DE4016340C1 - Verfahren zur Behandlung von chrom- und niobmodifizierten Titan-Aluminium-Legierungen - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft Verfahren zur Behandlung von Legierungen auf TiAl-Basis. Sie betrifft insbesondere die Herstellung von gamma- Legierungen von Titan und Aluminium, die sowohl hinsichtlich des stöchiometrischen Verhältnisses als auch hinsichtlich des Zusatzes von Chrom und Niob modifiziert worden sind.

Es ist bekannt, daß, wenn Aluminium in immer größeren Anteilen zu Titanmetall hinzugegeben wird, die Kristallform der resultie­ renden Titan-Aluminium-Zusammensetzung verändert wird. Geringe prozentuale Anteile von Aluminium gehen in Titan in feste Lö­ sung, und die Kristallform bleibt die von alpha-Titan. Bei höheren Aluminiumgehalten (einschließlich etwa 25 bis 35 Atom% Aluminium) wird eine intermetallische Verbindung Ti₃Al mit ei­ ner als "alpha-2" bezeichneten geordneten hexagonalen Kristall­ form gebildet. Bei noch höheren Aluminiumgehalten (einschließ­ lich des Bereichs von 50 bis 60 Atom% Aluminium) wird eine an­ dere intermetallische Verbindung, TiAl, gebildet, die eine als "gamma" bezeichnete geordnete tetragonale Kristallform hat.

Die Legierung von Titan und Aluminium, die eine gamma-Kristall­ form hat und bei der das stöchiometrische Verhältnis etwa 1 be­ trägt, ist eine intermetallische Verbindung, die einen hohen Modul, eine niedrige Dichte, eine hohe Wärmeleitfähigkeit, eine vorteilhafte Oxidationsbeständigkeit und eine gute Kriechfestig­ keit hat. In Fig. 2 ist die Beziehung zwischen dem Modul und der Temperatur für TiAl -Verbindungen im Vergleich zu anderen Ti­ tanlegierungen und zu Superlegierungen auf Nickelbasis gezeigt. Wie aus Fig. 2 ersichtlich ist, hat gamma-TiAl von allen Titan­ legierungen den besten Modul. gamma-TiAl hat nicht nur bei höhe­ rer Temperatur einen höheren Modul, sondern bei TiAl ist auch das Ausmaß der Abnahme des Moduls mit Zunahme der Temperatur geringer als bei den anderen Titanlegierungen. Außerdem behält gamma-TiAl bei Temperaturen, die über den Temperaturen liegen, bei denen die anderen Titanlegierungen unbrauchbar werden, ei­ nen brauchbaren Modul bei. Legierungen auf Basis der interme­ tallischen Verbindung TiAl sind attraktive leichte Werkstoffe für Anwendungen, wo bei hohen Temperaturen ein hoher Modul er­ forderlich ist und wo auch ein guter Schutz vor Umwelteinflüs­ sen notwendig ist.

Eine der Eigenschaften von gamma-TiAl, die seinen tatsächlichen Gebrauch für solche Anwendungen einschränkt, ist eine Sprödig­ keit, von der gefunden wird, daß sie bei Raumtemperatur auf­ tritt. Auch die Festigkeit der intermetallischen Verbindung gamma-TiAl bei Raumtemperatur muß verbessert werden, bevor die intermetallische Verbindung zur Anwendung für Bauteile bzw. Bau­ gruppen ausgenutzt werden kann. Verbesserungen der intermetalli­ schen Verbindung TiAl zur Erhöhung der Duktilität und/oder der Festigkeit bei Raumtemperatur sind in sehr hohem Maße erwünscht, um die Anwendung der Zusammensetzungen bei der höheren Tempera­ tur, für die sie geeignet sind, möglich zu machen.

Bei den gamma-TiAl-Zusammensetzungen, die zu verwenden sind, ist im Hinblick auf die möglichen Vorteile der Anwendung mit geringer Masse und bei hohen Temperaturen eine Kombination von Festigkeit und Duktilität bei Raumtemperatur äußerst erwünscht. Ein Mindestwert der Duktilität in der Größenordnung von 1% ist für einige Anwendungen der Metallzusammensetzung akzeptierbar, jedoch sind höhere Werte der Duktilität in viel höherem Maße er­ wünscht. Eine Zusammensetzung muß bei Raumtemperatur einen Min­ destwert der Festigkeit von etwa 350 MPa (etwa 50 ksi) haben, damit sie für allgemeine Zwecke brauchbar ist. Werkstoffe mit diesem Festigkeitswert sind jedoch gerade noch von Nutzen, und für einige Anwendungen werden oft höhere Festigkeitswerte bevor­ zugt.

Das stöchiometrische Verhältnis von gamma-TiAl-Verbindungen kann über einen gewissen Bereich ohne Änderung der Kristall­ struktur variieren. Der Aluminiumgehalt kann von etwa 50 bis et­ wa 60 Atom% variieren. Die Eigenschaften von gamma-TiAl-Zusam­ mensetzungen sind sehr bedeutenden Änderungen als Folge verhält­ nismäßig geringer, 1% oder mehr betragender Änderungen des stö­ chiometrischen Verhältnisses der Bestandteile Titan und Alumi­ nium ausgesetzt. Die Eigenschaften werden in ähnlicher Weise auch durch die Zugabe ähnlicher verhältnismäßig geringer Mengen von ternären und quaternären Elementen als Zusätzen oder als Do­ tiermitteln beeinflußt.

Der Erfinder hat in einer früheren Patentanmeldung gezeigt, daß bei den intermetallischen Verbindungen gamma-TiAl weitere Ver­ besserungen erzielt werden können, indem in diese Verbindungen eine Kombination von Zusatzelementen eingemischt wird, so daß die Zusammensetzung nicht nur Chrom als ternäres Zusatzelement, sondern auch Niob als quaternäres Zusatzelement enthält.

Der Erfinder hat ferner gezeigt, daß die Zusammensetzung, die das quaternäre Zusatzelement enthält, eine außerordentlich er­ wünschte Kombination von Eigenschaften hat, die eine in ge­ wünschtem Maße hohe Duktilität und eine wertvolle Oxidationsbe­ ständigkeit einschließen.

Die Verfahren, mit denen diese Legierung hergestellt werden konnte, waren jedoch begrenzt. Der Erfinder hat nun ein verbes­ sertes und wirtschaftlicheres Verfahren zur Behandlung einer solchen Legierung gefunden.

Es gibt eine ausgedehnte Literatur über die Titan-Aluminium-Zu­ sammensetzungen einschließlich der intermetallischen Verbindung Ti₃Al, der intermetallischen Verbindungen gamma-TiAl und der in­ termetallischen Verbindung TiAl₃. Die US-PS 4,294,615 mit dem Titel "Titanium Alloys of the TiAl Type" enthält eine ausgedehn­ te Erörterung der Legierungen des Titanaluminidtyps einschließ­ lich der intermetallischen Verbindung gamma-TiAl. In der erwähn­ ten US-PS wird bei der Erörterung der Vor- und Nachteile von TiAl im Vergleich zu Ti₃Al in Spalte 1, mit Zeile 50 beginnend, folgendes dargelegt:

"Es sollte klar sein, daß das gamma-TiAl-Legierungssystem die Möglichkeit hat, leichter zu sein, da es mehr Aluminium enthält. Laborarbeiten in den 1950er Jahren zeigten, daß Titanaluminid­ legierungen die Möglichkeit einer Anwendung bei hoher Tempera­ tur bis etwa 1000°C bieten. Später gewonnene technische Erfah­ rungen mit solchen Legierungen zeigten jedoch, daß sie zwar die erforderliche Hochtemperaturfestigkeit haben, aber bei Raumtem­ peratur und bei mäßig hohen Temperaturen, d. h., von 20 bis 550 °C, wenig oder keine Duktilität haben. Werkstoffe, die zu sprö­ de sind, können nicht leicht bearbeitet werden und können auch nicht den seltenen, aber unvermeidlichen kleineren Schädigungen beim Betrieb standhalten, ohne Risse zu bilden und dann zu bre­ chen. Sie sind keine geeigneten technischen Werkstoffe für den Ersatz von Legierungen auf anderer Basis."

Es ist bekannt, daß sich das Legierungssystem TiAl von Ti₃Al (sowie von feste Lösungen bildenden Ti-Legierungen) wesentlich unterscheidet, obwohl TiAl und Ti₃Al grundsätzlich geordnete in­ termetallische Titan-Aluminium-Verbindungen sind. In der US-PS 4,294,615 wird in Spalte 1 unten folgendes dargelegt:

"Die Fachleute erkennen, daß es zwischen den zwei geordneten Phasen einen beträchtlichen Unterschied gibt. Das Legierungs- und Umwandlungsverhalten von Ti₃Al ähnelt dem von Titan, weil die hexagonalen Kristallstrukturen sehr ähnlich sind. Die Ver­ bindung TiAl hat jedoch eine tetragonale Anordnung von Atomen und zeigt folglich ziemlich verschiedene Legierungseigenschaf­ ten. Ein solcher Unterschied wird in der früheren Literatur oft nicht erkannt."

