DE3917793C2 - Titan-Aluminium-Legierungen mit Chrom- und Niob-Zusätzen - Google Patents

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Legierung auf Basis von Gamma-Titanaluminid, auf ein Verfahren zu deren Herstellung und Weiterverarbeitung und auf deren Verwendung.

Es ist bekannt, daß die Zugabe von Aluminium zu Titan in immer größeren Anteilen zur Änderung der Kristallform der erhaltenen Titan-Aluminium-Zusammensetzung führt. Geringe Prozentsätze von Aluminium gehen in feste Lösung in Titan, und die Kristallform bleibt die des Alpha-Titans. Bei höheren Konzentrationen von Aluminium (einschließlich etwa 25 bis 35 Atom-%) wird eine intermetallische Verbindung Ti₃Al gebildet. Das Ti₃Al hat eine geordnete hexagonale Kristallform, die als Alpha-2 bezeichnet wird. Bei noch höheren Aluminiumkonzentrationen (einschließlich des Bereiches von 50 bis 60 Atom-% Aluminium) wird eine andere intermetallische Verbindung, TiAl, gebildet, die eine geordnete tetragonale Kristallform aufweist, die als Gamma bezeichnet wird.

Die Legierung aus Titan und Aluminium mit einer Gamma-Kristall­ form und einem stöchiometrischen Verhältnis von etwa eins, ist eine intermetallische Verbindung mit einem hohen Modul, einer geringen Dichte, einer hohen thermischen Leitfähigkeit, günsti­ ger Oxidationsbeständigkeit und einer guten Kriech- bzw. Dauer­ standfestigkeit. Die Beziehung zwischen Modul und Temperatur für TiAl-Verbindungen zu anderen Titan-Legierungen und in Be­ ziehung zu Nickelbasis-Superlegierungen ist in Fig. 1 gezeigt. Wie dieser Figur entnommen werden kann, hat TiAl den besten Modul aller gezeigten Titan-Legierungen. Der TiAl Modul ist nicht nur bei höherer Temperatur höher sondern die Abnahmege­ schwindigkeit des Moduls mit steigender Temperatur ist für TiAl geringer als für die anderen Titan-Legierungen. Darüber hinaus behält TiAl einen brauchbaren Modul bei Temperaturen oberhalb denen, bei denen die anderen Titan-Legierungen bereits unbrauch­ bar werden. Legierungen auf der Grundlage der intermetallischen Verbindung TiAl sind attraktive Materialien geringen Gewichtes für Anwendungen, wo ein hoher Modul bei hohen Temperaturen und ein guter Schutz gegenüber der Umgebung erforderlich sind.

Eine der Eigenschaften von TiAl, die seine tatsächliche Anwen­ dung für solche Verwendungsarten begrenzt, ist seine Sprödheit bei Raumtemperatur. Auch erfordert die Festigkeit dieser inter­ metallischen Verbindung bei Raumtemperatur eine Verbesserung, bevor die intermetallische Verbindung TiAl in Bauteilen einge­ setzt werden kann. Auch Verbesserungen der intermetallischen Verbindung TiAl hinsichtlich Duktilität und/oder Festigkeit bei Raumtemperatur sind sehr erwünscht, um die Verwendung der Zu­ sammensetzungen bei den höheren Temperaturen zu gestatten, für die sie geeignet sind.

Mit dem potentiellen Nutzen des geringen Gewichtes und des Ein­ satzes bei hohen Temperaturen ist in den einzusetzenden TiAl- Zusammensetzungen am meisten eine Kombination von Festigkeit und Duktilität bei Raumtemperatur erwünscht. Eine Mindestduk­ tilität in der Größenordnung von 1% ist für einige Anwendungen der Zusammensetzung akzeptabel, doch sind höhere Duktilitäten sehr viel mehr erwünscht. Eine Minimalfestigkeit für eine einzu­ setzende Zusammensetzung beträgt etwa 350 N/mm² (entsprechend 50 ksi bzw. 350 MPa). Materialien, die diese Festigkeit aufwei­ sen, sind jedoch nur von beschränkter Brauchbarkeit, und höhere Festigkeiten sind für einige Anwendungen häufig bevorzugt.

Das stöchiometrische Verhältnis der TiAl-Verbindungen kann über einen Bereich variieren, ohne daß sich dabei die Kristallstruk­ tur ändert. Der Aluminiumgehalt kann von etwa 50 bis etwa 60 Atom-% variieren. Die Eigenschaften der TiAl-Zusammensetzungen unterliegen als Ergebnis relativ geringer Änderungen von 1% oder mehr im stöchiometrischen Verhältnis der Bestandteile Titan und Aluminium jedoch sehr deutlichen Änderungen. Gleichermaßen werden die Eigenschaften durch die Zugabe relativ geringer Men­ gen ternärer Elemente deutlich beeinflußt.

In der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß die inter­ metallischen Gamma-TiAl-Verbindungen verbessert werden können, indem man eine Kombination von Zusatzelementen einarbeitet, so daß die Zusammensetzung nicht nur ein ternäres sondern auch ein quaternäres Zusatzelement enthält. Es wurde weiter festgestellt, daß die Zusammensetzung mit dem quaternären Zusatzelement eine einzigartig erwünschte Kombination von Eigenschaften aufweist, die eine erwünschte hohe Duktilität und eine wertvolle Oxida­ tionsbeständigkeit einschließen.

