gemäß GB-PS 12 08 319 verglichen.

In Tabelle III werden die Dehnungseigenschaften von vier Le­ gierungen mit 0%, 1%, 3% und 6% Zinn, wie beschrieben, zu­ sammengestellt.

Tabelle III

In Tabelle IV werden Werte für das Kerbzugverhalten der 4 Legierungen wiedergegeben.

Tabelle IV

Es zeigt sich, daß die Zinnzugabe sowohl die Dehngrenze als auch die Gesamtfestigkeit verbesserte, während die Duktilität konstant blieb. Die Kerbzugfestigkeit erhöhte sich und erreichte ein Maximum bei etwa 3%iger Zinnzugabe, während sich der Kriechwiderstand kontinuierlich verbesserte. Da das Maximum der Kerbzugfestigkeit bei etwa 3% Zinnzugabe liegt, führt eine Zugabe über diesen Wert hinaus bei gleichzeitig zunehmender Festigkeit zu einer Verminderung der Kerbzugduktilität, die unannehmbar ist.

Dann wurden weitere Legierungen geschmolzen, um die Wirkung von Molybdän auf die Grundtitanlegierung mit Gehalt an 5,5% Aluminium, 3,5% Zinn, 3% Zirkonium, 1% Niob und 0,3% Silizium zu bestimmen, wenn 0%, 0,1%, 0,25%, 0,5%, 0,75% und 1% Molybdän zugegeben wurden. Die Proben wurden dann als knopfförmige Gebilde (150 g) geschmolzen und bei 1050°C zu Stäbchen (12 mm²) gewalzt. Die Analysewerte der Proben werden in Tabelle V wie­ dergegeben.

Tabelle V

Chemische Analyse

Alle Stäbchen wurden bei 1035°C lösungsbehandelt, luftgekühlt und metallographisch geprüft, um vollständige beta- Lösung zu gewährleisten. Dann wurden sie 24 Stunden bei 550°C gealtert und luftgekühlt. Dann wurden an den Proben die folgenden Dehnversuche durchgeführt: die 0,1% Dehngrenze, die 0,2% Dehngrenze, die Bruchfestigkeit, die Elongation auf 4, worauf eine Meßlänge von 5D gemessen wurde. Ebenso wurde die Einschnürung gemessen. Die Proben wurden ebenfalls einem Kriechversuch bei 540°C unter einer Beanspruchung von 300 N/mm² sowohl für 100 Stunden als auch für 300 Stunden unterzogen. Die Proben nach Kriechen wurden ebenfalls hinsichtlich ihres Dehnverhaltens untersucht. Die Ergebnisse werden in Tabelle VI und graphisch in den Fig. 4, 5 und 6 wiedergegeben. Die Proben wurden ebenfalls metallo­ graphisch untersucht.

Tabelle IV

Es zeigt sich, daß die Dehnungsduktilität der Grundlegierung mit Zugabe von Molybdän zunimmt und bei einer Zugabe von ungefähr 0,1 bis 0,25% ein Maximum erreicht, worauf sie sich schrittweise verringert. Man führt das auf die Löslichkeit des Molybdän in alpha-Titan zurück.

Die Zugfestigkeit und die Dehngrenze erhöhen sich bis hin zu etwa 0,25% Molybdänzugabe; nach etwa 0,7% Molybdänzugabe verändern sie sich jedoch nicht mehr oder nehmen ab. Ein weiterer Anstieg erfolgt bei 1% Molybdänzugabe. Das liegt vermutlich daran, daß anfänglich die Festigkeit der alpha- Phase zunimmt, wenn Molybdän bis zu seiner höchsten Löslichkeit in Lösung geht. Eine geringe Verminderung folgt, wenn kleine Mengen der "weichen" beta-Phase gebildet werden. Der Anstieg bei etwa 1% Molybdän erfolgt, wenn in den größeren Mengen der jetzt gebildeten beta-Phase alpha-Ausscheidung erfolgt. Der Kriechwiderstand durchläuft bei etwa 0,25% Molybdän ein Maximum und nimmt anschließend mit steigender Molybdänzugabe ab. Der Anstieg hängt vermutlich mit der Löslichkeit von Molybdän in alpha-Titan zusammen, wodurch der Kriechwiderstand durch das Gelöste verbessert wird, und die schrittweise Verminderung beruht auf der Bildung der beta-Phase, die weniger widerstandsfähig gegenüber Kriechen ist.

