DE4037959A1

DE4037959A1 - Titanaluminid-legierung mit hohem niobgehalt

Info

Publication number: DE4037959A1
Application number: DE4037959A
Authority: DE
Inventors: Shyh-Chin Huang
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1989-12-04
Filing date: 1990-11-29
Publication date: 1991-06-06
Also published as: FR2655353A1; IT9022275A0; JPH03183737A; CA2025272A1; GB2238794A; IT1243408B; GB9024191D0; IT9022275A1

Description

Die vorliegende Anmeldung steht in Beziehung zu den folgenden US-Patentschriften 48 57 268, 48 42 820, 48 42 817, 48 42 819 und 48 36 983. Auf diese Patentschriften wird daher Bezug genommen.

Die vorliegende Anmeldung betrifft allgemein Legierungen von Titan und Aluminium. Mehr im besonderen bezieht sie sich auf Legierungen von Titan und Aluminium, die sowohl hinsichtlich des stöchiometrischen Verhältnisses als auch durch Zusatz von Niob modifiziert worden sind und die eine höhere Konzentration des Niobzusatzes enthalten.

Es ist bekannt, daß sich mit immer größeren Aluminiumanteilen, die zu Titan hinzugegeben werden, die Kristallform der erhaltenen Titan-Aluminium-Zusammensetzung ändert. Geringe Prozentsätze von Aluminium gehen in Titan in feste Lösung, und die Kristallform bleibt die des Alpha-Titans. Bei höheren Aluminiumkonzentrationen (die etwa 25 bis 35 Atom-% einschließen) bildet sich die intermetallische Verbindung Ti₃Al. Das Ti₃Al hat eine geordnete hexagonale Kristallform, die mit Alpha-2 bezeichnet wird. Bei noch höheren Aluminiumkonzentrationen (die den Bereich von 50 bis 60 Atom-% einschließen) bildet sich eine andere intermetallische Verbindung, TiAl, das eine geordnete tetragonale Kristallform aufweist, die mit Gamma bezeichnet wird.

Die Legierung aus Titan und Aluminium, die eine Gamma- Kristallform und ein stöchiometrisches Verhältnis von etwa 1 aufweist, ist eine intermetallische Verbindung mit einem hohen Modul, einer geringen Dichte, einer hohen thermischen Leitfähigkeit, guter Oxidationsbeständigkeit und guter Kriechbeständigkeit. Die Beziehung zwischen Modul und Temperatur für Gamma-TiAl-Verbindungen zu anderen Titanlegierungen und mit Bezug auf Nickelbasis- Superlegierungen ist in Fig. 1 dargestellt. Dieser Figur läßt sich entnehmen, daß das Gamma-TiAl den besten Modul der Titanlegierungen aufweist. Es ist aber nicht nur der Modul des Gamma-TiAl bei einer entsprechenden Temperatur höher, sondern es ist auch die Abnahmerate des Moduls mit steigender Temperatur für Gamma-TiAl geringer als für die anderen Titanlegierungen. Darüber hinaus behält das Gamma- TiAl einen brauchbaren Modul bei Temperaturen, die über denen liegen, bei denen die anderen Titanlegierungen unbrauchbar werden. Legierungen auf der Grundlage der intermetallischen Gamma-TiAl-Verbindung sind attraktive Materialien geringen Gewichtes für Anwendungen, bei denen ein hoher Modul bei ho hen Temperaturen sowie ein guter Umgebungsschutz erforderlich sind.

Eine der Eigenschaften von Gamma-TiAl, die seine tatsächli che Anwendung für solche Zwecke begrenzt, ist eine Sprödig keit, die bei Raumtemperatur auftritt. Auch bedarf die Festigkeit der intermetallischen Verbindung bei Raumtempera tur einer Verbesserung, bevor die intermetallische Gamma-TiAl- Verbindung in strukturellen Anwendungen eingesetzt werden kann. Verbesserungen der intermetallischen Gamma-TiAl-Verbin dung hinsichtlich der Duktilität und/oder Festigkeit bei Raum temperatur sind sehr erwünscht, um den Einsatz der Zusammen setzungen bei den höheren Temperaturen zu gestatten, für die sie geeignet sind.