Es gibt eine umfangreiche Literatur hinsichtlich der Titan-Alu­ minium-Zusammensetzungen, einschließlich der intermetallischen Verbindungen Ti₃Al, TiAl und TiAl₃. Die US-PS 42 94 615 ent­ hält z.B. eine umfangreiche Diskussion der Legierungen vom Titan-Allominid-Typ, einschließlich der intermetallischen Ver­ bindung TiAl. Wie in dieser PS in Spalte 1 ab Zeile 50 mit Bezug auf die Vorteile und Nachteile von TiAl hinsichtlich Ti₃Al ausgeführt:
"Es sollte klar sein, daß das TiAl-Gamma-Legierungssystem po­ tentiell leichter ist, da es mehr Aluminium enthält. Labor­ untersuchungen in den fünfziger Jahren dieses Jahrhunderts zeigten, daß die Titan-Allominid-Legierungen potentiell zur Verwendung bei hoher Temperatur bis etwa 1000°C geeignet sind. Die nachfolgenden Erfahrungen mit solchen Legierungen haben jedoch gezeigt, daß sie zwar die erforderliche Hochtemperatur- Festigkeit aufwiesen, bei Raum- und mäßiger Temperatur, d.h. von 20 bis 550°C, aber wenig oder keine Duktilität. Materia­ lien, die zu spröde sind, können weder leicht hergestellt wer­ den noch widerstehen sie einer zwar nicht häufigen aber unver­ meidbaren geringfügigen Beschädigung beim Einsatz ohne Rißbil­ dung und nachfolgendes Versagen. Sie sind daher keine brauch­ baren Materialien, die andere Basislegierungen ersetzen können."

Es ist bekannt, daß das TiAl-Legierungssystem sich von Ti₃Al (sowie den Legierungen des Titans mit fester Lösung) beträcht­ lich unterscheidet, obwohl sowohl TiAl als auch Ti₃Al im Grunde geordnete intermetallische Titan-Aluminium-Verbindungen sind. Wie in der genannten US-PS 42 94 615 in der Spalte 1 unten aus­ geführt:
"Dem Fachmann ist bekannt, daß es einen beträchtlichen Unter­ schied zwischen den beiden geordneten Phasen gibt. Das Legie­ rungs- und Umwandlungsverhalten von Ti₃Al ähnelt dem des Ti­ tans, da die hexagonalen Kristallstrukturen sehr ähnlich sind. Die Verbindung TiAl weist jedoch eine tetragonale Atomanord­ nung auf und somit ziemlich andere Legierungseigenschaften. Ein solcher Unterschied wird in der früheren Literatur häufig nicht erkannt."

Die US-PS 42 94 615 beschreibt das Legieren von TiAl mit Vana­ dium und Kohlenstoff, um die Verbesserung einiger Eigenschaften der resultierenden Legierung zu erzielen.

In der US-PS 42 94 615 ist in Tabelle 2 auch eine Legierung T₂A-112 offenbart, deren Zusammensetzung in Atom-% Ti-45Al-5,0 Nb beträgt, doch wird in der genannten PS diese Zusammensetzung nicht als irgendwelche nützlichen Eigenschaften aufweisend be­ schrieben.

Eine Anzahl technischer Publikationen, die sich mit den Titan- Aluminium-Verbindungen sowie mit den Eigenschaften dieser Ver­ bindungen befassen, sind die folgenden:

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

Die letztgenannte Veröffentlichung beschreibt Arbeiten zur Ent­ wicklung einer intermetallischen TiAl-Gamma-Legierung. In Ta­ belle II werden Legierungen mit einer Zugfestigkeit zwischen 231 und 343 N/mm² als angemessen bezeichnet "wo die bezeichneten Spannungen deutlich unter die­ sem Niveau liegen". Diese Ausführung erscheint unmittelbar ober­ halb Tabelle II. In dem Absatz oberhalb Tabelle IV wird ausge­ führt, daß sich Tantal, Silber und Niob als brauchbare Legie­ rungen erwiesen haben, um die Bildung dünner Schutzoxide auf Legierungen zu induzieren, die Temperaturen bis zu 1200°C aus­ gesetzt wurden. Fig. 4 dieser Veröffentlichung ist eine gra­ phische Darstellung der Oxidationstiefe gegen den nominellen Gewichtsprozentgehalt an Niob bei Aussetzen gegenüber stiller Luft bei 1200°C für 96 Stunden. Unmittelbar oberhalb der Zusam­ menfassung (Summary) auf Seite 1353 ist eine Probe einer Titan- Legierung beschrieben, die 7 Gew.-% Niob enthält und um 50% höhere Spannungsbrucheigenschaften aufweist als die zum Ver­ gleich benutzte Ti-36%-Al-Legierung.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine Legierung auf Basis von Gamma-Titanaluminid mit Verbesserung der Duktilität, damit in Beziehung stehen­ der Eigenschaften und Oxidationsbeständigkeit bei Raumtemperatur, bei tiefen und mittleren Temperaturen zu schaffen. Weiter sollen ein Verfahren zum Herstellen und Weiterverarbeiten einer solchen Legierung und ihre Verwendung angegeben werden.

Diese Aufgabe wird durch eine Legierung mit der Zusammensetzung Ti_42-52 Al_46-50 Cr_1-3 Nb_1-5 gelöst. Vorteilhafte Ausführungsformen der erfindungsgemäßen Legierung sind Gegenstand der Ansprüche 2 bis 4.

Das erfindungsgemäße Verfahren ist Gegenstand des Anspruches 5.

Die erfindungsgemäße Verwendung ist Gegenstand des Anspruches 7.

Die Zeichnung zeigt in

Fig. 1 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen Modul und Temperatur für eine Reihe von Legierungen,

Fig. 2 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen Last in 0,5 kg und der Kreuzkopf-Verschiebung in 0,025 mm für TiAl-Zusam­ mensetzungen verschiedener Stöchiometrie beim 4-Punkt-Biegen,

Fig. 3 eine graphische Darstellung ähnlich der nach Fig. 2, die die Beziehung der Fig. 2 für Ti₅₀Al₄₈Cr₂ dar­ stellt,

Fig. 4 eine graphische Darstellung eines Vergleichs der Oxidationsbeständigkeit,

Fig. 5 eine graphische Darstellung in Säulenform der Festig­ keiten von Proben in 7 N/mm², die verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen wurden und

Fig. 6 eine ähnliche graphische Darstellung der Duktilität in Abhängigkeit von der Temperatur der Wärmebehand­ lung.

Im folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen näher er­ läutert.

Beispiele 1-3

Es wurden drei einzelne Schmelzen hergestellt, die Titan und Aluminium in verschiedenen stöchiometrischen Verhältnissen ent­ hielten, aber der von TiAl angenähert waren. Die Zusammensetzun­ gen, Glühtemperaturen und Testergebnisse bei diesen Zusammen­ setzungen sind in Tabelle I zusammengefaßt.