Die Stabilität, gemessen anhand der Verluste an Duktilität nach Kriechen und anhand des Anstiegs der Dehngrenze, erreicht ihre besten Werte wiederum bei etwa 0,25% bis 0,3% Molybdänzugabe und nimmt anschließend ab.

Nach den metallurgischen Untersuchungen wird eine Gefügeverfeinerung des umgewandelten Produktes durch Zugabe von bis zu 0,25% Molybdän erreicht. Weitere Verfeinerung tritt bei höheren Molybdängehalten auf, wobei jedoch die Änderung klein im Vergleich zu der ist, die bei Zugabe von 0,25% Molybdän erreicht wird. Das tatsächliche Aussehen des Umwandlungsproduktes verändert sich mit der Abkühlgeschwindigkeit; jedoch wird bei jeder gegebenen Kühlgeschwindigkeit ein ähnlicher Bereich von Mikrogefüge erwartet.

Es zeigt sich, daß Molybdän wesentlichen Einfluß auf die Ei­ genschaften des Grundmaterials ausübt; zusammengefaßt werden optimale Eigenschaften im Bereich von 0,25% bis 0,3% Zugabe erhalten.

In den Fig. 1 und 2 ist mit 250facher Vergrößerung das Mikrogefüge der Legierung mit 5,5% Aluminium, 3% Zirkonium, 1% Niob, 0,25% Molybdän, 0,3% Silizium und 3,5% Zinn (Fig. 2) und der Titanlegierung mit 6% Aluminium, 5% Zirkonium, 0,5% Molybdän und 0,3% Silizium (Fig. 1) wiedergegeben. Man sieht, daß die erfindungsgemäß hergestellte Legierung zu einem viel feineren Umwandlungsprodukt führte, das viel besser als das gröber strukturierte der bekannten Legierung ist, obwohl diese bekannte Legierung normalerweise als ausreichend gilt. Ein Hauptvorteil des feineren Umwandlungsproduktes besteht darin, daß es möglich ist, die Legierung mit Luft zu kühlen, anstatt wie bei der bekannten Legierung mit Öl abschrecken zu müssen, um die gleiche Umwandlungsstruktur zu erhalten. Luftkühlung führt zu wesentlich geringeren inneren Spannungen als die Abschreckung mit Öl, worin natürlich ein wesentlicher Vorteil liegt. Es ist ebenfalls möglich, in der erfindungsgemäß hergestellten Legierung ein feineres Gefüge als in der bekannten Legierung zu erhalten.

Die Zugabe von Silizium dient bekannterweise dazu, den Kriechwiderstand von Titanlegierungen zu erhöhen und ebenso die Korngröße zu verfeinern, wodurch die Duktilität der Legierung erhöht wird. Jedoch kann zuviel Silizium zur Absonderung und zu Siliziumverbindungen in der Legierung führen, und dazu, daß sich das Silizium nicht mehr löst. In den meisten Titanlegierungen ist etwa 0,3% Silizium die obere Grenze.

Der Aluminiumgehalt sollte so hoch wie möglich sein, um maximale Dehnungseigenschaften ohne Umordnungsprobleme zu erhalten. Da die Umordnung, ein wohlbekanntes Phänomen in Titanlegierungen, bei einem Aluminiumäquivalent von etwa 8% (3% Zinn = 1% Aluminium und 6% Zirkon = 1% Aluminium) auftritt, wird hierdurch der Aluminiumgehalt tatsächlich auf etwa maximal 6% begrenzt, wenn die Umordnung vermieden werden soll.

Zirkonium ist ebenfalls ein die Festigkeit erhöhendes Element; für optimale Festigkeit, Stabilität und optimalen Kriech­ widerstand werden in der Legierung 3% Zirkonium verwendet.