Bei dem potentiellen Nutzen des Gebrauches mit Bezug auf ge ringes Gewicht und hohe Temperaturen ist eine Kombination von Festigkeit und Duktilität bei Raumtemperatur am meisten für die Gamma-TiAl-Zusammensetzungen erwünscht. Für einige Anwendungen der Zusammensetzung wäre eine Minimalduktilität in der Größenordnung von 1% akzeptabel, doch wären höhere Duktilitäten sehr viel erwünschter. Eine Minimalfestigkeit für eine Zusammensetzung, damit diese brauchbar ist, beträgt etwa 350 N/mm² (entsprechend 50 ksi oder 350 MPa). Materia lien dieses Festigkeitsniveaus sind jedoch nur von begrenzter Einsatzfähigkeit und für einige Anwendungen sind häufig höhe re Festigkeiten bevorzugt.

Das stöchiometrische Verhältnis der TiAl-Verbindungen kann über einen weiten Bereich variieren, ohne daß sich die Kristall struktur ändert. So kann der Aluminiumgehalt von etwa 50 bis etwa 60 Atomprozent variieren. Die Eigenschaften der TiAl-Zu sammensetzungen unterliegen jedoch sehr deutlichen Änderungen als Ergebnis relativ geringer Änderungen von 1% oder mehr im stöchiometrischen Verhältnis der Bestandteile Titan und Alumi nium. Auch werden die Eigenschaften durch Zusatz relativ gerin ger Mengen ternärer Elemente in ähnlicher Weise beeinflußt.

Es gibt eine umfangreiche Literatur über die Titan-Aluminium- Zusammensetzungen, die die intermetallische Ti₃Al-Verbindung, die intermetallische TiAl-Verbindung und die intermetallische TiAl₃-Verbindung einschließen. Die US-PS 42 94 615 enthält eine detaillierte Diskussion der Titanaluminid-Legierungen ein schließlich der intermetallischen TiAl-Verbindung. So sind die Vorteile und Nachteile von TiAl mit Bezug auf Ti₃Al in Spalte 1 ab Zeile 50 in der genannten US-PS folgendermaßen dargestellt:
"Es sollte klar sein, daß das Gamma-TiAl-Legierungs system potentiell leichter ist, da es mehr Aluminium enthält. Laboratoriumsuntersuchungen, die in den fünfziger Jahren ausgeführt wurden, deuteten darauf hin, daß Titanaluminid-Legierungen eine potentielle Einsetzbarkeit bei hoher Temperatur bis zu etwa 1000°C haben. Die spätere praktische Erfahrung mit solchen Legierungen war jedoch, daß sie zwar die erforderliche Hochtemperatur-Festig keit aufwiesen, jedoch wenig oder keine Dukti lität bei Raum- und mäßigen Temperaturen, d. h. von 20 bis 550°C. Materialien, die zu spröde sind, können nicht leicht hergestellt werden, noch widerstehen sie einer zwar seltenen aber un vermeidlichen geringen Beschädigung beim Einsatz ohne Rißbildung und nachfolgendem Versagen. Sie sind als Baumaterialien zum Ersatz anderer Grund legierungen nicht brauchbar."

Es ist bekannt, daß das TiAl-Legierungssystem sich von Ti₃Al (sowie von in fester Lösung vorliegenden Titanlegierungen) be trächtlich unterscheidet, obwohl sowohl TiAl als auch Ti₃Al im Grunde geordnete intermetallische Titan-Aluminium-Verbindungen sind. Wie in der US-PS 42 94 615 unten in Spalte 1 ausgeführt:
"Der Fachmann erkennt, daß es einen beträchtlichen Unterschied zwischen den beiden geordneten Phasen gibt. Das Legierungs- und Umwandlungsverhalten von Ti₃Al ähnelt dem des Titans, da die hexagonalen Kristallstrukturen sehr ähnlich sind. Die Verbindung TiAl hat jedoch eine tetragonale Atomanordnung und somit ziemlich andere Legierungseigenschaften. Ein solcher Unterschied wird in der früheren Literatur häufig nicht erkannt."