Für jedes Beispiel wurde die Legierung zuerst durch Lichtbogen­ schmelzen zu einem Barren verarbeitet. Der Barren wurde durch Schmelzspinnen unter einem Partialdruck von Argon zu einem Band verarbeitet. Bei beiden Schmelzstufen benutzte man einen wasser­ gekühlten Kupferherd als Behälter für die Schmelze, um uner­ wünschte Reaktionen zwischen Schmelze und Behälter zu vermeiden. Wegen der starken Affinität von Titan für Sauerstoff wurde sorgfältig vermieden, das heiße Metall Sauerstoff auszusetzen.

Das rasch erstarrte Band wurde in einen Stahlbehälter verpackt, den man evakuierte und abdichtete. Der Behälter wurde dann bei 950°C drei Stunden unter einem Druck von 2100 bar heiß isostatisch gepreßt. Der hierfür benutzte Behälter wurde von dem konsolidierten Bandstopfen maschinell entfernt. Die erhaltene Probe war ein Stopfen mit einem Durchmesser von etwa 2,5 cm und einer Länge von etwa 7,5 cm.

Dieser Stopfen bzw. Stift wurde axial in einer zentralen Öff­ nung eines Knüppels angeordnet und darin abgedichtet. Den Knüp­ pel erhitzte man anschließend auf 975°C und unterwarf ihn einem Strangpressen, um ein Reduktionsverhältnis von etwa 7 zu 1 zu erhalten. Der stranggepreßte Stopfen wurde aus dem Knüppel ent­ fernt und wärmebehandelt.

Die stranggepreßten Proben glühte man bei Temperaturen, wie sie in Tabelle I angegeben sind, für 2 Stunden. Dem Glühen folgte ein Altern bei 1000°C für zwei Stunden. Die Probekörper wurden maschinell auf die Abmessungen 1,5×3×25,4 mm bearbeitet, um daran 4-Punkt-Biegetests bei Zimmertemperatur auszuführen. Die Biegetests wurden in einer 4-Punkt-Biegevorrichtung mit einer inneren Spanne von 10 mm und einer äußeren Spanne von 20 mm aus­ geführt. Die Last-Kreuzkopf-Verschiebungskurven wurden aufge­ zeichnet. Auf der Grundlage der erhaltenen Kurven werden die folgenden Eigenschaften definiert:

• 1. Die Streckgrenze ist die Fließspannung bei einer Kreuzkopf- Verschiebung von 0,025 mm. Dieses Ausmaß der Kreuzkopf-Ver­ schiebung wird als erstes Anzeichen einer plastischen Defor­ mation und des Überganges von der elastischen zur plastischen Deformation genommen. Die Messung der Streckgrenze und/oder Bruchfestigkeit nach üblichem Kompressions- oder Zugverfahren führt zu Ergebnissen, die geringer sind als die beim 4-Punkt- Biegen erhaltenen Ergebnisse, wenn letzteres so ausgeführt wird, daß man die angegebenen Messungen vornimmt. Die höheren Ergebnisse der 4-Punkt-Biegemessungen sollten erinnert wer­ den, wenn man diese Werte mit Werten vergleicht, die durch übliche Kompressions- oder Zugverfahren erhalten werden. Der Vergleich der Meßergebnisse in den Beispielen erfolgt jedoch zwischen 4-Punkt-Biegetests für alle gemessenen Proben, und solche Vergleiche sind gültig bei der Bestimmung von Unter­ schieden in den Festigkeitseigenschaften, die sich aus Un­ terschieden in der Zusammensetzung oder bei der Verarbeitung der Zusammensetzungen ergeben.
• 2. Die Bruchfestigkeit ist die zum Bruch erforderliche Spannung.
• 3. Die äußere Faserdehnung beträgt 9,71×h×d, worin h die Dicke des Probekörpers in 2,5 cm und d die Kreuzkopf-Ver­ schiebung beim Bruch in 2,5 cm ist. Metallurgisch stellt der errechnete Wert die Menge an plastischer Deformation dar, die an der äußeren Oberfläche des Biegekörpers zum Zeitpunkt des Bruches vorhanden ist.

Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle I zusammengefaßt. Die Tabelle I enthält Daten über die Eigenschaften der Proben, geglüht bei 1300°C, und weitere Daten hinsichtlich dieser Pro­ ben sind in Fig. 2 angegeben.

Tabelle I

Aus den Daten der obigen Tabelle ergibt sich, daß die Legierung 12 des Beispiels 2 die beste Kombination von Eigenschaften auf­ wies. Dies bestätigt, daß die Eigenschaften von TiAl-Zusammen­ setzungen sehr empfindlich auf die Atomverhältnisse von Ti/Al und die angewendete Wärmebehandlung reagieren. Legierung 12 wurde als Basislegierung für die weitere Verbesserung der Eigen­ schaften ausgewählt, wozu weitere Versuche durchgeführt wurden, wie sie im folgenden beschrieben werden.

Aus der obigen Tabelle ergibt sich auch, daß das Glühen bei Temperaturen zwischen 1250°C und 1350°C zu erwünschten Werten für die Streckgrenze, Bruchfestigkeit und äußere Faserdehnung bei den Probekörpern führt. Das Glühen bei 1400°C ergibt jedoch einen Probekörper mit einer deutlich geringeren Streckgrenze (etwa 20% geringer), einer geringeren Bruchfestigkeit (etwa 30% weniger) und einer geringeren Duktilität (etwa 78% weniger) als bei einem Probekörper, der bei 1350°C geglüht worden war. Die starke Verschlechterung der Eigenschaften ist auf eine dra­ matische Veränderung im Gefüge aufgrund einer ausgeprägten Beta-Umwandlung bei Temperaturen deutlich über 1350°C zurückzu­ führen.

Beispiele 4-13

Es wurden zehn weitere einzelne Schmelzen zubereitet, die Titan und Aluminium in den angegebenen Atomverhältnissen sowie Zusätze in relativ kleinen Atomprozenten enthielten.

Jede der Proben wurde hergestellt, wie oben unter Bezugnahme auf die Beispiele 1-3 beschrieben.