Die US-PS 4,294,615 beschreibt das Legieren von TiAl mit Vana­ dium und Kohlenstoff zur Erzielung bestimmter Eigenschaftsver­ besserungen bei der resultierenden Legierung.

Die US-PS 4, 294, 615 zeigt ferner in Tabelle 2 eine Legierung T₂A-112 mit der Zusammensetzung Ti-45 Al-5,0 Nb (in Atom%), wo­ bei jedoch nicht erwähnt wird, daß diese Zusammensetzung irgend­ welche vorteilhaften Eigenschaften hätte.

Die US-PS 4,661,316 (Hashimoto) lehrt das Dotieren von TiAl mit 0,1 bis 5,0 Masse% Mangan sowie das Dotieren von TiAl mit Kom­ binationen anderer Elemente mit Mangan. Die US-PS 4,661,316 lehrt nicht das Dotieren von TiAl mit Chrom oder mit Kombinatio­ nen von Elementen einschließlich Chrom.

Nachstehend sind einige technische Veröffentlichungen erwähnt, die sich mit den Titan-Aluminium-Verbindungen sowie mit den Ei­ genschaften dieser Verbindungen befassen:

• 1. E.S. Bumps, H.D. Kessler und M. Hansen, "Titanium-Aluminum System", Journal of Metals, Juni 1952, Seiten 609-614, TRANSAC­ TIONS AIME, Bd. 194.
• 2. H.R. Ogden, D.J. Maykuth, W.L. Finlay und R.I. Jaffee, "Me­ chanical Properties of High Purity Ti-Al Alloys", Journal of Me­ tals, Februar 1953, Seiten 267-272, TRANSACTIONS AIME, Bd. 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, Bd. 206.

Die Veröffentlichung von McAndrew (3.) offenbart Arbeiten zur Entwicklung einer intermetallischen gamma-TiAl-Legierung, die im Gange waren. In Tabelle II gibt McAndrew an, daß Legierungen mit einer Zugfestigkeit zwischen 228 und 338 MPa (33 und 49 ksi) für den Fall ausreichend sind, daß "die zulässigen Beanspru­ chungen weit unter diesem Wert liegen." Diese Feststellung er­ scheint unmittelbar über Tabelle II. In dem Absatz über Tabelle IV legt McAndrew dar, daß festgestellt worden ist, daß Tantal, Silber und Niob brauchbare Legierungszusätze zum Hervorrufen der Bildung dünner Schutzoxide auf Legierungen sind, die Tempe­ raturen bis zu 1200°C ausgesetzt werden. Fig. 4 von McAndrew ist ein Diagramm, in dem für Legierungen, die 96 h lang bei 1200°C ruhender Luft ausgesetzt worden sind, die Oxidationstie­ fe in Abhängigkeit von dem Nennwert des Niobgehalts in Masse% aufgezeichnet ist. Unmittelbar über der Zusammenfassung auf Seite 1353 wird berichtet, daß eine Probe einer 7 Masse% Niob enthaltenden Titanlegierung einen 50% höheren Bruchfestigkeits­ wert als die zum Vergleich herangezogene Legierung Ti-36% Al zeigte.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Behandlung einer intermetallischen gamma-Titan-Aluminium-Verbin­ dung, die bei Raumtemperatur verbesserte Werte der Duktilität und verwandter Eigenschaften zeigt, bereitzustellen.

Ferner sollen durch die Erfindung die Kosten der Verbesserung der Eigenschaften intermetallischer Titan-Aluminium-Verbindun­ gen bei niedrigen und mittleren Temperaturen gesenkt werden.

Des weiteren soll durch die Erfindung ein verbessertes Verfah­ ren zur Behandlung einer Titan-Aluminium-Legierung, die bei niedri­ gen und mittleren Temperaturen verbesserte Eigenschaften und ei­ ne verbesserte Verarbeitbarkeit hat, bereitgestellt werden.

Durch die Erfindung soll auch ein Verfahren zur Behandlung einer Legierung, die bei einer Zusammensetzung auf TiAl-Basis eine gute Kombina­ tion von Duktilität und Oxidationsbeständigkeit hat, verbessert werden.

Ferner sollen durch die Erfindung die Kosten der Erzielung von Verbesserungen bei einer Gruppe von Festigkeits-, Duktilitäts- und Oxidationsbeständigkeitseigenschaften einer Legierung auf TiAl-Basis gesenkt werden.

Die Aufgabe der Erfindung wird mit den kennzeichnenden Merkmalen der Patentansprüche 1, 7 und 13 gelöst. Dabei wird eine Schmelze des mit Chrom und Niob dotierten Titanaluminids bereitgestellt und diese Schmelze zu einem Gußblock gegossen.

Nach dem Guß wird der Gußblock bei einer oberhalb der "Transus­ temperatur" liegenden Temperatur für eine Zeit homogenisiert, die von der angewandten Homogenisierungstemperatur abhängt und die bei höheren Temperaturen kürzer und bei niedrigeren Tempe­ raturen länger ist; ein Gußblock kann beispielsweise etwa 2 h lang bei oder oberhalb von etwa 1250°C homogenisiert werden. Das Homogenisieren wird vorzugsweise bei etwa 1400°C durchge­ führt. Unter dem Ausdruck "Transustemperatur" ist hierin die Phasenumwandlungstemperatur zu verstehen, oberhalb deren die ge­ samte Zusammensetzung in einer einzigen Phase vorliegt.

Der homogenisierte Gußblock wird dann verformt, um wenigstens eine ursprüngliche Abmessung um 10% oder mehr zu verändern.

Gemäß einem praktischen Ausführungsbeispiel kann der homogeni­ sierte Gußblock vorteilhafterweise seitlich mit einem Metall­ band, das dafür eingerichtet ist, die Verformung des Gußblocks nach außen zu beschränken, während der Gußblock zur Erzielung einer kleineren senkrechten Abmessung, die etwa die Hälfte sei­ ner ursprünglichen senkrechten Abmessung beträgt, geschmiedet wird, ummantelt werden.

Das Umformen wird durchgeführt, wenn der Gußblock auf eine Tem­ peratur zwischen etwa 900°C und der Temperatur des Schmelzbe­ ginns erhitzt ist.

Bei einem Ausführungsbeispiel wurden der Mantel und der Guß­ block beispielsweise auf eine Temperatur von etwa 975°C er­ hitzt, um ein Schmieden möglich zu machen.

Der erhitzte und ummantelte Gußblock kann in diesem Fall zur Erzielung einer Dicke, die etwa die Hälfte seiner ursprüngli­ chen Dicke beträgt, geschmiedet werden.

Der geschmiedete Gußblock kann dann bei einer unter der Tran­ sustemperatur liegenden Temperatur, die beispielsweise zwischen etwa 1250°C und 1350°C liegen kann, für eine Zeit, die von der Glühtemperatur abhängt und zwischen 1 h und 10 h liegt, ge­ glüht werden.

Nach dem Glühen kann der Gußblock gealtert werden, beispiels­ weise etwa 2 h bis 10 h lang bei einer Temperatur zwischen et­ wa 800°C und etwa 1000°C.

Die Erfindung wird nachstehend unter Bezugnahme auf die beige­ fügten Zeichnungen näher erläutert.

Fig. 1 ist ein Stabdiagramm, das die aus der erfindungsgemäßen Behandlung einer Zusammensetzung resultierende Zunahme der Duk­ tilität veranschaulicht.

Fig. 2 ist eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwi­ schen dem Modul und der Temperatur für eine Auswahl von Legie­ rungen veranschaulicht.

Fig. 3 ist eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwi­ schen der Last (in 4,45 N) und der Querhauptverschiebung (in 25,4 µm) für TiAl-Zusammensetzungen mit verschiedener Stöchio­ metrie, die im Vierpunkt-Biegeversuch geprüft wurden, sowie für Ti₅₀Al₄₈Cr₂ veranschaulicht.

Wie vorstehend erörtert wurde, ist bekannt, daß die intermetal­ lische Verbindung gamma-TiAl, wenn von ihrer Sprödigkeit und Schwierigkeiten bei ihrer Verarbeitung abgesehen werden könnte, wegen ihrer Leichtheit, ihrer hohen Festigkeit bei hohen Tempe­ raturen und ihrer verhältnismäßig niedrigen Kosten viele tech­ nische Anwendungen finden würde. Die Zusammensetzung würde gegenwärtig viele technische Anwendungen finden, wenn der Werk­ stoff nicht diesen grundlegenden Eigenschaftenmangel hätte, der ihm solche Anwendungen seit vielen Jahren vorenthalten hat.

Der Erfinder hat festgestellt, daß die gamma-TiAl-Verbindung durch Zusatz einer geringen Chrommenge in beträchtlichem Maße duktil gemacht werden konnte. Diese Feststellung ist der Gegen­ stand der gleichzeitig anhängigen US-Patentanmeldung mit der Se­ rien-Nr. 138,485, die am 28. Dezember 1987 eingereicht wurde.