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

Es ist jedoch darauf hinzuweisen, daß in der US-PS 42 94 615 viele Legierungen in Tabelle II aufgeführt sind. Doch sollte die Tatsache, daß eine Zusammensetzung aufgeführt ist, nicht als ein Anzeichen verstanden werden, daß eine solche aufgeführte Legierung eine gute Legierung sei. Für die meisten aufgeführten Legierungen gibt es keinerlei Anzeichen für irgendwelche Eigenschaften. So ist in Tabelle II die Legierung 1T2A-119 als Ti-45Al-1,0Hf (in Atom-%) aufgeführt. Diese Legierung entspricht der Legierung 32 der Tabelle II der vorliegenden Anmeldung. Die in Tabelle II der vorliegenden Anmeldung auf geführte Zusammensetzung ist Ti₅₄Al₄₅Hf₁, so daß es genau die gleiche Zusammensetzung in Atom-% ergibt, wie in der Tabelle II der genannten US-PS. Wie sich der vorliegenden Tabelle II entnehmen läßt, ist jedoch eine Titanlegierung mit 45% Aluminium und 1,0% Hafnium eine sehr schlechte Legierung mit einer sehr geringen Duktilität und dementsprechend keinen wertvollen Eigenschaften und nicht brauchbar als Titanbasis legierung. Die in Tabelle II der genannten US-PS aufgeführte Legierung Ti-45Al-5,0Nb läßt auch keinerlei Eigenschaften oder irgendeinen Hinweis erkennen, daß diese Legierung irgend einen Nutzen oder Wert hat.

Eine Anzahl technischer Veröffentlichungen, die sich mit Titan- Aluminium-Verbindungen sowie den Charakteristika dieser Ver bindungen befassen, sind die folgenden:
1. E.S. Bumps, H.D. Kessler und M. Hansen "Titanium-Aluminium- System", Journal of Metals, TRANSACTIONS AIME, Band 194, 609-614 (Juni 1952);
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, TRANSACTION AIME, Band 197, 267-272 (Februar 1953).

Drei weitere Artikel enthalten nur begrenzte Information über das mechanische Verhalten von TiAl-Basislegierungen, die durch Niob modifiziert sind. Diese drei Artikel sind die fol genden:
3. Joseph B. McAndrew und H.D. Kessler "Ti-36 Pct Al as a Base for High Temperature Alloys", Journal of Metals, TRANSACTIONS AIME, Band 206, 1348-1353 (Oktober 1956);
4. S.M.L. Sastry und H.A. Lipsitt, "Plastic Deformation of TiAl and Ti₃Al", Titanium 80 (veröffentlicht durch die American Society for Metals, Warrendale, Pennsylvania), Band 2, 1231 (1980);
5. S.M.L. Sastry und H.A. Lipsitt, "Fatigue Deformation of TiAl Base Alloys", Metallurgical Transactions, Band 8A, 299-308 (Februar 1977).

Der erste Artikel oben enthält die Feststellung, daß "ein Pro bekörper aus Ti-35% Al-5% Nb eine Zugfestigkeit bei Raum temperatur von 436,5 N/mm² (entsprechend 62 360 psi) hatte und daß ein Probekörper aus Ti-35% Al-7% Nb im Gewinde bei etwa 530,6 N/mm² (entsprechend 75 800 psi) versagte." Die bei den im vorzitierten Satz genannten Legierungen sind hinsicht lich ihrer Zusammensetzung in Gewichts-% angegeben, so daß die etwaigen Zusammensetzungen in Atom-% Ti₄₈Al₅₀Nb₂ sowie Ti₄₇Al₅₀Nb₃ betragen. Es ist bekannt, daß das Versagen eines Probekörpers im Gewinde ein starkes Anzeichen für die Sprö digkeit des Probekörpers ist. Es wird in diesem Aufsatz weiter darauf hingewiesen, daß die niobhaltige Zusammensetzung gut für Oxidations- und Kriechbeständigkeit ist.

Der zweite Aufsatz enthält eine Schlußfolgerung hinsichtlich des Einflusses von Niobzusätzen auf TiAl, gibt jedoch keine spezifischen Daten an, um diese Schlußfolgerung zu stützen. Die Schlußfolgerung besagt, daß: "der Haupteinfluß der Niob zusätze auf TiAl in einer Verminderung der Temperatur besteht, bei der Zwillingsbildung ein wichtiger Deformationsmodus wird und somit in einem Vermindern der Übergangstemperatur vom Duktilen zum Spröden bei TiAl." In diesem Artikel gibt es kein Anzeichen dahingehend, ob die Übergangstemperatur von TiAl hinsichtlich duktil nach spröde auf unterhalb Raumtemperatur vermindert wurde. Die einzige niobhaltige Titan-Aluminium-Le gierung, die ohne irgendeine Bezugnahme auf Eigenschaften oder andere beschreibende Daten erwähnt wurde, ist in Gewichts- % als Ti-36Al-4Nb angegeben. Dies entspricht in Atom-% Ti_47,5Al₅₁Nb_1,5 und damit einer Zusammensetzung, die sich von denen der vorliegenden Anmeldung deutlich unterscheidet, wie im folgenden noch deutlicher wird.