Die Zusammensetzungen, Glühtemperaturen und Testergebnisse an diesen Zusammensetzungen sind in der folgenden Tabelle II im Vergleich zur Legierung 12 als Basislegierung für diesen Ver­ gleich angegeben.

Tabelle II

Bei den Beispielen 4 und 5, die bei 1200°C wärmebehandelt waren, war die Streckgrenze nicht meßbar, da die Proben praktisch nicht duktil waren. Die Probe des Beispiels 5, die bei 1300°C geglüht war, hatte zwar eine erhöhte Duktilität, doch war sie noch im­ mer unerwünscht gering.

Dies gilt auch für den Probekörper des Beispiels 6, der bei 1250°C geglüht war. Für die Probekörper des Beispiels 6, die bei 1300 und 1350°C geglüht waren, war die Duktilität merklich, aber die Streckgrenze gering.

Keiner der Probekörper der anderen Beispiele hatte eine merkliche Duktilität.

Den in Tabelle II zusammengefaßten Ergebnissen läßt sich ent­ nehmen, daß der Satz von Parametern, der bei der Herstellung der Zusammensetzungen zum Testen von Einfluß ist, recht kom­ plex ist und in wechselseitiger Beziehung steht. Ein Parameter ist das Atomverhältnis des Titans zu dem von Aluminium. Aus den in Fig. 2 aufgetragenen Daten läßt sich entnehmen, daß das stöchiometrische Verhältnis oder nicht-stöchiometrische Ver­ hältnis einen starken Einfluß auf die Testeigenschaften hat, die sich für verschiedene Zusammensetzungen ergaben.

Ein weiterer Satz von Parametern ist der für die Zugabe zur grundlegenden TiAl-Zusammensetzung ausgewählte Zusatz. Ein erster Parameter dieses Satzes betrifft die Tatsache, ob ein bestimmter Zusatz als Substituent für Titan oder für Aluminium wirkt. Ein spezifisches Metall kann in beiden Weisen wirken, und es gibt keine einfache Regel, nach der festgestellt werden kann, welche Rolle ein Zusatz spielen wird. Die Bedeutung dieses Parameters wird deutlich, wenn die Zugabe einiger Atom­ prozent des Zusatzes X betrachtet wird.

Wirkt X als Titansubstituent, dann ergibt eine Zusammensetzung Ti₄₈Al₄₈X₄ eine effektive Aluminiumkonzentration von 48 Atom­ prozent und eine effektive Titankonzentration von 52 Atompro­ zent.

Wirkt der Zusatz X dagegen als Aluminiumsubstituent, dann hat die erhaltene Zusammensetzung eine effektive Aluminiumkonzen­ tration von 52 Prozent und eine effektive Titankonzentration von 48 Atomprozent.

Die Art der Substitution, die stattfindet, ist daher sehr wichtig, aber sehr wenig vorhersagbar.

Ein anderer Parameter dieses Satzes ist die Konzentration des Zusatzes.

Ein weiterer Parameter ist, wie sich aus Tabelle II ergibt, die Glühtemperatur. Die Glühtemperatur, die für einen Zusatz die beste Festigkeit ergibt, kann für einen anderen Zusatz an­ ders wirken. Dies ist ersichtlich durch Vergleichen der Ergeb­ nisse in Beispiel 6 mit denen in Beispiel 7.

Darüber hinaus kann es eine kombinierte Wirkung von Konzentra­ tion und Glühen für den Zusatz geben, so daß die optimale Ver­ besserung der Eigenschaften, wenn irgendeine Verbesserung gefun­ den wird, bei einer gewissen Kombination der Zusatzkonzentra­ tion und der Glühtemperatur auftreten kann, so daß höhere und geringere Konzentrationen und/oder Glühtemperaturen weniger wirksam sind hinsichtlich einer erwünschten Eigenschaftsver­ besserung.

Der Inhalt der Tabelle II macht deutlich, daß die durch Zugabe eines ternären Elementes zu einer nicht-stöchiometrischen TiAl- Zusammensetzung erhältlichen Ergebnisse wenig vorhersagbar sind, und daß die meisten Testergebnisse hinsichtlich Duktilität oder Festigkeit oder beiden ohne Erfolg waren.

Beispiele 14 bis 17

Ein weiterer Parameter der Titan-Aluminid-Legierungen, die Zu­ sätze enthalten, ist, daß Kombinationen von Zusätzen nicht not­ wendigerweise zu Zusatzkombinationen für die einzelnen Vor­ teile führen, die sich aus der einzelnen und separaten Zugabe der gleichen Zusätze ergibt.

Es wurden vier weitere Proben auf TiAl-Basis wie im Zusammen­ hang mit den Ansprüchen 1 bis 3 hergestellt, die die einzelnen Zusätze aus Vanadium, Niob und Tantal enthielten, wie sie in Tabelle III aufgeführt sind. Diese Zusammensetzungen sind die optimalen Zusammensetzungen, die in den anhängigen Anmeldungen mit den Serial Nr. 138, 476, 138, 408 und 138, 485 berichtet wer­ den.

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

Der Tabelle III läßt sich entnehmen, daß die einzelnen Zusätze Vanadium, Niob und Tantal, wie die Beispiele 14, 15 und 16 zei­ gen, eine beträchtliche Verbesserung in der TiAl-Basis-Legie­ rung bewirken. Kombiniert man dagegen die gleichen Zusätze in einer einzigen Legierung, dann erhält man keine Kombination der einzelnen Verbesserungen in einer additiven Weise. Viel­ mehr ist das Gegenteil der Fall.

Als erstes erwies sich die Legierung 48 nach dem Glühen bei 1350°C als spröde, die während der maschinellen Bearbeitung zur Herstellung der Probekörper brach.

Zweitens sind die Ergebnisse, die nach dem Glühen bei 1250°C für diese Legierung 48 erhalten wurden, sehr viel schlechter als die, die für die Legierungen mit den einzelnen Legierungs­ zusätzen erhalten wurden.