Ferner hat der Erfinder festgestellt, daß die Oxidationsbestän­ digkeit der duktil gemachten Zusammensetzung durch den Zusatz von Niob außer Chrom beträchtlich verbessert werden konnte, oh­ ne daß ein Duktilitäts- oder Festigkeitsverlust eintrat. Diese spätere Feststellung ist der Gegenstand der gleichzeitig anhän­ gigen US-Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 201,984, die am 3. Juni 1988 eingereicht wurde.

Der Erfinder hat nun festgestellt, daß durch mit niedrigen Ko­ sten verbundene Behandlungsverfahren beträchtliche weitere Ver­ besserungen der Duktilität erzielt werden können. Diese Verfah­ ren sind der Gegenstand der vorliegenden Erfindung.

Zum besseren Verständnis der Verbesserungen der Eigenschaften von TiAl werden hier vor den Beispielen, die sich mit dem erfin­ dungsgemäßen Behandlungsverfahren befassen, einige zur Erläute­ rung dienende Beispiele vorgelegt und diskutiert.

Beispiele 1 bis 3

Es wurden drei getrennte Schmelzen hergestellt, die Titan und Aluminium in verschiedenen stöchiometrischen Verhältnissen, die annähernd dem stöchiometrischen Verhältnis von TiAl entsprachen, enthielten. Die Zusammensetzungen, die Glühtemperaturen und die Meßergebnisse von Versuchen, die mit den Zusammensetzungen durchgeführt wurden, sind in Tabelle I angegeben.

Bei jedem Beispiel wurde zunächst aus der Legierung durch Licht­ bogenschmelzen ein Gußblock hergestellt. Der Gußblock wurde durch Schmelzspinnen unter einem Argon-Partialdruck zu einem Band verarbeitet. In beiden Stufen des Schmelzens wurde als Behälter für die Schmelze ein wassergekühlter Kupferherd verwendet, um unerwünschte Reaktionen zwischen Schmelze und Behälter zu ver­ meiden. Ferner wurde wegen der starken Affinität von Titan zu Sauerstoff dafür gesorgt, daß das heiße Metall nicht mit Sauer­ stoff in Berührung kam.

Das schnell erstarrte Band wurde in eine Kapsel bzw. Hülse aus Stahl eingebracht bzw. eingepackt, die evakuiert und dann abge­ dichtet bzw. verschlossen wurde. Die Kapsel wurde dann 3 h lang unter einem Druck von 207 MPa (30 ksi) einer isostatischen Heiß­ preßbehandlung (HIP-Behandlung) bei 950°C unterzogen. Die HIP-Kapsel wurde durch spanende Bearbeitung von dem verdich­ teten Bandpfropfen entfernt. Die HIP-Probe war ein Pfropfen mit einem Durchmesser von etwa 25,4 mm und einer Länge von 76,2 mm.

Der Pfropfen wurde axial in die Mittenöffnung einer Puppe ein­ gebracht und darin eingeschlossen. Die Puppe wurde auf 975°C erhitzt und unter Erzielung eines Verkleinerungsver­ hältnisses von etwa 7 : 1 durch ein Mundstück extrudiert. Der ex­ trudierte Pfropfen wurde aus der Puppe herausgenommen und wurde wärmebehandelt.

Die extrudierten Proben wurden dann 2 h lang bei den in Tabelle I angegebenen Temperaturen geglüht. Nach dem Glühen wurde 2 h lang eine Alterung bei 1000°C durchgeführt. Durch spanende Be­ arbeitung wurden Probestücke zur Durchführung von Vierpunkt-Bie­ geversuchen bei Raumtemperatur hergestellt. Die Probestücke hat­ ten die Abmessungen 1,5 mm × 3 mm × 25,4 mm. Die Biegeversuche wurden in einer Vierpunkt- Biegevorrichtung durchgeführt, die eine innere Spannweite von 10 mm und eine äußere Spannweite von 20 mm hatte. Die Last-Querhauptverschiebungs-Kurven wurden aufgezeich­ net. Auf der Grundlage der entwickelten Kurven werden die fol­ genden Eigenschaften definiert:

• (1) Die Dehngrenze ist die Fließspannung bei einer Querhauptver­ schiebung von 25,4 µm. Dieser Betrag der Querhauptverschiebung wird als erstes Anzeichen für eine plastische Verformung und für den Übergang von der elastischen Verformung zur plastischen Verformung angesehen. Bei der Messung der Dehngrenze und/oder der Bruchfestigkeit durch übliche Druck- oder Zugbeanspruchungs­ verfahren besteht die Neigung, daß Ergebnisse erhalten werden, deren Werte niedriger sind als die Werte der Ergebnisse, die durch den Vierpunkt-Biegeversuch erhalten werden, wie er für die Messungen durchgeführt wird, über die hierin berichtet wird. Man sollte nicht vergessen, daß die Werte der Ergebnisse, die bei der Messung durch den Vierpunkt-Biegeversuch erhalten wer­ den, höher sind, wenn man diese Werte mit Werten vergleicht, die durch die üblichen Druck- oder Zugbeanspruchungsverfahren erhalten werden. Der Vergleich der Ergebnisse der Messungen er­ folgt jedoch hierin bei vielen Beispielen zwischen Ergebnissen von Vierpunkt-Biegeversuchen, und für alle Proben, die durch dieses Verfahren gemessen werden, sind solche Vergleiche wohl­ begründet, um die Unterschiede in den Festigkeitseigenschaften festzustellen, die aus Unterschieden in der Zusammensetzung oder in der Behandlung der Zusammensetzungen resultieren.
• (2) Die Bruchfestigkeit ist die Beanspruchung, bei der Bruch eintritt, d. h., die Bruchspannung.
• (3) Die Außenfaserspannung ist der Betrag von 9,71.h.d, worin "h" die Dicke des Probestücks in 25,4 mm und "d" die Querhaupt­ verschiebung beim Bruch in 25,4 mm ist. Im metallurgischen Sin­ ne stellt der errechnete Wert den Betrag der plastischen Verfor­ mung dar, die die Außenfläche der Biegeprobe im Zeitpunkt des Bruches erfährt.

Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle I aufgeführt. Ta­ belle I enthält Meßwerte zu den Eigenschaften von bei 1300°C geglühten Proben, und weitere Meßwerte zu insbesondere diesen Proben sind in Fig. 3 angegeben.

Tabelle I

Aus den Meßwerten dieser Tabelle ist ersichtlich, daß Legierung 12 für Beispiel 2 die beste Kombination von Eigenschaften zeig­ te. Dadurch wird bestätigt, daß die Eigenschaften von Ti-Al-Zu­ sammensetzungen für die Ti/Al-Atomverhältnisse und für die an­ gewandte Wärmebehandlung sehr empfindlich sind. Legierung 12 wurde als Grundlegierung für weitere Eigenschaftsverbesserungen auf der Grundlage weiterer Versuche, die in der nachstehend be­ schriebenen Weise durchgeführt wurden, gewählt.

Aus Tabelle I geht auch hervor, daß das Glühen bei Temperaturen zwischen 1250°C und 1350°C dazu führt, daß die Probestücke er­ wünschte Werte der Dehngrenze, der Bruchfestigkeit und der Au­ ßenfaserspannung zeigen. Das Glühen bei 1400°C führt jedoch zu einem Probestück, das im Vergleich zu einem bei 1350°C geglüh­ ten Probestück eine bedeutend niedrigere Dehngrenze (etwa 20% niedriger), eine bedeutend niedrigere Bruchfestigkeit (etwa 30 % niedriger) und eine bedeutend niedrigere Duktilität (etwa 78 % niedriger) hat. Die starke Verschlechterung der Eigenschaften ist auf eine dramatische Veränderung der Mikrostruktur zurück­ zuführen, die ihrerseits durch eine ausgedehnte beta-Umwandlung bei Temperaturen, die merklich über 1350°C liegen, verursacht wird.

Beispiele 4 bis 13

Es wurden zehn zusätzliche getrennte Schmelzen hergestellt, die Titan und Aluminium in den angegebenen Atomverhältnissen sowie Zusätze in verhältnismäßig geringen Atom%-Anteilen enthielten.

Jede der Proben wurde in der vorstehend im Zusammenhang mit Bei­ spielen 1 bis 3 beschriebenen Weise hergestellt.

Die Zusammensetzungen, die Glühtemperaturen und die Meßergeb­ nisse von Versuchen, die mit den Zusammensetzungen durchge­ führt wurden, sind in Tabelle II im Vergleich zu Legierung 12, der Grundlegierung für diesen Vergleich, angegeben.

Tabelle II

Bei den Beispielen 4 und 5 war im Fall der Wärmebehandlung bei 1200°C die Dehngrenze nicht meßbar, weil festgestellt wurde, daß im wesentlichen keine Duktilität vorhanden war. Bei dem Pro­ bestück von Beispiel 5, das bei 1300°C geglüht wurde, nahm die Duktilität zwar zu, hatte jedoch noch einen unerwünscht niedri­ gen Wert.