Die in dem fünften obengenannten Artikel beschriebene Zusam mensetzung, die 36,2 Gewichts-% Aluminium und 4,65 Gewichts-% Niob in einer Titanbasis-Legierung enthält, hat, umgerechnet in Atom-%, eine Zusammensetzung von Ti-51Al-2Nb. Diese Zusam mensetzung wurde untersucht, wie im letzten Satz der Seite 301 und im ersten Abschnitt der Seite 302 ausgeführt ist. Nach der genannten Textstelle zogen die Autoren den Schluß, daß:
"Es wurde nun festgestellt, daß die Zugabe von Niob zur TiAl-Basiszusammensetzung die Duktili tät der Basiszusammensetzung bei geringer Tempe ratur verbessert . . . Die Zugabe von Niob ändert die Ermüdungseigenschaften der Basiszusammenset zung nicht merklich, wie der Fig. 5 entnommen werden kann."

Fig. 5 zeigt recht deutlich, daß es keine merkliche Änderung der Ermüdungseigenschaften gibt. Dem Artikel läßt sich keine Andeutung dahingehend entnehmen, daß die Duktilität bei Raum temperatur durch Niobzusätze verbessert wird.

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zum Bilden einer intermetallischen Titan-Aluminium-Verbindung mit verbesserter Duktilität und damit in Beziehung stehenden Eigenschaften bei Raumtemperatur zu schaffen. Weiter sollen die Eigenschaften von intermetallischen Titan-Aluminium-Ver bindungen bei geringen und mittleren Temperaturen verbessert werden.

Eine weitere Aufgabe ist die Schaffung einer Titan-Aluminium- Legierung mit verbesserten Eigenschaften und verbesserter Ver arbeitbarkeit bei geringen und mittleren Temperaturen.

In einem seiner weiteren Aspekte werden die Aufgaben gelöst durch Schaffung einer nichtstöchiometrischen TiAl-Basislegie rung und Zugabe relativ hoher Niobkonzentrationen zu der nichtstöchiometrischen Zusammensetzung. Der Zugabe folgt eine Verarbeitung des Barrens bzw. Blockes aus der niobhaltigen nichtstöchiometrischen intermetallischen TiAl-Verbindung. Es wird die Zugabe von Niob in der Größenordnung von etwa 6 bis 14 Teilen auf 100 vorgesehen und Zugaben in Größenordnung von 8 bis 12 Teilen sind bevorzugt.

In der Zeichnung zeigen:

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 0,454 kg und der Querkopf-Verschiebung bzw. -Versetzung in 0,025 mm für TiAl-Zusammensetzungen unterschiedlicher Stöchiometrie, die durch 4-Punkt- Biegen getestet wurden,

Fig. 3 eine graphische Darstellung, die Legierungseigenschaf ten auf einer Vergleichsbasis darstellt und

Fig. 4 eine graphische Darstellung, bei der die Gewichtszu nahme in mg/cm² gegen die dynamische Expositionszeit in Stunden aufgetragen ist.

Mit Ausnahme der Sprödigkeit und der Verarbeitungsschwierig keiten würde die intermetallische Gamma-TiAl-Verbindung viele Anwendungen in der Industrie haben, da sie leicht ist, bei hohen Temperaturen eine hohe Festigkeit hat und relativ billig ist. Dieser Grundnachteil hat das Material für viele Jahre von der Anwendung ausgeschlossen.

Der Erfinder der vorliegenden Anmeldung hat festgestellt, daß die Gamma-TiAl-Verbindung durch die Zugabe einer geringen Niobmenge beträchtlich duktiler gemacht werden kann.

Weiter hat der Erfinder der vorliegenden Anmeldung festge stellt, daß eine durch Chromzusatz duktiler gemachte Zusam mensetzung hinsichtlich ihrer Oxidationsbeständigkeit merk lich verbessert werden kann, ohne daß Duktilität oder Festig keit beeinträchtigt werden, indem man zusätzlich zum Chrom Niob hinzugibt. Letzteres ist Gegenstand der anhängigen deutschen Patentanmeldung P 39 17 793.9.