Mit besonderem Bezug auf die Duktililät wird deutlich, daß Vanadium die Duktilität in der Legierung 14 des Beispiels 14 beträchtlich verbesserte. Wird Vanadium dagegen mit den anderen Zusätzen in der Legierung 48 des Beispiels 17 kombiniert, dann wird die Duktilitätsverbesserung, die möglich wäre, überhaupt nicht erhalten. Tatsächlich wird die Duktilität der Basisle­ gierung auf einen Wert von 0,1 vermindert.

Bei der Oxidationsbeständigkeit zeigt der Niobzusatz der Le­ gierung 40 (Beispiel 15) eine beträchtliche Verbesserung auf einen Gewichtsverlust von 4 mg/cm² für die Legierung 40, ver­ glichen mit dem Gewichtsverlust von 31 mg/cm² für die Basis­ legierung. Der Oxidationstest und der komplementäre Test der Oxidationsbeständigkeit schließt ein Erhitzen der zu unter­ suchenden Probe auf eine Temperatur von 982°C für eine Dauer von 48 h ein. Nachdem die Probe abgekühlt ist, wurde sie ge­ kratzt, um irgendwelche Oxidhaut zu entfernen. Durch Wiegen der Probe sowohl vor als auch nach dem Erhitzen und Abkratzen, kann ein Gewichtsunterschied bestimmt werden. Der Gewichts­ verlust wird bestimmt in mg/cm², indem man den Gesamtgewichts­ verlust in g durch den Oberflächenbereich der Probe in cm² dividiert. Dieser Oxidationstest wird für alle Messungen der Oxidation oder Oxidationsbeständigkeit benutzt, wie sie in der vorliegenden Anmeldung ausgeführt werden.

Für die Legierung 60 mit dem Tantalzusatz wurde der Gewichts­ verlust der auf 1325°C geglühten Probe zu 2 mg/cm² bestimmt, und dies ist wieder mit dem Gewichtsverlust von 31 mg/cm² für die Basis-Legierung zu vergleichen. In anderen Orten sind ein­ zelne Zusätze sowohl von Niob als auch Tantal sehr wirksam bei der Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit der Basis-Legie­ rung.

Wie sich jedoch aus Beispiel 17 ergibt, wird die Oxidation der Legierung 48 in Tabelle III, die alle drei Zusätze Vanadium, Niob und Tantal in Kombination enthält, auf etwa das Doppelte der Basis-Legierung erhöht. Dies ist siebenmal mehr bei der Legierung 40, die den Niobzusatz enthielt und etwa 15 mal mehr als für die Legierung 60, die nur den Tantalzusatz enthielt.

Tabelle III

Die einzelnen Vor- oder Nachteile, die sich aus dem Einsatz der einzelnen Zusätze ergeben haben sich als wiederholbar erwiesen. Werden diese Zusätze doch in Kombination verwendet, dann kann die Wirkung eines Zusatzes in der Kombination in einer Basis­ legierung sich sehr von der Wirkung des Zusatzes unterscheiden, wenn dieser einzeln in der gleichen Basislegierung verwendet wird. So wurde festgestellt, daß der Zusatz von Vanadium vor­ teilhaft für die Duktilität von Titan-Aluminim-Zusammensetzun­ gen ist, und dies ist in der anhängigen Anmeldung mit der Serial- Nr. 138, 478 diskutiert. Einer der Zusätze, der sich als vorteil­ haft für die Festigkeit der TiAl-Basis erwiesen hat und in der anhängigen Anmeldung mit der Serial Nr. 138, 406 vom 28. Dezember 1987 diskutiert ist, ist Niob. Darüber hinaus wurde in der oben unter 3 genannten Veröffentlichung von McAndrew gezeigt, daß der einzelne Zusatz von Niob zur TiAl-Basislegierung die Oxidations­ beständigkeit verbessern kann. Auch der einzelne Zusatz von Tantal wurde von McAndrew als die Oxidationsbeständigkeit ver­ bessernd angegeben. In der anhängigen Anmeldung mit der Serial- Nr. 138, 485 ist offenbart, daß die Zugabe von Tantal zur Ver­ besserung der Duktilität führt.

Es wurde somit festgestellt, daß Vanadium einzeln die Duktili­ tät von Titan-Aluminium-Verbindung verbessert, und daß Tantal zu Verbesserungen der Duktilität und Oxidation beiträgt. Es wurde separat festgestellt, daß Niobzusätze vorteilhaft zur Festigkeit und Oxidationsbeständigkeit von Titan-Aluminium bei­ tragen. Andererseits wurde gefunden, wie aus Beispiel 17 er­ sichtlich, daß bei gleichzeitiger Benutzung von Vanadium, Tan­ tal und Niob als Kombination in einer Ligierungszusammensetzung diese keinen Nutzen von den Zusätzen hat, sondern daß vielmehr ein Eigenschaftsverlust auftritt. Dies ergibt sich aus Tabelle III.

Somit wird deutlich, daß während es scheinen mag, daß, wenn zwei oder mehr Zusatzelemente einzeln TiAl verbessern, ihr gemeinsamer Einsatz weitere Verbesserungen für TiAl bringen sollte, es nicht desto Trotz empfunden wurde, daß solche Zusätze in hohem Grade unvorhersagbar sind, und daß tatsächlich für die kombinierte Zu­ gabe von Vanadium, Niob und Tantal ein Nettoverlust bei den Eigenschaften statt eines Kombinationsgewinns der Eigenschaf­ ten auftritt.

Der obigen Tabelle III läßt sich weiter entnehmen, daß die Le­ gierung, die die Kombination von Vanadium, Niob und Tantal ent­ hält, eine sehr viel schlechtere Oxidationsbeständigkeit hat, als die TiAl-Basis-Legierung 12 des Beispiels 2. Auch hier hat sich erwiesen, daß die kombinierte Zugabe von Zusätzen, die einzeln eine Eigenschaft verbessern, zu einem Nettoverlust hin­ sichtlich dieser Eigenschaft führen.

Beispiele 18 bis 23

Es wurden sechs weitere Proben wie oben im Zusammenhang mit den Beispielen 1 bis 3 beschrieben, zubereitet, die Chrommodifi­ zierte Titan-Aluminide mit Zusammensetzungen darstellen, die in der folgenden Tabelle IV aufgeführt sind.