Bei Beispiel 6 galt dasselbe für das Probestück, das bei 1250 °C geglüht wurde. Bei den Probestücken von Beispiel 6, die bei 1300°C und 1350°C geglüht wurden, hatte die Duktilität einen beträchtlichen Wert, jedoch war die Dehngrenze niedrig. Bei kei­ nem der Probestücke der anderen Beispiele wurde ein bedeutender Duktilitätswert gefunden.

Aus den in Tabelle II aufgeführten Ergebnissen geht hervor, daß die Gruppen von Parametern, die bei der Herstellung von Zusam­ mensetzungen für die Prüfung in Frage kommen, sehr kompliziert sind und in gegenseitiger Beziehung stehen. Ein Parameter ist das Atomverhältnis von Titan zu Aluminium. Aus den in Fig. 2 aufgetragenen Meß- und Versuchswerten ist ersichtlich, daß das stöchiometrische Verhältnis oder nichtstöchiometrische Verhält­ nis einen starken Einfluß auf die bei der Prüfung verschiedener Zusammensetzungen gefundenen Eigenschaften hat.

Eine andere Gruppe von Parametern sind die Zusätze, die gewählt werden, um in die TiAl-Grundzusammensetzung aufgenommen zu wer­ den. Ein erster Parameter dieser Gruppe bezieht sich darauf, ob ein bestimmter Zusatz als Austauschstoff für Titan oder für Alu­ minium wirkt. Ein bestimmtes Metall kann in der einen oder in der anderen Weise wirken, und es gibt keine einfache Regel, mit der festgestellt werden kann, welche Rolle ein Zusatz spielen wird. Die Bedeutung dieses Parameters ist klar, wenn man die Zu­ gabe eines Zusatzes X in einem Anteil von einigen Atom% betrach­ tet.

Wenn X als Austauschstoff für Titan wirkt, liefert eine Zusam­ mensetzung Ti₄₈Al₄₈X₄ einen effektiven Aluminiumgehalt von 48 Atom% und einen effektiven Titangehalt von 52 Atom%.

Wenn im Gegensatz dazu der Zusatz X als Austauschstoff für Alu­ minium wirkt, hat die resultierende Zusammensetzung einen effek­ tiven Aluminiumgehalt von 52 Atom% und einen effektiven Titange­ halt von 48 Atom%.

Die Art des Austausches, der stattfindet, ist folglich nicht nur sehr wichtig, sondern auch in hohem Maße unvoraussagbar.

Ein weiterer Parameter dieser Gruppe ist der Gehalt des Zusat­ zes.

Noch ein weiterer Parameter, der aus Tabelle II ersichtlich ist, ist die Glühtemperatur. Man kann sehen, daß die Glühtemperatur, die für einen Zusatz die besten Festigkeitseigenschaften lie­ fert, für einen anderen Zusatz verschieden ist. Dies kann durch einen Vergleich der in Beispiel 6 erhaltenen Ergebnisse mit den in Beispiel 7 erhaltenen Ergebnissen festgestellt werden.

Außerdem kann für den Zusatz eine kombinierte Wirkung des Ge­ halts und der Glühtemperatur vorhanden sein, so daß eine optima­ le Eigenschaftsverbesserung, wenn überhaupt eine Verbesserung festgestellt wird, bei einer bestimmten Kombination des Gehalts des Zusatzes und der Glühtemperatur auftreten kann, so daß hö­ here und niedrigere Gehalte und/oder Glühtemperaturen zur Erzie­ lung einer gewünschten Eigenschaftsverbesserung weniger wirksam sind.

Der Inhalt von Tabelle II macht deutlich, daß die Ergebnisse, die durch die Zugabe eines ternären Elements zu einer nichtstö­ chiometrischen TiAl-Zusammensetzung erzielbar sind, in hohem Ma­ ße unvoraussagbar sind und die meisten Meßergebnisse hinsicht­ lich der Duktilität und/oder Festigkeit keinen Erfolg zeigen.

Beispiele 14 bis 17

Ein weiterer Parameter von Titanaluminid-Legierungen, die Zu­ sätze enthalten, besteht darin, daß Kombinationen von Zusätzen nicht notwendigerweise zu additiven Kombinationen der einzelnen Vorteile führen, die aus der einzelnen und getrennten Einbezie­ hung derselben Zusätze resultieren.

In der vorstehend im Zusammenhang mit Beispielen 1 bis 3 be­ schriebenen Weise wurden drei zusätzliche Proben auf TiAl-Basis hergestellt, die einzelne Zusätze von Vanadium, Niob und Tantal enthielten, wie sie in Tabelle III aufgeführt sind. Diese Zu­ sammensetzungen sind die optimalen Zusammensetzungen, über die in den gleichzeitig anhängigen US-Patentanmeldungen mit der Se­ rien-Nr. 138,476; 138,408 bzw. 138,485 berichtet wird.

Eine vierte Zusammensetzung ist eine Zusammensetzung, bei der Vanadium, Niob und Tantal in einer einzigen Legierung kombi­ niert sind, die in Tabelle III als Legierung 48 bezeichnet ist.

Aus Tabelle III geht hervor, daß die einzelne Zusätze Vanadium, Niob und Tantal in den Beispielen 14, 15 und 16 jeweils einzeln fähig sind, der TiAl-Grundlegierung eine beträchtliche Verbes­ serung zu verleihen. Wenn dieselben Zusätze in einer einzigen Kombinationslegierung kombiniert sind, führen sie jedoch nicht in additiver Weise zu einer Kombination der einzelnen Verbesse­ rungen, vielmehr liegt der Fall genau umgekehrt:

Erstens wurde festgestellt, daß die Legierung 48, wenn sie bei der zum Glühen der Legierungen mit einzelnen Zusätzen angewand­ ten Glühtemperatur von 1350°C geglüht wurde, zur Erzeugung ei­ nes Werkstoffs führte, der so spröde war, daß er während der zur Herstellung von Probestücken durchgeführten spanenden Bear­ beitung zerbrach.

Zweitens waren die Ergebnisse, die erhalten wurden, als die Le­ gierung mit kombinierten Zusätzen bei 1250°C geglüht wurde, sehr viel schlechter als die Ergebnisse, die bei den Legierun­ gen, die die einzelnen Zusätze enthielten, erhalten wurden.

Im einzelnen ist hinsichtlich der Duktilität klar, daß Vanadium in bezug auf eine wesentliche Verbesserung der Duktilität bei der Legierung 14 von Beispiel 14 sehr erfolgreich war. Als Va­ nadium bei der Legierung 48 von Beispiel 17 mit den anderen Zu­ sätzen kombiniert war, wurde jedoch die erwartete Verbesserung der Duktilität nicht erzielt. Tatsächlich nahm die durch die Außenfaserspannung ausgedrückte Duktilität, die bei der TiAl- Grundlegierung im Fall einer Glühtemperatur von 1250°C 1,1 be­ trug, auf einen Wert von 0,1 ab.

Ferner ist hinsichtlich der Oxidationsbeständigkeit aus Tabelle III klar ersichtlich, daß der Niobzusatz in Legierung 40 zu ei­ ner sehr beträchtlichen Verbesserung führte, d. h., zu einem Mas­ severlust von 4 mg/cm² bei der Legierung 40 im Vergleich zu ei­ nem Masseverlust von 31 mg/cm² bei der Grundlegierung. Bei dem Oxidationsversuch und bei dem Ergänzungsversuch zur Ermittlung der Oxidationsbeständigkeit wird ein zu prüfendes Probestück 48 h lang bei einer Temperatur von 982°C erhitzt. Nach dem Abküh­ len des Probestücks wird es geschabt, um allen Zunder (Oxidhaut) zu entfernen. Durch Wägen des Probestücks vor und nach dem Er­ hitzen und dem Schaben kann eine Massendifferenz ermittelt wer­ den. Der Masseverlust (in mg/cm²) wird bestimmt, indem die ge­ samte Massendifferenz (in mg) durch die Oberfläche des Probe­ stücks (in cm²) dividiert wird. Dieser Oxidationsversuch wird für alle Messungen der Oxidation oder der Oxidationsbeständig­ keit angewandt, die in dieser Anmeldung erwähnt sind.

Bei der Legierung 60 mit dem Tantalzusatz wurden als Massever­ lust eines bei 1325°C geglühten Probestücks 2 mg/cm² ermittelt, was im Vergleich zu dem Masseverlust bei der Grundlegierung (31 mg/cm²) wieder eine sehr beträchtliche Verbesserung bedeutet. Mit anderen Worten, die Zusätze Niob und Tantal waren als Ein­ zelzusätze in bezug auf eine Verbesserung der Oxidationsbestän­ digkeit der Grundlegierung sehr wirksam.

Wie aus den in Tabelle III aufgeführten Ergebnissen von Bei­ spiel 17 hervorgeht, wurde jedoch bei der Legierung 48, die al­ le drei Zusätze, Vanadium, Niob und Tantal, in Kombination ent­ hielt, die durch den Masseverlust ausgedrückte Oxidation auf et­ wa das Doppelte des bei der Grundlegierung erhaltenen Wertes er­ höht. Dieser Masseverlust war 15mal so groß wie bei der Legie­ rung 40, die nur den Niobzusatz enthielt, und 30mal so groß wie bei der Legierung 60, die nur den Tantalzusatz enthielt.