In Fig. 3 wird der Unterschied zwischen den Kurzzeitermüdungs­ eigenschaften bei 300°C der Titanlegierung mit 6% Aluminium, 5% Zirkonium, 0,5% Molybdän und 0,3% Silizium (Legierung A) und denen der erfindungsgemäß hergestellten Legierung mit 5,5% Aluminium, 3,5% Zinn, 3% Zirkonium, 1% Niob, 0,5% Molybdän und 0,3% Silizium (Legierung B) aufgezeigt. Die Legierung B hatte nach 10⁵ Zyklen nicht versagt. Beide Legierungen wurden im beta- Bereich bei 1050°C wärmebehandelt, dann luftgekühlt und 24 Stunden bei 550°C gealtert. Die Kurzzeitermüdungseigenschaften wurden nach 300stündigem Erhitzen bei 540°C bei einer Beanspruchung von 310 N/mm² gemessen. Es zeigt sich, daß die erfindungsgemäß hergestellte Legierung der bekannten Legierung hinsichtlich ihrer Kurzzeitermüdungseigenschaften bei niedriger Beanspruchung, nämlich 500 N/mm², dem Beanspruchungsbereich, in dem die Legierung verwendet wird, überlegen ist.

Fig. 4, Linie 1 stellt die Flächenverminderung der Proben dar, die unter den Bedingungen vor dem Kriechen untersucht wurden. Linie 2 repräsentiert die Flächenverminderung, die nach dem Kriechen festgestellt wurde. Linie 3 ist die Elongation auf eine Meßlänge von 4 unter den Bedingungen vor dem Kriechen und Linie 4 unter den Bedingungen nach dem Kriechen. In gleicher Weise ist Linie 5 die Elongation auf eine Meßlänge von 5D unter den Bedingungen vor dem Kriechen und Linie 6 unter den Bedingungen nach dem Kriechen. In allen Fällen werden die Eigenschaften in Prozent gegen Molybdän mit Werten zwischen 0% und 1% angegeben. Diese Zeichnungen entsprechen den Werten in Tabelle VI.

Fig. 5 gibt die 0,2% Dehngrenze gegen den Molybdängehalt und Linie 7 Messungen im behandelten Zustand wieder, während Linie 8 Messungen im unbehandelten Zustand wiedergibt.

Fig. 6 gibt graphisch die Kriechdaten aus Tabelle VI wieder; man sieht hieraus, daß die Gesamtdehnung im plastischen Bereich bei einem Molybdängehalt im Bereich von 0,25 bis 0,75% ein Minimum aufweist. Natürlich ist es um so besser, je niedriger die Dehnung im plastischen Bereich ist, weil das Material gegenüber Kriechbeanspruchung um so widerstandsfähiger ist.

Bei einem Vergleich der erfindungsgemäß hergestellten Legierung in ihrer bevorzugten Zusammensetzung mit 5,4% Aluminium, 3,5% Zinn, 3% Zirkonium, 1% Niob, 0,25 bis 0,3% Molybdän und 0,3% Silizium mit der aus der US-PS 36 19 184 bekannten Legierung mit 6% Aluminium, 3% Zinn, 3% Zirkonium, 0,8% Molybdän, 0,3% Silizium und 1,3% Niob können die folgenden Unterschiede festgestellt werden:

• 1. Bei der bekannten Legierung stellt die Umordnung ein Problem dar, das zu Schwierigkeiten hinsichtlich der Stabilität führt, und das in der erfindungsgemäß hergestellten Legierung nicht auftritt.
• 2. In der bekannten Legierung treten größere Ausscheidungseffekte in den Grenzbereichen der alpha-Plättchen als in der erfindungsgemäß hergestellten Legierung wegen des erhöhten Molybdän- und Niobgehaltes in der bekannten Legierung auf. Diese Ausscheidungen begrenzen die Verwendbarkeit der Teile, die aus der bekannten Legierung hergestellt werden, sowohl hinsichtlich der Verwendungstemperatur als auch hinsichtlich der Verwendungszeit bei einer bestimmten Temperatur.
• 3. Die den Kriechwiderstand betreffenden Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Legierung sind bei Temperaturen oberhalb 520°C besser als die der bekannten Legierung.
• 4. Wegen des niedrigen Niob- und Molybdängehaltes der er­ findungsgemäß hergestellten Legierung gegenüber der bekannten Legierung und wegen der daraus folgenden niedrigeren Ausscheidung ist es möglich, Teile aus der erfindungsgemäß hergestellten Legierung in Vergleich zu denen aus der bekannten Legierung bei höheren Temperaturen zu entspannen.
• 5. Die Eigenschaften hinsichtlich der Oxidationsbeständigkeit der beiden Legierungen unterscheiden sich.
• 6. Die Kerbeigenschaften, beispielsweise Ermüdungs- und Schlagfestigkeitseigenschaften, sind bei der erfindungsgemäß hergestellten Legierung besser.
• 7. Die Zähigkeit der erfindungsgemäß hergestellten Legierung ist besser als die der bekannten Legierung, vor allem wegen der niedrigeren Bruchfestigkeit der erfindungsgemäß hergestellten Legierung.
• 8. Die Unterschiede in den Aluminiumäquivalenten der er­ findungsgemäß hergestellten Legierung und der bekannten Legierung entsprechen Unterschieden hinsichtlich der Störungen bzw. Verschiebungen in den Legierungen. Dieser Faktor kann hinsichtlich der die Ermüdung initiierenden Cha­ rakteristika und der Bruchcharakteristika wichtig sein und spricht für die erfindungsgemäß hergestellte Legierung.
• 9. Die Schweißbarkeit der Legierungen ist unterschiedlich.
• 10. Durch niedrigere Molybdän- und Niobgehalte wird die Dichte der Legierung vermindert, was wiederum für Teile wichtig ist, die Zentrifugalkräften ausgesetzt sind.

Claims (9)

1. Verfahren zur Herstellung einer Legierung aus 5 bis 6 Gew.-% Aluminium, 2,5 bis 4,5 Gew.-% Zinn, 2 bis 4 Gew.-% Zirkonium, 0,75 bis 1,25 Gew.-% Niob, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Molybdän, 0,2 bis 0,4 Gew.-% Silizium und Titan als Rest mit unvermeidbaren Verunreinigungen, dadurch gekennzeichnet, daß sie im β-Bereich bei 1010°C bis 1050°C erhitzt, auf Zimmertemperatur abgekühlt und dann 24 h bei einer Temperatur im Bereich von 500 bis 600°C gealtert wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung im β-Bereich bei 1035°C durchgeführt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß vor der Alterungsbehandlung zusätzlich eine Wärmebehandlung durch Erwärmen auf Temperaturen im Bereich von 800 bis 900°C, vorzugsweise 850°C, durchgeführt wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch ge­ kennzeichnet, daß bei der herzustellenden Legierung der Nickel- und Mangangehalt jeweils nicht größer als 0,02 Gew.-% sind.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch ge­ kennzeichnet, daß bei der herzustellenden Legierung der Sauerstoffgehalt kleiner als 1500 ppm ist und vorzugsweise im Bereich von 1000 bis 1200 ppm liegt.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch ge­ kennzeichnet, daß der Molybdängehalt im Bereich von 0,15 bis 0,4 Gew.-%, vorzugsweise im Bereich von 0,25 bis 0,3 Gew.-%, liegt.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch ge­ kennzeichnet, daß die herzustellende Legierung 5,4 bis 5,5 Gew.-% Aluminium, 3,5 Gew.-% Zinn, 3 Gew.-% Zirkonium, 1 Gew.-% Niob, 0,25 bis 0,3 Gew.-% Molybdän und 0,3 Gew.-% Silizium enthält.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die herzustellende Legierung einen Aluminiumgehalt von 5,5 Gew.-% und einen Molybdängehalt von 0,25 Gew.-% aufweist.

9. Verwendung einer nach einem der Ansprüche 1 bis 8 hergestellten Legierung zur Herstellung von schweißbaren Teilen von Gasturbinen-Triebwerken.