In der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß be trächtliche weitere Verbesserungen hinsichtlich der Duktili tät durch alleinige Zugaben höherer Niobkonzentrationen im Bereich von 8 bis 13 Atom-% erzielt werden können, wobei diese Zugabe mit einer Barrenverarbeitung gekoppelt ist, wie im folgenden näher erläutert wird.

Um die Verbesserungen in den Eigenschaften von TiAl besser zu verstehen, wird eine Anzahl von Beispielen gegeben und erläu tert, bevor die Beispiele folgen, die sich mit der vorliegen den Erfindung befassen.

Beispiele 1-3:

Es wurden drei einzelne Schmelzen zubereitet, die Titan und Aluminium in verschiedenen stöchiometrischen Verhältnissen enthielten, die sich der von TiAl annäherten. Die Zusammen setzungen, Glühtemperaturen und Testergebnisse dieser Zusam mensetzungen sind in der unten folgenden Tabelle I aufgeführt.

Für jedes Beispiel wurde die Legierung zuerst durch Licht bogenschmelzen zu einem Barren geformt. Der Barren wurde durch Schmelzspinnen in einem Argon-Partialdruck zu einem Band ver arbeitet. Bei beiden Schmelzstufen wurde ein wassergekühlter Kupferherd als Behälter für die Schmelze benutzt, um uner wünschte Reaktionen zwischen Schmelze und Behälter zu vermei den. Es wurde auch sorgfältig vermieden, das heiße Metall mit Sauerstoff in Berührung kommen zu lassen, weil Titan eine starke Affinität für Sauerstoff hat.

Das rasch verfestigte Band wurde in einen Stahlbehälter ge packt, der evakuiert und dann abgedichtet wurde. Der Behälter wurde heiß isostatisch bei 950°C für 3 Stunden unter einem Druck von 2100 bar gepreßt. Der Behälter zum heiß isostati schen Fressen wurde dann maschinell von dem verfestigten Band stopfen entfernt. Die erhaltene Probe war ein Stopfen mit einem Durchmesser von etwa 2,5 cm und einer Länge von etwa 7,5 cm.

Der Stopfen wurde axial in eine Mittelöffnung eines Knüppels eingebracht und dort abgedichtet. Man erhitzte den Knüppel auf 975°C und extrudierte ihn mit einem Reduktionsverhältnis von etwa 7 zu 1. Der stranggepreßte Stopfen wurde aus dem Knüppel herausgenommen und wärmebehandelt.

Die extrudierten Proben wurden dann für 2 Stunden bei Tempe raturen geglüht, die in Tabelle I angegeben sind. Dem Glühen folgte ein Altern für 2 Stunden bei 1000°C. Die Proben wurden maschinell auf Abmessungen von 1,5×3×25,4 mm bearbeitet zum Einsatz beim 4-Punkt-Biegetest bei Raumtemperatur. Die Biegetests wurden in einer 4-Punkt-Biegehalterung ausgeführt, die eine innere Einspannlänge von 10 mm und eine äußere Ein spannlänge von 20 mm hatte. Die Last/Querkopf-Verschiebungs kurven wurden aufgezeichnet. Auf der Grundlage der aufgezeich neten Kurven wurden die folgenden Eigenschaften definiert:

1) Die Streckgrenze ist die Fließspannung bei einer Quer kopf-Verschiebung bzw. -Versetzung von 0,025 mm. Dieses Ausmaß der Querkopf-Verschiebung wird als erstes Anzei chen einer plastischen Deformation angesehen sowie als Übergang von der elastischen zur plastischen Deformation. Die Messung von Streckgrenze und/oder Bruchfestigkeit durch übliche Kompressions- oder Zugverfahren gibt im all gemeinen Werte, die geringer sind, als die durch 4-Punkt- Biegen erhaltenen Werte, wie es hier ausgeführt wurde, um die angegebenen Ergebnisse zu erhalten. Man sollte sich die höheren Werte der Meßergebnisse des 4-Punkt-Biegens merken, wenn man diese Werte mit Werten vergleicht, die durch die üblichen Kompressions- oder Zugverfahren erhal ten werden. Der Vergleich der Meßergebnisse in vielen der Beispiele erfolgte jedoch zwischen den Testergebnissen von 4-Punkt-Biegetests, und für alle Proben, die mit dieser Technik untersucht wurden, sind solche Vergleiche gültig bei der Feststellung von Unterschieden hinsichtlich der Festigkeitseigenschaften, die sich aus Zusammensetzungs änderungen oder Änderungen bei der Verarbeitung der Zu sammensetzung ergeben.
2) Die Bruchfestigkeit ist die zum Bruch führende Spannung.
3) Die Dehnung der äußeren Faser hat die Quantität von 9,71 hd, worin "h" die Dicke der Probe in Zoll und "d" die Kreuzkopf-Verschiebung beim Bruch in Zoll ist. Metal lurgisch repräsentiert der errechnete Wert das Ausmaß an plastischer Deformation, das an der äußeren Oberfläche der gebogenen Probe zum Zeitpunkt des Bruches auftritt.

Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle I aufgeführt. Die Tabelle I enthält Daten hinsichtlich der Eigenschaften von Proben, die bei 1300°C gekühlt wurden und weitere Daten von diesen Proben sind insbesondere in Fig. 2 angegeben.

Tabelle I

Aus den Daten dieser Tabelle ergibt sich, daß die Legierung Nr. 12 für Beispiel 2 die beste Kombination der Eigenschaften aufwies. Dies bestätigt, daß die Eigenschaften der TiAl-Zu sammensetzungen sehr empfindlich auf die Ti/Al-Atomverhält nisse und die angewandte Wärmebehandlung sind. Legierung 12 wurde als die Grundlegierung für die weiteren Eigenschafts verbesserungen ausgewählt, die auf weiteren Untersuchungen beruhten, die wie im folgenden beschrieben, ausgeführt wurden.

Es ergibt sich auch, daß das Glühen bei Temperaturen zwischen 1250 und 1350°C zu Probekörpern wird, die erwünschte Werte der Streckgrenze, Bruchfestigkeit und Außenfaserdehnung haben. Das Glühen bei 1400°C bei einem Probekörper führt jedoch zu einer merklich geringeren Streckgrenze (um etwa 20% geringer), einer geringeren Bruchfestigkeit (um etwa 30% geringer) und einer geringeren Duktilität (etwa 78% geringer) als mit einem Probekörper gemessen, der bei 1350°C geglüht worden war. Der scharfe Abfall in den Eigenschaften ist einer außerordentlich starken Veränderung im Gefüge zuzuschreiben, die ihrerseits einer starken Beta-Umwandlung bei Temperaturen merklich ober halb von 1350°C zuzuschreiben ist.

Beispiele 4-13:

Es wurden 10 weitere einzelne Schmelzen zubereitet, die Titan und Aluminium in angegebenen Atomverhältnissen sowie Zusätze in relativ geringen Atomprozenten enthielten.

Jede der Proben wurde wie oben bei den Beispielen 1-3 be schrieben zubereitet.

Die Zusammensetzungen, Glühtemperaturen und Testergebnisse von an diesen Schmelzen ausgeführten Tests sind in der folgen den Tabelle II im Vergleich zu Legierung 12 als der Grundle gierung für diesen Vergleich angegeben.

Tabelle II

Für die Beispiele 4 und 5, die bei 1200°C wärmebehandelt waren, konnte die Streckgrenze nicht gemessen werden, da die Duktilität im wesentlichen null war. Für die Probe des Bei spiels 5, die bei 1300°C geglüht worden war, nahm die Dukti lität zwar zu, doch war sie noch immer unerwünscht gering.

Für Beispiel 6 galt das gleiche für die bei 1250°C geglühte Probe. Die Proben des Beispiels 6, die bei 1300 und 1350°C geglüht waren, hatten zwar eine merkliche Duktilität, doch war die Streckgrenze gering.

Keine der Testproben der anderen Beispiele hatte irgendeinen merklichen Duktilitätswert.

Den in Tabelle II aufgeführten Ergebnissen läßt sich entnehmen, daß die Parameter, die beim Zubereiten von Zusammensetzungen zum Testen inbegriffen sind, recht komplex sind und miteinander in Beziehung stehen. Ein Parameter ist das Atomverhältnis von Titan zu Aluminium. Den in Fig. 4 aufgetragenen Daten läßt sich ent nehmen, daß das stöchiometrische oder nichtstöchiometrische Verhältnis einen starken Einfluß auf die Testeigenschaften hat, die bei verschiedenen Zusammensetzungen gemessen wurden.