Tabelle III

Die einzelnen Vorteile oder Nachteile, die aus der Verwendung einzelner Zusätze resultieren, wiederholen sich zuverlässig, wenn diese Zusätze immer wieder einzeln verwendet werden. Wenn Zusätze in Kombination verwendet werden, kann jedoch die Wir­ kung eines Zusatzes in der Kombination in einer Grundlegierung von der Wirkung ganz verschieden sein, die der Zusatz hat, wenn er in derselben Grundlegierung einzeln und getrennt verwendet wird. So ist festgestellt worden, daß der Zusatz von Vanadium für die Duktilität von Titan-Aluminium-Zusammensetzungen vor­ teilhaft ist, und dies wird in der gleichzeitig anhängigen US- Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 138,476 offenbart und erör­ tert. Ferner ist einer der Zusätze, von dem festgestellt wurde, daß er für die Festigkeit der TiAl-Grundlegierung vorteilhaft ist, und der in der gleichzeitig anhängigen, am 28. Dezember 1987 eingereichten US-Anmeldung mit der Serien-Nr. 138,408 be­ schrieben wird, wie vorstehend erörtert wurde, der Zusatz Niob. In der vorstehend erörterten Veröffentlichung von McAndrew ist ferner gezeigt worden, daß durch die einzelne Zugabe des Zusat­ zes Niob zu der TiAl-Grundlegierung die Oxidationsbeständigkeit verbessert werden kann. Ähnlich wird von McAndrew gelehrt, daß durch die einzelne Zugabe von Tantal die Verbesserung der Oxi­ dationsbeständigkeit unterstützt werden kann. Ferner ist in der gleichzeitig anhängigen US-Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 138,485 offenbart, daß die Zugabe von Tantal zu Verbesserungen der Duktilität führt.

Mit anderen Worten, es ist festgestellt worden, daß Vanadium einzeln der Titan-Aluminium-Verbindung vorteilhafte Verbesserun­ gen der Duktilität verleihen kann und daß Tantal einzeln zu Ver­ besserungen der Duktilität und der Oxidationsbeständigkeit bei­ tragen kann. Getrennt ist festgestellt worden, daß Niobzusätze in vorteilhafter Weise zu den Festigkeits- und Oxidationsbestän­ digkeitseigenschaften von Titan-Aluminium beitragen können. Wie aus diesem Beispiel 17 ersichtlich ist, hat die Anmelderin je­ doch gefunden, daß, wenn Vanadium, Tantal und Niob in einer Le­ gierungszusammensetzung zusammen verwendet und als Zusätze kom­ biniert werden, die Legierungszusammensetzung durch die Zusätze nicht begünstigt wird, sondern vielmehr insgesamt ein Verlust oder eine Verschlechterung der Eigenschaften des TiAl, das die Zusätze des Niobs, des Tantals und des Vanadiums enthält, ein­ tritt. Dies geht aus Tabelle III hervor.

Daraus wird folgendes deutlich: Es kann zwar so scheinen, daß, wenn zwei oder mehr als zwei Zusatzelemente einzeln zu ei­ ner Verbesserung des TiAl führen, ihre gemeinsame Verwendung dem TiAl weitere Verbesserungen bringen sollte, jedoch wird trotzdem festgestellt, daß die Wirkung solcher Zusätze in hohem Maße unvoraussagbar ist und daß tatsächlich im Fall der kombi­ nierten Zugabe von Vanadium, Niob und Tantal aus der kombinier­ ten Verwendung der miteinander kombinierten Zusätze insgesamt ein Verlust von Eigenschaften statt einer gewissen kombinierten bzw. additiven, vorteilhaften Gesamtverbesserung der Eigenschaf­ ten resultiert.

Aus der vorstehenden Tabelle III ist ersichtlich, daß die Legie­ rung, die die Kombination der Zusätze Vanadium, Niob und Tantal enthält, eine viel schlechtere Oxidationsbeständigkeit als die TiAl-Grundlegierung 12 von Beispiel 2 hat. Hier ist wieder fest­ gestellt worden, daß die kombinierte Einbeziehung von Zusätzen, die im Fall ihrer einzelnen und getrennten Verwendung eine Ei­ genschaft verbessern, dazu führt, daß gerade die Eigenschaft verlorengeht, die verbessert wird, wenn die Zusätze einzeln und getrennt eingemischt werden.

Beispiele 18 bis 23

In der vorstehend im Zusammenhang mit Beispielen 1 bis 3 be­ schriebenen Weise wurden sechs zusätzliche Proben aus chrommodi­ fiziertem Titanaluminid mit den jeweils in Tabelle IV aufgeführ­ ten Zusammensetzungen hergestellt.

In Tabelle IV sind die Ergebnisse des Biegeversuchs zusammenge­ faßt, der mit allen Legierungen, d. h., mit der Standardlegie­ rung und mit den modifizierten Legierungen, durchgeführt wurde, nachdem diese verschiedenen für relevant gehaltenen Wärmebehand­ lungsbedingungen unterzogen worden waren.

Tabelle IV

Die in Tabelle IV aufgeführten Ergebnisse zeigen weitere Anzei­ chen für die entscheidende Bedeutung einer Kombination von Ein­ flußgrößen für die Festlegung der Wirkungen von Legierungszu­ sätzen oder Dotierungszusätzen auf die Eigenschaften, die einer Grundlegierung verliehen werden. Die Legierung 80 zeigt bei­ spielsweise für den Zusatz von 2 Atom% Chrom eine gute Gruppe von Eigenschaften. Man könnte für den Fall des Zusatzes von mehr Chrom eine weitere Verbesserung erwarten. Der Zusatz von 4 Atom% Chrom zu Legierungen mit drei verschiedenen Ti/Al-Atomver­ hältnissen zeigt jedoch, daß die Erhöhung des Gehalts eines Zu­ satzes, von dem festgestellt wurde, daß er bei niedrigeren Ge­ halten vorteilhaft ist, nicht der einfachen Argumentation folgt, daß, wenn ein bißchen gut ist, mehr besser sein muß. Tatsäch­ lich liegt der Fall für den Chromzusatz genau umgekehrt und zeigt, daß, wenn ein bißchen gut ist, mehr schlecht ist.

Wie aus Tabelle IV ersichtlich ist, zeigt jede der Legierungen 49, 79 und 88, die "mehr" (d. h., 4 Atom%) Chrom enthalten, im Vergleich zu der Grundlegierung eine schlechtere Festigkeit und auch eine schlechtere Außenfaserspannung (Duktilität).

Im Gegensatz dazu zeigt die Legierung 38 von Beispiel 18, die 2 Atom% des Zusatzes enthält, nur eine geringfügig verminderte Fe­ stigkeit, jedoch eine in hohem Maße verbesserte Duktilität. Fer­ ner kann beobachtet werden, daß die gemessene Außenfaserspan­ nung der Legierung 38 mit den Wärmebehandlungsbedingungen in bedeutendem Maße variierte. Durch Glühen bei 1250°C wurde eine beträchtliche Erhöhung der Außenfaserspannung erzielt. Eine ver­ minderte Außenfaserspannung wurde beobachtet, wenn bei höheren Temperaturen geglüht wurde. Ähnliche Verbesserungen wurden für die Legierung 80 beobachtet, die auch nur 2 Atom% des Zusatzes enthielt, obwohl die Glühtemperatur für die höchste erzielte Duktilität 1300°C betrug.

Auch für die Legierung 87 von Beispiel 20 wurden 2 Atom% Chrom verwendet, jedoch wurde der Aluminiumgehalt auf 50 Atom% erhöht. Der höhere Aluminiumgehalt führte zu einer geringen Abnahme der Duktilität im Vergleich zu dem Wert, der bei den Zusammensetzun­ gen mit einem Chromgehalt von 2 Atom% und einem Aluminiumgehalt in dem Bereich von 46 bis 48 Atom% gemessen wurde. Für die Le­ gierung 87 würde gefunden, daß die optimale Wärmebehandlungs­ bzw. Glühtemperatur etwa 1350°C betrug.

Bei den Legierungen der Beispiele 18, 19 und 20, die jeweils 2 Atom% des Zusatzes enthielten, wurde beobachtet, daß die opti­ male Glühtemperatur mit zunehmendem Aluminiumgehalt anstieg.

Aus diesen Meßwerten wurde ermittelt, daß die Legierung 38, die bei 1250°C wärmebehandelt worden war, die beste Kombination der Eigenschaften bei Raumtemperatur zeigte. Man beachte, daß die optimale Glühtemperatur für die Legierung 38 mit 46 Atom% Aluminium 1250°C betrug, während die optimale Glühtemperatur für die Legierung 80 mit 48 Atom% Aluminium 1300°C betrug.