Diese Tabelle VI faßt die Ergebnisse des Biegetests aller Le­ gierungen, sowohl standardisierter als auch modifizierter un­ ter den verschiedenen Wärmebehandlungsbedingungen, die für re­ levant angesehen wurden, zusammen.

Tabelle IV

Vier-Punkt-Biegeeigenschaften Cr-modifizierter TiAl-Legierungen

Die in der Tabelle IV aufgeführten Ergebnisse bieten ein wei­ teres Beweisanzeichen für die Kritikalität einer Kombination von Faktoren bei der Bestimmung der Auswirkungen von Legierungs­ zusätzen auf die der Basislegierung verliehenen Eigenschaften. Zeigt z. B. die Legierung 80 einen guten Satz von Eigenschaften für eine Zugabe von 2 Atom-% Chrom. Man könnte eine weitere Verbesserung aufgrund einer weiteren Chromzugabe erwarten. Die Zugabe von 4 Atom-% Chrom zu Legierungen mit drei verschiedenen Ti/Al-Atomverhältnissen zeigt, daß die Zunahme in der Konzentra­ tion eines Zusatzes, der sich bei geringeren Konzentrationen als nützlich erwiesen hat, nicht dem einfachen Grundsatz folgt, daß, wenn etwas gut ist, mehr besser sein muß. Und tatsächlich ist für den Chromzusatz das Gegenteil richtig und zeigt, daß, wo etwas gut ist, mehr schlecht ist.

Wie sich der Tabelle IV somit entnehmen läßt, weißt jede der Legierungen 49, 79 und 88 die "mehr" (4-Atom-%) Chrom ent­ halten, eine geringere Festigkeit sowie eine geringere äußere Faserdehnung (Duktilität), verglichen mit der Basislegierung.

Im Gegensatz dazu zeigt die Legierung 38 des Beispiels 18, die 2 Atom-% Zusatz enthält, nur eine wenig verminderte Festigkeit, aber eine stark verbesserte Duktilität. Es kann daher festge­ stellt werden, daß die gemessene äußere Faserdehnung der Le­ gierung 38 mit den Bedingungen der Wärmebehandlung merklich variierte. Eine bemerkenswerte Zunahme hinsichtlich der äuße­ ren Faserdehnung wurde durch Glühen bei 1250°C erzielt. Eine verminderte Dehnung wurde beim Glühen bei höheren Temperaturen beobachtet. Ähnliche Verbesserungen wurden bei der Legierung 80 be­ obachtet, die ebenfalls nur 2 Atom-% Zusatz enthielt, obwohl die Glühtemperatur für die höchste erzielte Duktilität 1300°C betrug.

Für die Legierung 87 des Beispiels 20 wurden 2 Atom-% Chrom be­ nutzt, die Konzentration des Aluminiums jedoch auf 50 Atom-% erhöht. Die höhere Aluminiumkonzentration führt zu einer ge­ ringen Verminderung der Duktilität, verglichen mit der Duktili­ tät, die gemessen wurde bei Zusammensetzungen mit 2% Chrom und Aluminium im Bereich von 46 bis 48 Atom-%. Für die Legierung 87 lag die optimale Wärmebehandlungstemperatur bei etwa 1350°C.

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

Daraus wurde bestimmt, daß die Legierung 38, die bei 1250°C wär­ mebehandelt worden war, die beste Kombination von Eigenschaften bei Raumtemperatur aufwies. Die optimale Glühtemperatur für die Legierung 38 mit 46 Atom-% Aluminium betrug 1250°C, doch war das Optimum für die Legierung 80 mit 48 Atom-% Aluminium 1300°C.

Diese bemerkenswerten Zunahmen in der Duktilität der Legierung 38 bei Behandlung bei 1250°C und der Legierung 80 bei Wärmebehand­ lung bei 1300°C waren unerwartet, wie in der anhängigen Anmel­ dung Serial Nr. 138, 485 vom 28. Dezember 1987 erläutert.

Aufgrund der in der Tabelle IV enthaltenen Daten ist klar, daß die Modifikation von TiAl-Zusammensetzungen zur Verbesserung der Eigenschaften ein sehr komplexes und unvorhersagbares Un­ ternehmen ist. So ist z. B. klar, daß Chrom mit 2 Atom-% die Duktilität der Zusammensetzung nicht sehr erhöht, wo sich das Atom-Verhältnis Ti/Al in einem geeigneten Bereich befindet, und wo die Glühtemperatur der Zusammensetzung für die Chromzu­ sätze in einem geeigneten Bereich liegt. Aufgrund der Ergebnisse der Tabelle IV ist auch klar, daß obwohl man eine größere Aus­ wirkung bei der Verbesserung von Eigenschaften durch Erhöhen der Menge des Zusatzes erwarten mag, genau das Gegenteil der Fall ist, wie die Zunahme der Duktilität bei einem Zusatz von 2-Atom-%, verglichen mit dem Verlust an Duktilität bei Zunahme des Chrom­ zusatzes auf 4 Atom-% zeigt. Weiter wird deutlich, daß die Men­ ge von 4 % nicht wirksam ist bei der Verbesserung der Eigen­ schaften von TiAl, obwohl eine beträchtliche Variation hin­ sichtlich des Atomverhältnisses von Titan zu Aluminium vorge­ nommen und ein beträchtlicher Bereich von Glühtemperaturen beim Studium und der Untersuchung der Eigenschaftsänderungen benutzt wurde, die im Zusammenhang stehen mit der Zugabe des Zusatzes in höherer Konzentration.

Beispiel 24

Es wurden Legierungsproben hergestellt, die die folgende Zusam­ mensetzung hatten:

Ti₅₂Al₄₆Cr₂.

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

Tabelle V

In Tabelle V sind die Ergebnisse für die Legierungsproben 38 aufgeführt, die gemäß den beiden Beispielen 18 und 24 herge­ stellt wurden, bei denen man zwei verschiedene Herstellungsver­ fahren benutzt hatte, um die Legierung der jeweiligen Beispiele zu bilden. Darüber hinaus wurden Testverfahren für die Metall­ proben angewandt, die aus der Legierung 38 des Beispiels 18 her­ gestellt waren und separat für die Legierung 38 des Beispiels 24, die sich von den Testverfahren, die für die Proben der vor­ hergehenden Beispiele benutzt wurden, unterschieden.