Diese beträchtlichen Erhöhungen der Duktilität der Legierung 38 im Fall der Wärmebehandlung bei 1250°C und der Legierung 80 im Fall der Wärmebehandlung bei 1300°C waren unerwartet, wie in der gleichzeitig anhängigen, am 28. Dezember 1987 eingereichten US-Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 138,485 erläutert wird.

Aus den in Tabelle IV enthaltenen Meßwerten wird deutlich, daß das Modifizieren von TiAl-Zusammensetzungen zum Zweck der Ver­ besserung der Eigenschaften der Zusammensetzungen ein sehr kom­ pliziertes und hinsichtlich seiner Wirkungen nicht voraussagba­ res Unternehmen ist. Es ist beispielsweise klar, daß Chrom bei einem Gehalt von 2 Atom% die Duktilität der Zusammensetzung sehr wesentlich erhöht, wenn das Ti/Al-Atomverhältnis in einem geeigneten Bereich liegt und wenn die Temperatur, bei der die Zusammensetzung geglüht wird, in einem für die Chromzusätze ge­ eigneten Bereich liegt. Aus den Meßwerten von Tabelle IV ist auch ersichtlich, daß, obwohl man im Fall der Erhöhung des Ge­ halts des Zusatzes eine größere Wirkung hinsichtlich der Verbes­ serung der Eigenschaften erwarten könnte, der Fall genau umge­ kehrt liegt, weil die Erhöhung der Duktilität, die bei dem Ge­ halt von 2 Atom% erzielt wird, aufgehoben wird und verlorengeht, wenn der Chromgehalt auf 4 Atom% vergrößert wird. Ferner ist klar, daß der Chromgehalt von 4 Atom% hinsichtlich einer Verbes­ serung der Eigenschaften von TiAl selbst in dem Fall nicht wirk­ sam ist, daß bei der Untersuchung der Eigenschaftsänderungen, die die Zugabe des Zusatzes in einem höheren Anteil zur Folge hat, eine wesentliche Veränderung des Atomverhältnisses von Ti­ tan zu Aluminium vorgenommen und ein beträchtlicher Bereich von Glühtemperaturen angewandt wird.

Beispiel 24

Es wurden Proben einer Legierungen hergestellt, die die Zusam­ mensetzung Ti₅₂Al₄₆Cr₂ hatte.

Probestücke der Legierung wurden durch zwei verschiedene Her­ stellungsweisen oder -verfahren hergestellt, und die Eigenschaf­ ten jedes Probestücks wurden durch einen Zugversuch gemessen. Die angewandten Verfahren und die erhaltenen Ergebnisse sind in der unmittelbar nachstehenden Tabelle V aufgeführt.

Tabelle V

In Tabelle V sind die Ergebnisse für Legierungsproben 38 aufge­ führt, die gemäß zwei Beispielen, Beispiel 18 oder Beispiel 24, hergestellt wurden. Zur Bildung der Legierung der einzelnen Bei­ spiele wurden zwei verschiedenartige Legierungsherstellungsver­ fahren angewandt. Ferner wurden für die aus der Legierung 38 von Beispiel 18 und für die separat aus der Legierung 38 von Beispiel 24 hergestellten Metall-Probestücke Prüfverfahren ange­ wandt, die von den für die Probestücke der vorangehenden Bei­ spiele angewandten Prüfverfahren verschieden waren.

Zunächst wird auf Beispiel 18 eingegangen. Die Legierung dieses Beispiels wurde durch das vorstehend im Zusammenhang mit Bei­ spielen 1 bis 3 beschriebene Verfahren hergestellt, bei dem es sich um ein Verfahren zum schnellen Erstarren bzw. Verfestigen und Verdichten handelt. Ferner wurde das Prüfverfahren in Bei­ spiel 18 nicht gemäß dem Vierpunkt-Biegeversuch durchgeführt, der für alle anderen Meßwerte, die in den vorstehenden Tabellen angegeben sind, und insbesondere für Beispiel 18 der vorstehen­ den Tabelle IV angewandt wurde. Das Prüfverfahren, das ange­ wandt wurde, war vielmehr ein üblicherer Zugversuch, gemäß dem Metall-Probestücke in Form von Zugstäben hergestellt und einer Zerreißprüfung unterzogen werden, bei der sie auf Zug bean­ sprucht werden, bis sich das Metall ausdehnt und schließlich bricht. Beispielsweise wurde, wieder unter Bezugnahme auf Bei­ spiel 18 von Tabelle V, die Legierung 38 in Form von Zugstäben hergestellt, und die Zugstäbe wurden einer Zugkraft ausgesetzt, bis bei 641 MPa (93 ksi) ein Fließen oder eine Ausdehnung des Zugstabes eintrat.

Die bei einem Zugstab gemessene Dehngrenze in MPa (bzw. ksi) von Beispiel 18 in Tabelle V wird mit der Dehngrenze in MPa (bzw. ksi) von Beispiel 18 in Tabelle IV verglichen, die durch den Vierpunkt-Biegeversuch gemessen wurde. Im allgemeinen ist in der metallurgischen Praxis die durch Dehnung eines Zugstabes ermittelte Dehngrenze ein allgemeiner anerkanntes Maß für tech­ nische Zwecke.

Gleichermaßen stellt die Zugfestigkeit von 745 MPa (108 ksi) den Wert dar, bei dem der Zugstab von Beispiel 18 in Tabelle V als Folge der Zugbeanspruchung brach. Dieses Maß wird mit der Bruchfestigkeit in MPa (bzw. ksi) für Beispiel 18 in Tabelle IV verglichen. Es ist offensichtlich, daß die zwei verschiedenen Prüfverfahren für alle Meßwerte zu zwei verschiedenen Maßanga­ ben führen.

Was nun die plastische Dehnung betrifft, so besteht hier wieder eine Wechselbeziehung zwischen den in der vorstehenden Tabelle IV für Beispiel 18 angegebenen Ergebnissen, die durch den Vier­ punkt-Biegeversuch ermittelt werden, und der plastischen Deh­ nung in %, die in der letzten Spalte von Tabelle V für Beispiel 18 angegeben ist.

Nun wird wieder auf Tabelle V Bezug genommen, in der unter der Überschrift "Behandlungsverfahren" angegeben ist, daß die Le­ gierung von Beispiel 24 durch Gußblock-Metallurgie hergestellt wird. In dem hierin angewandten Sinne bezieht sich der Ausdruck "Gußblock-Metallurgie" auf ein Schmelzen der Bestandteile der Legierung 38 in den in Tabelle V angegebenen Anteilen, die den für Beispiel 18 angegebenen Anteilen genau entsprechen. Mit an­ deren Worten, die Zusammensetzung der Legierung 38 ist für Bei­ spiel 18 und für Beispiel 24 identisch. Der Unterschied zwi­ schen den zwei Beispielen besteht darin, daß die Legierung von Beispiel 18 durch schnelle Verfestigung und die Legierung von Beispiel 24 durch Gußblock-Metallurgie hergestellt wurde. Die Gußblock-Metallurgie umfaßt wieder ein Schmelzen der Bestand­ teile und eine Verfestigung der Bestandteile zu einem Gußblock. Das Verfahren der schnellen Verfestigung umfaßt die Bildung ei­ nes Bandes durch das Schmelzspinnverfahren, auf die eine Ver­ dichtung des Bandes zu einer vollständig dichten, kohärenten Me­ tallprobe folgt.

Bei dem Gußblock-Schmelzverfahren von Beispiel 24 wird der Guß­ block mit einem Durchmesser von etwa 50,8 mm und einer Dicke von etwa 12,7 mm hergestellt; er hat etwa die Gestalt eines Hockeypucks. Nach dem Schmelzen und dem Verfesti­ gen des hockeypuckförmigen Gußblocks wurde der Gußblock mit ei­ nem Stahlring ummantelt, der eine Wanddicke von etwa 12,7 mm und eine senkrechte Dicke hatte, die mit der senk­ rechten Dicke des hockeypuckförmigen Gußblocks übereinstimmte. Der hockeypuckförmige Gußblock wurde vor seiner Ummantelung mit dem Rückhaltering homogenisiert, indem er 2 h lang auf 1250°C erhitzt wurde. Die Baugruppe aus dem Hockeypuck und dem Umfas­ sungsring wurde auf eine Temperatur von etwa 975°C erhitzt. Die erhitzte Probe und der Umfassungsring wurden bis zur Erzie­ lung einer Dicke, die etwa die Hälfte der ursprünglichen Dicke betrug, geschmiedet.

Nach dem Schmieden und dem Abkühlen der Probe wurden Zugproben hergestellt, die den für Beispiel 18 hergestellten Zugproben entsprachen. Diese Zugproben wurden demselben üblichen Zugver­ such unterzogen, der in Beispiel 18 angewandt wurde, und die Meßwerte der Dehngrenze, der Zugfestigkeit und der plastischen Dehnung, die aus diesem Versuch resultierten, sind für Beispiel 24 in Tabelle V aufgeführt. Wie aus den Ergebnissen von Tabelle V hervorgeht, wurden die einzelnen Probestücke vor der Durchfüh­ rung der eigentlichen Zugversuche verschiedenen Glühtemperatu­ ren ausgesetzt.