Die Legierung des Beispiels 18 wurde nach dem im Zusammenhang mit den Beispielen 1 bis 3 angegebenen Verfahren hergestellt. Dies ist ein Verfahren mit rascher Erstarrung und Verfestigung. Zusätzlich wurde das Testen für Beispiel 18 nicht nach dem 4-Punkt-Biegetest ausgeführt, der für alle anderen Daten, die in den obigen Tabellen aufgeführt sind, benutzt wurde und ins­ besondere für Beispiel 18 der Tabelle IV. Das angewendete Test­ verfahren war vielmehr ein üblicherer Zugversuch nach dem eine Metallprobe in Form von Zugstäben hergestellt und einem Zugtest unterworfen wurde, bis sich das Metall dehnt und schließlich bricht. So wurde die Legierung 38 des Beispiels 18 zu Zugstäben verarbeitet, und die Zugstäbe setzte man einer Zugkraft aus, bis bei 651 N/mm² (entsprechend 93 ksi) eine Streckgrenze oder Dehnung auftrat.

Die Streckgrenze in N/mm² des Beispiels 18 der Tabelle V ist mit der Streckgrenze in N/mm² des Beispiels 18 der Tabelle IV zu vergleichen, welch letztere mit dem 4-Punkt-Biegetest ermittelt wurde. Allgemein ist in der metallurgischen Praxis die Streck­ grenze, die durch Dehnung eines Zugstabes ermittelt wurde, ein allgemeines akzeptiertes Maß für Ingenieurzwecke.

Die Zugfestigkeit von 756 N/mm² stellt die Festigkeit dar, bei der der Zugstab des Beispiels 18 als Ergebnis des Ziehens brach. Dieses Maß steht in Beziehung zur Bruchfestigkeit in N/mm² für Beispiel 18 in Tabelle IV. Es ist klar, daß die beiden verschie­ denen Testverfahren zu unterschiedlichen Werten bei allen Daten führen.

Auch hinsichtlich der plastischen Dehnung gibt es eine Wechsel­ beziehung zwischen den Ergebnissen, die durch 4-Punkt-Biegetests bestimmt wurden, wie sie in der Tabelle IV für Beispiel 18 an­ gegeben sind und der Plastischen Dehnung in Prozent, wie sie in der letzten Spalte der Tabelle V für Beispiel 18 angegeben ist.

Bezüglich Beispiel 24 in Tabelle V ist unter "Herstellungsver­ fahren" angegeben, daß die Herstellung durch Barren-Metallur­ gie erfolgte. Der Begriff "Barren-Metallurgie", wie er in der vorliegenden Anmeldung benutzt wird, bezieht sich auf ein Schmelzen der Bestandteile der Legierung 38 in den in Tabelle V genannten Anteilen, die genau den für Beispiel 18 angegebenen Anteilen entsprechen. Somit ist die Zusammensetzung der Legie­ rung 38 sowohl für Beispiel 18 als auch Beispiel 24 die gleiche. Der Unterschied zwischen den beiden Beispielen besteht darin, daß die Legierung des Beispiels 18 durch rasche Erstarrung und die des Beispiels 24 durch Barren-Metallurgie hergestellt wurde. Die Barren-Metallurgie schließt ein Schmelzen der Bestandteile und ein Erstarren zu einem Barren ein. Die rasche Erstarrung schließt die Bildung eines Bandes durch Schmelzspinnen, gefolgt von einem Konsolidieren des Bandes zu einer vollständig dich­ ten cohärenten Metallprobe ein.

Bei dem Schmelzen des Barrens des Beispiels 24 wurde dieser Bar­ ren mit einem Durchmesser von etwa 5 cm und einer Dicke von et­ wa 1,25 cm in der etwaigen Gestalt eines Hockeypucks gegossen. Nach dem Schmelzen und Erstarren des hockeypuckförmigen Barrens wurde der Barren in einen Stahlring mit einer Wanddicke von etwa 1,25 cm und einer vertikalen Dicke eingeschlossen, die genau der Dicke des Barrens entsprach. Vor dem Einschließen in den Ring wurde der Barren durch Erhitzen auf 1250°C für zwei Stunden homogenisiert. Die Einheit aus Hockeypuck-Barren und Haltering wurde auf eine Temperatur von etwa 975°C erhitzt. Die erhitzte Probe und der Haltering wurden zu einer Dicke von etwa der Hälfte der ursprünglichen Dicke geschmiedet.

Nach dem Schmieden und Abkühlen der Probe wurden Zugproben ent­ sprechend den Zugproben für Beispiel 18 hergestellt. Diese Zugproben wurden dem gleichen üblichen Zugversuch unterworfen wie in Beispiel 18, und Streckgrenze, Zugfestigkeit und plasti­ sche Dehnung, die bei diesen Tests bestimmt wurden, sind in Tabelle V für Beispiel 24 aufgeführt. Wie sich der Tabelle V deutlich entnehmen läßt, wurden die einzelnen Testproben ver­ schiedenen Glühtemperaturen ausgesetzt, bevor man die Zugver­ suche ausführte.

Für Beispiel 18 betrug die Glühtemperatur für die Zugprobe 1250°C. Für die drei Proben der Legierung 38 des Beispiels 24 wurden die Proben einzeln bei den drei in Tabelle V aufgeführ­ ten verschiedenen Temperaturen geglüht, und zwar im einzelnen bei 1225°C, 1250°C und 1275°C. Nach dieser Glühbehandlung für etwa zwei Stunden wurden die Proben einem üblichen Zugversuch unterworfen und die Ergebnisse für die drei separat behandelten Zugproben sind ebenfalls in Tabelle V zu Beispiel 24 aufgeführt.