Die Glühtemperatur, die bei der Zugprobe von Beispiel 18 in Ta­ belle V angewandt wurde, betrug 1250°C. Die drei Proben der Legierung 38 von Beispiel 24 in Tabelle V wurden einzeln bei den drei verschiedenen Temperaturen, die in Tabelle V angegeben sind, d. h., bei 1225°C, 1250°C und 1275°C, geglüht. Nach die­ ser Glühbehandlung, die etwa 2 h lang durchgeführt wurde, wur­ den die Proben dem üblichen Zugversuch unterzogen, und die Er­ gebnisse für die drei in Beispiel 24 getrennt behandelten Zug­ proben sind wieder in Tabelle V aufgeführt.

Nun wird wieder auf die in Tabelle V aufgeführten Meßergebnisse eingegangen, aus denen ersichtlich ist, daß die Dehngrenzen, die für die schnell verfestigte Legierung ermittelt werden, ein wenig höher sind als die Dehngrenzen, die für die durch Guß­ block-Metallurgie behandelten Metallproben ermittelt werden. Es wird auch deutlich, daß die plastische Dehnung der auf dem Wege der Gußblock-Metallurgie hergestellten Proben im allgemeinen ei­ ne höhere Duktilität zeigt als die plastische Dehnung der auf dem Wege der schnellen Verfestigung hergestellten Proben. Die für Beispiel 24 aufgeführten Ergebnisse zeigen, daß die Meßwer­ te der Dehngrenze, obwohl sie ein wenig niedriger sind als die Meßwerte von Beispiel 18, für viele Anwendungen in Flugzeugmo­ toren bzw. -triebwerken und andere technische Anwendungen voll­ ständig ausreichend sind. Auf der Grundlage der Duktilitäts- Meßwerte und der für Beispiel 24 in Tabelle V aufgeführten Meß­ ergebnisse kann jedoch festgestellt werden, daß die Zunahme der Duktilität die auf dem Wege der Gußblock-Metallurgie hergestell­ te Legierung 38 zu einer sehr erwünschten und außergewöhnlichen Legierung für die Anwendungen macht, bei denen eine höhere Duk­ tilität erforderlich ist. Es ist im allgemeinen bekannt, daß die Behandlung durch Gußblock-Metallurgie viel weniger kost­ spielig ist als die Behandlung durch Schmelzspinnen oder durch schnelle Verfestigung, weil weder der teure Schmelzspinnschritt selbst noch der Verdichtungsschritt, der auf das Schmelzspinnen folgen muß, erforderlich ist.

Beispiel 25

Proben einer Legierung, die Chromzusatz und Niobzusatz enthielt, wurden in der vorstehend im Zusammenhang mit Beispielen 1 bis 3 beschriebenen Weise hergestellt. Mit den Proben wurden Prüfun­ gen durchgeführt, deren Ergebnisse in der unmittelbar nachste­ henden Tabelle VI angegeben sind. Die Herstellung und die Prü­ fung der Legierung von Beispiel 25 werden in der gleichzeitig anhängigen US-Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 201,984, ein­ gereicht am 3. Juni 1988, beschrieben und diskutiert.

Tabelle VI*

Aus Beispiel 17 in der vorstehenden Tabelle III ist bekannt, daß die Zugabe mehr als eines Zusatzelements, wobei jedes die­ ser Zusatzelemente einzeln in der Hinsicht wirksam ist, daß es verschiedene Eigenschaften der TiAl-Zusammensetzungen verbes­ sert oder einen Beitrag zu ihrer Verbesserung leistet, daß also die gemeinsame Verwendung mehr als eines Zusatzes in Kombina­ tion wie in Beispiel 17 trotzdem zu einem im wesentlichen nega­ tiven Ergebnis führt, d. h., dazu, daß die kombinierte Zugabe die gewünschten Gesamteigenschaften nicht verbessert, sondern verschlechtert. Folglich wurde in der gleichzeitig anhängigen US-Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 201,984 dargelegt, daß es sehr überraschend ist, festzustellen, daß durch die Zugabe von zwei Elementen, und zwar von Chrom und Niob, d. h., durch die Verwendung einer Kombination von zwei verschieden wirkenden Zu­ sätzen, wobei der Gehalt der Zusätze in dem TiAl auf den Wert von 4 Atom% gebracht wird, eine wesentliche weitere Verbesse­ rung der gewünschten Gesamteigenschaften der aus der TiAl-Zusam­ mensetzung bestehenden Legierung erzielt wird. Tatsächlich sind die höchsten Duktilitätswerte, die bei allen Prüfungen von Werk­ stoffen, die durch das Verfahren der schnellen Verfestigung her­ gestellt wurden, erzielt wurden, die in der erwähnten US-Patent­ anmeldung aufgeführten Duktilitätswerte, die durch die kombi­ nierte Verwendung der Zusätze Chrom und Niob erhalten wurden.

Wie in der gleichzeitig anhängigen US-Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 201,984 ebenfalls dargelegt wird, wurde im Zusammen­ hang mit den Legierungen eine weitere Reihe von Prüfungen durch­ geführt, die die Oxidationsbeständigkeit der Legierungen betra­ fen. Bei diesen Prüfungen wurde der Masseverlust nach 48 h dau­ erndem Erhitzen bei 982°C an der Luft gemessen. Der Massever­ lust wird in mg je cm² der Oberfläche des Probestücks angegeben. Die Ergebnisse der Prüfungen sind ebenfalls in Tabelle VI ange­ geben. Folglich wurde bei der chrom- und niobhaltigen Legierung festgestellt, daß sie einen sehr erwünschten Duktilitätswert hatte und den höchsten Duktilitätswert zeigte, der zusammen mit einer sehr beträchtlichen Verbesserung der Oxidationsbeständig­ keit erzielt wurde. Die Ergebnisse der Oxidationsprüfung, von denen in der gleichzeitig anhängigen US-Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 201,984 berichtet wird, sind in Fig. 3 aufgetragen.

Beispiel 26

Die in Beispiel 25 beschriebene Legierung wurde durch schnelle Verfestigung hergestellt. Im Gegensatz dazu wurde die Legierung von Beispiel 26 in ähnlicher Weise wie in dem vorstehenden Bei­ spiel 24 beschrieben durch Gußblock-Metallurgie hergestellt.

Das spezielle Herstellungsverfahren ist wichtig für die Erzie­ lung einer Verbesserung der Eigenschaften im Vergleich zu den Eigenschaften der Zusammensetzung, die in der gleichzeitig an­ hängigen US-Patentanmeldung mit der Serien-Nr. 201,984, einge­ reicht am 3. Juni 1988, beschrieben ist.

Die Anteile der Bestandteile dieser Legierung sind wie folgt:
Ti₄₈Al₄₈Cr₂Nb₂.

Die Bestandteile wurden zusammengeschmolzen und dann zu zwei Gußblöcken mit einem Durchmesser von etwa 50,8 mm und einer Dicke von etwa 12,7 mm verfestigt. Die Schmel­ zen für diese Gußblöcke wurden durch Lichtbogenschmelzen in ei­ nem Kupferherd hergestellt.

Der erste der zwei Gußblöcke wurde 2 h lang bei 1250°C und der zweite 2 h lang bei 1400°C homogenisiert.

Nach dem Homogenisieren wurde jeder Gußblock einzeln in einen dicht passenden Stahlring eingepaßt, der eine Wanddicke von et­ wa 12,7 mm hatte. Jeder Gußblock und sein Umfassungs­ ring wurden auf 975°C erhitzt und dann bis zur Erzielung einer Dicke, die etwa die Hälfte der ursprünglichen Dicke betrug, ge­ schmiedet.

Die beiden geschmiedeten Proben wurden dann 2 h lang bei Tempe­ raturen zwischen 1250°C und 1350°C geglüht. Nach dem Glühen wurden die geschmiedeten Proben 2 h lang bei 1000°C gealtert. Nach dem Altern wurden aus den Gußblockproben durch spanende Be­ arbeitung Zugstäbe für bei Raumtemperatur durchzuführende Zug­ versuche hergestellt.

In der nachstehenden Tabelle VII sind die Ergebnisse der bei Raumtemperatur durchgeführten Zugversuche zusammengefaßt.

Tabelle VII*

Raumtemperatur- Zugdehnungseigenschaften der gegossenen und geschmiedeten Legierung Ti₄₈Al₄₈Cr₂Nb₂

Aus den Meßwerten, die in der vorstehenden Tabelle VI und hier in Tabelle VII enthalten sind, geht hervor, daß experimentell gezeigt wurde, daß durch Verfahren der Guß- und Schmiedemetal­ lurgie eine feste, duktile Legierung auf TiAl-Basis mit hoher Oxidationsbeständigkeit hergestellt worden ist.

Die Dehngrenzen liegen in dem Bereich von 414 MPa (60 ksi) bis 462 MPa (67 ksi), und es ist bemerkenswert, daß diese Dehngren­ zen von den angewandten Homogenisierungs- und Wärmebehandlungs­ temperaturen ganz unabhängig sind.

Im Gegensatz dazu sieht man, daß die Duktilitätswerte von den angewandten Homogenisierungstemperaturen in hohem Maße abhängig sind. So liegen die gemessenen Duktilitätswerte in Abhängigkeit von der Wärmebehandlungstemperatur in dem Bereich von 1,3 bis 2,1%, wenn die Homogenisierungstemperatur von 1250°C ange­ wandt wird. Die Duktilität, die bei den Proben erzielt wird, liegt jedoch bei den höheren Werten von 2,7 bis 2,9%, wenn die Homogenisierung bei 1400°C durchgeführt wird. Diese Duktili­ tätswerte sind bedeutend höher und ferner bedeutend beständiger als die Duktilitätswerte, die bei der Messung der bei den nied­ rigeren Temperaturen homogenisierten Werkstoffe gefunden werden.

Diese Versuche zeigen, daß die Duktilität einer durch Guß- und Schmiedemetallurgie hergestellten Ti₄₈Al₄₈Cr₂Nb₂-Zusammenset­ zung durch Homogenisieren bei 1400°C in hohem Maße verbessert wird. Die Vergleichs-Duktilitätsmeßwerte von Tabelle VII sind in Fig. 1 aufgetragen.

Das vorstehende Beispiel zeigt die Herstellung einer Zusammen­ setzung mit einer ungewöhnlichen Kombination von Duktilität, Fe­ stigkeit und Oxidationsbeständigkeit. Außerdem erfolgt die Her­ stellung dieser Zusammensetzung durch ein mit niedrigen Kosten verbundenes Gußblock-Metallurgieverfahren, das sich von dem in Beispiel 25 angewandten, kostspieligeren Schmelzspinnverfahren unterscheidet.

Das Verfahren ist für die mit der Kombination von Chrom und Niob dotierte Zusammensetzung ungewöhnlich. Die Gehaltsbereiche von Chrom und Niob, für die das erfindungsgemäße Verfahren vor­ teilhafte Ergebnisse liefert, sind wie folgt:
Ti_52-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5.

Das Homogenisieren des Gußblocks vor der Verminderung der Dicke wird vorzugsweise bei einer Temperatur von etwa 1400°C durch­ geführt, jedoch ist bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens eine Homogenisierung bei Temperaturen, die oberhalb der Transustemperatur liegen, geeignet. Es versteht sich, daß die Transustemperatur in Abhängigkeit von dem stöchiometrischen Verhältnis von Titan und Aluminium und den bestimmten Gehalten der Zusätze Chrom und Niob variiert. Aus diesem Grund ist es zweckmäßig, zuerst die Transustemperatur einer bestimmten Zusam­ mensetzung zu ermitteln und diesen Wert bei der Durchführung der Erfindung anzuwenden.

Die Homogenisierungszeiten können umgekehrt zu der angewandten Temperatur variieren, jedoch werden kürzere Zeiten in der Grö­ ßenordnung von 1 bis 3 h bevorzugt.

Nach der Homogenisierung und der Ummantelung des Gußblocks wird die Baugruppe aus Gußblock und Umfassungsring auf 975°C er­ hitzt, bevor die Dicke durch Schmieden vermindert wird. Ein er­ folgreiches Schmieden kann auch ohne Umfassungsring und mit Pro­ ben, die auf Temperaturen zwischen etwa 900°C und der Tempera­ tur des Schmelzbeginns erhitzt worden sind, erzielt werden. Tem­ peraturen oberhalb der Temperatur des Schmelzbeginns sollten vermieden werden.

Der Schritt der Verminderung der Dicke ist nicht auf eine Ver­ minderung auf die Hälfte der ursprünglichen Dicke beschränkt. Verminderungen von etwa 10% und mehr liefern bei der Durchfüh­ rung der Erfindung brauchbare Ergebnisse. Eine Verminderung von mehr als 50% wird bevorzugt.

Das Glühen, das auf die Verminderung der Dicke folgt, kann über einen Bereich von Temperaturen von etwa 1250°C bis zur Transus­ temperatur und vorzugsweise von etwa 1250°C bis etwa 1350°C und über einen Bereich von Zeiten von etwa 1 h bis etwa 10 h, vorzugsweise in den kürzeren Zeitbereichen von etwa 1 bis 3 h, durchgeführt werden. Proben, die bei höheren Temperaturen ge­ glüht werden, werden vorzugsweise für kürzere Zeiten geglüht, um im wesentlichen dieselbe wirksame Glühbehandlung zu erzielen.

Nach dem Glühen kann eine Alterung durchgeführt werden. Die Al­ terung wird im allgemeinen bei einer niedrigeren Temperatur als das Glühen und für eine kürzere Zeit in der Größenordnung von einer Stunde oder einigen Stunden durchgeführt. Eine einstündi­ ge Alterung bei 1000°C ist eine typische Alterungsbehandlung. Eine Alterung ist für die Durchführung der Erfindung nützlich, aber nicht notwendig.

Claims (18)

1. Verfahren zur Behandlung einer Legierung auf TiAl-Basis, durch das der Legierung erwünschte Festigkeits- und Duktilitäts­ eigenschaften verliehen werden, dadurch gekennzeichnet, daß
eine Schmelze der Legierung auf TiAl-Basis bereitgestellt wird, die die Formel Ti_52-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5 hat,
die Schmelze unter Bildung eines Gußblocks vergossen wird,
der Gußblock 1 bis 3 h lang bei einer Temperatur zwischen 1250 °C und 1400°C homogenisiert wird,
der Gußblock bei einer Temperatur zwischen 900°C und der Tempe­ ratur des Schmelzbeginns erhitzt wird,
der Gußblock geschmiedet wird, um die Dicke des Gußblocks um we­ nigstens 10% seiner ursprünglichen Dicke zu vermindern, und
der geschmiedete Gußblock 1 bis 3 h lang bei Temperaturen zwi­ schen 1250°C und der Transustemperatur geglüht wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Formel Ti_51-43Al_46-50Cr₂Nb_1-5 ist.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Formel Ti_50-46Al_46-50Cr₂Nb₂ ist.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur zwischen 1300°C und 1400°C liegt.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur zwischen 1350°C und 1400°C liegt.

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur 1400°C beträgt.

7. Verfahren zur Behandlung einer Legierung auf TiAl-Basis, durch das der Legierung erwünschte Festigkeits- und Duktilitäts­ eigenschaften verliehen werden, dadurch gekennzeichnet, daß
eine Schmelze der Legierung auf TiAl-Basis bereitgestellt wird, die die Formel Ti_51-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5 hat,
die Schmelze unter Bildung eines Gußblocks vergossen wird,
der Gußblock 1 bis 3 h lang bei Temperaturen zwischen 1250°C und 1400°C homogenisiert wird,
der Gußblock bei einer Temperatur zwischen 900°C und der Tempe­ ratur des Schmelzbeginns erhitzt wird,
der Gußblock geschmiedet wird, um die Dicke des Gußblocks um we­ nigstens 10% seiner ursprünglichen Dicke zu vermindern,
der geschmiedete Gußblock 1 bis 3 h lang bei Temperaturen zwi­ schen 1250°C und der Transustemperatur geglüht wird und
der geglühte Gußblock etwa 2 bis 10 h lang bei Temperaturen zwi­ schen 800°C und etwa 1000°c gealtert wird.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Formel Ti_51-43Al_46-50Cr₂Nb_1-5 ist.

9. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Formel Ti_50-46Al_46-50Cr₂Nb₂ ist.

10. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur zwischen 1300°C und 1400°C liegt.

11. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur zwischen 1350°C und 1400°C liegt.

12. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur 1400°C beträgt.

13. Verfahren zur Behandlung einer Legierung auf TiAl-Basis, durch das der Legierung erwünschte Festigkeits- und Duktilitäts­ eigenschaften verliehen werden, dadurch gekennzeichnet, daß
eine Schmelze der Legierung auf TiAl-Basis bereitgestellt wird, die die Formel Ti_51-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5 hat,
die Schmelze unter Bildung eines Gußblocks vergossen wird,
der Gußblock 1 bis 3 h lang bei einer Temperatur zwischen 1250 °C und 1400°C homogenisiert wird,
der Gußblock auf 950°C bis 1300°C erhitzt wird,
der Gußblock geschmiedet wird, um die Dicke des Gußblocks um we­ nigstens 50% seiner ursprünglichen Dicke zu vermindern, und
der geschmiedete Gußblock 1 bis 3 h lang bei Temperaturen zwi­ schen 1250°C und der Transustemperatur geglüht wird.

14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Formel Ti_51-43Al_46-50Cr₂Nb_1-5 ist.

15. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Formel Ti_50-46Al_46-50Cr₂Nb₂ ist.

16. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur zwischen 1300°C und 1400°C liegt.

17. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur zwischen 1350°C und 1400°C liegt.

18. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungstemperatur 1400°C beträgt.