Den in Tabelle V aufgeführten Testergebnissen läßt sich entneh­ men, daß die Streckgrenzen, die für die rasch erstarrte Legie­ rung bestimmt wurden, etwas höher sind als die für die Proben, die nach der Barren-Metallurgie behandelt wurden. Aus der pla­ stischen Dehnung ergibt sich auch, daß die Proben, die durch Barren-Metallurgie behandelt wurden, eine allgemein höhere Duk­ tilität aufweisen, als die Probe, die durch rasche Erstarrung erhalten wurde. Die für Beispiel 24 aufgeführten Ergebnisse zeigen, daß, obwohl die Streckgrenzen etwas geringer sind als die des Beispiels 18, diese Streckgrenzen völlig angemessen sind für viele Anwendungen in Flugzeugtriebwerken und in ande­ ren industriellen Einsatzgebieten. Der Gewinn an Duktilität der Legierung 38 gemäß Beispiel 24 in Tabelle V, die durch Barren- Metallurgie hergestellt wurde, macht diese Legierung jedoch zu einer sehr erwünschten Legierung für Anwendungen, die eine höhere Duktilität erfordern. Allgemein ist es bekannt, daß ein Verarbeiten durch Barren-Metallurgie viel billiger ist als ein Verarbeiten durch Schmelzspinnen oder rasche Erstarrung, da es im ersteren Falle keine Notwendigkeit für das teure Schmelzspinnen selbst noch für die Verfestigungsstufe gibt, die dem Schmelzspinnen folgen muß.

Beispiel 25

Proben der Legierung, die sowohl Chrom als auch Niob als Zusatz enthielten, wurden wie oben im Zusammenhang mit den Beispielen 1 bis 3 beschrieben, hergestellt. Es wurden Tests an den Proben ausgeführt, und die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle VI zusammengefaßt.

Tabelle VI*)

Es ist aus Beispiel 17 in Tabelle III bekannt, daß die Zugabe von mehr als einem Zusatzelement, das jeweils für sich wirksam ist bei der Verbesserung und dem Beitrag zu einer Verbesserung verschiedener Eigenschaften von TiAl-Zusammensetzungen, zu einem im wesentlichen negativen Ergebnis führt, da die kombinierte Zugabe zu einer Abnahme der erwünschten Gesamteigenschaften führt. Es ist daher sehr überraschend festzustellen, daß die Zugabe von zwei Elementen, spezifisch Chrom und Niob, um das Zusatzniveau im TiAl auf 4 Atom-% zu bringen, zu einer weiteren Zunahme der erwünschten Gesamteigenschaften für die Legierung der TiAl-Zusammensetzung führt. Tatsächlich erhält man die höch­ ste Duktilität aller Untersuchungen bei Materialien, die durch rasche Erstarrung hergestellt wurden, durch den kombinierten Einsatz von Chrom und Niob.

Ein weiterer Satz von Tests wurde ausgeführt im Zusammenhang mit den Legierungen, und diese Tests betreffen die Oxidations­ beständigkeit der Legierungen. Bei diesem Test wurde der Ge­ wichtsverlust nach 48stündigem Erhitzen auf 982°C in Luft ge­ messen. Die Messung erfolgte in mg/cm² der Oberfläche des Pro­ bekörpers. Auch die Ergebnisse dieses Tests wurden in Tabelle VI aufgeführt.

Den Ergebnissen der Tabelle VI läßt sich entnehmen, daß der Ge­ wichtsverlust beim Erhitzen der Legierung 12 etwa 31 mg/cm² be­ trug. Weiter ergibt sich, daß der Gewichtsverlust beim Erhitzen der Legierung 80, die Chrom enthält, 47 mg/cm² betrug. Im Gegen­ satz dazu betrug der Gewichtsverlust beim Erhitzen der Legie­ rung 81, die bei 1275°C geglüht wurde, etwa 4 mg/cm². Diese Ab­ nahme des Gewichtsverlustes repräsentiert eine Zunahme der Oxi­ dationsbeständigkeit der Legierung. Dies ist eine sehr bemer­ kenswerte Zunahme um das etwa 7fache aufgrund der Kombination von Chrom- und Niob-Zusätzen in der Legierung 81. Eine Chrom und Niob enthaltende Legierung hat daher eine sehr erwünscht hohe Duktilität und zwar die höchste die erzielt wurde zusammen mit einer sehr beträchtlichen Verbesserung hinsichtlich der Oxi­ dationsbeständigkeit.

Die Ergebnisse des Oxidationstests sind in Fig. 4 aufgetragen.

Die Ergebnisse der Tests zur Bestimmung der Festigkeit und Duk­ tilität der Tabelle VI sind in den Fig. 5 bzw. 6 aufgetragen.

Die Legierungen der vorliegenden Erfindung sind geeignet zum Einsatz in Bauteilen, wie solchen für Strahltriebwerken, die eine hohe Festigkeit bei hohen Temperaturen haben. Solche Kompo­ nenten können z.B. verwindungsfreie Auslaßkomponenten, LPT- Austrittsschaufeln (Blades) oder Schaufeln (Vanes), Komponen­ tenschaufeln oder Kanäle sein.

Die Legierung kann auch in verstärkten Verbundstrukturen einge­ setzt werden, wie sie im wesentlichen in der anhängigen Anmel­ dung, Serial-No. 010, 882 vom 4. Februar 1987 beschrieben sind.

Claims (9)

1. Legierung auf Basis von Gamma-Titanaluminid, dadurch gekennzeichnet, daß sie folgende Zusammensetzung aufweist: Ti_42-52Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5.

2. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die Zusammensetzung: Ti_45-51Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5.

3. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die Zusammensetzung: Ti_43-51Al_46-50Cr₂Nb_1-5.

4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch die Zusammensetzung: Ti_46-50Al_46-50Cr₂Nb₂.

5. Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, gekennzeichnet durch:
Schmelzen der Legierung,
rasches Erstarrenlassen der Schmelze und
Verdichten der erstarrten Schmelze unter Wärme und Druck.

6. Verfahren nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch ein Wärmebehandeln des verdichteten Gegenstandes zwischen 1250°C und 1350°C.

7. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 für ein hochfestes, bei hoher Temperatur einzusetzendes Bauteil eines Strahltriebwerkes.

8. Verwendung nach Anspruch 7, wobei das Bauteil eine Faserverstärkung aufweist.

9. Verwendung nach Anspruch 8, wobei die Faserverstärkung aus Siliciumcarbidfasern besteht.