Ein anderer Parameter ist der zur Zugabe zur TiAl-Grundzusam mensetzung ausgewählte Zusatz. Ein erster Parameter in diesem Satz von Parametern betrifft die Frage, ob ein bestimmter Zu satz als Substituent für Titan oder für Aluminium wirkt. Ein spezifisches Metall kann in jeder Weise wirken, und es gibt keine einfache Regel, wonach bestimmt werden kann, welche Rolle ein Zusatz spielen wird. Die Bedeutung dieses Parameters wird augenscheinlich, wenn man die Zugabe eines gewissen Atomprozentsatzes des Zusatzes X betrachtet.

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

Wirkt der Zusatz X dagegen als Aluminiumsubstituent, dann weist die erhaltene Zusammensetzung eine effektive Aluminium konzentration von 52 und eine effektive Titankonzentration von 48 Atomprozent auf.

Die Art der Substitution, die stattfindet, ist daher sehr wichtig, aber auch sehr unvorhersehbar.

Ein anderer Parameter dieses Satzes ist die Konzentration des Zusatzes.

Ein anderer Parameter, der sich aus der Tabelle II ergibt, ist die Glühtemperatur. Die Glühtemperatur, die die besten Festig keitseigenschaften für einen Zusatz ergibt, kann für einen anderen Zusatz anders sein. Dies erkennt man durch Vergleich der Ergebnisse in Beispiel 6 mit denen in Beispiel 7.

Darüber hinaus kann es einen Kombinationseffekt aus Konzentra tion und Glühtemperatur für den Zusatz ergeben, so daß die optimale Eigenschaftsverbesserung, wenn eine solche Verbesse rung festgestellt wird, bei einer bestimmten Kombination aus Zusatzkonzentration und Glühtemperatur auftreten kann, so daß höhere und geringere Konzentrationen und/oder Glühtemperaturen weniger wirksam sind bei der Schaffung einer erwünschten Eigen schaftsverbesserung.

Der Inhalt der Tabelle II macht deutlich, daß die durch Zugabe eines dritten Elementes zu einer nichtstöchiometrischen TiAl-Zusammensetzung erhältlichen Ergebnisse sehr unvorherseh bar sind und daß die meisten Testergebnisse im Hinblick auf Duktilität oder Festigkeit oder beide Eigenschaften nicht er folgreich waren.

Beispiele 14-24:

Es wurden elf weitere Proben zubereitet, wie oben im Zusam menhang mit den Beispielen 1-3 beschrieben, und diese Beispie le wiesen Titanaluminid-Zusammensetzungen auf, die in der folgenden Tabelle III aufgeführt sind. Zusätzlich zu den untersuchten Zusammensetzungen enthält die Tabelle III auch die Biegetestergebnisse all dieser Legierungen, die sowohl in Standard- als auch modifizierter Form unter den verschie denen Wärmebehandlungsbedingungen, die für relevant erachtet wurden, untersucht wurden.

Tabelle III

Vier-Punkt-Biegeeigenschaften von niobmodifizierten TiAl-Legierungen

Der Tabelle III läßt sich entnehmen, daß die Legierungen 12, 78, 55, 92, 67, 123 bzw. 137 als Zusatz zur Grundzusammenset zung Ti₅₂Al₄₈ 0, 2, 4, 6, 8, 12 bzw. 16 Atom-% Niob enthiel ten. Den in Tabelle III aufgeführten Daten läßt sich entnehmen, daß die rasche Erstarrung der aufgeführten Zusammensetzung die Duktilität bei Raumtemperatur nicht verbessert.

Werden die Ergebnisse verglichen, die auf der gleichen Wärme behandlung (1300°C) beruhen, der jede Probe unterworfen wurde, dann kann man für die Streckgrenze, die gemessen werden konn te, aus den Ergebnissen der Tabelle III den Schluß ziehen, daß zunehmend größere Konzentrationen des hinzugegebenen Niobs zu einer fortschreitenden Zunahme der Streckgrenze führten, aber auch zu einer fortschreitenden Abnahme der Duktilität. Diese Feststellung stimmt mit der von McAndrew im obigen Artikel 3 überein, steht jedoch im Widerspruch zu den Ausführungen von Sastry in den obigen Artikeln 4 und 5.

Der Tabelle III ist auch zu entnehmen, daß bei Zugabe des Zu satzes in einer Menge von 8 bzw. 12 Atom-% (vergleiche Legie rungen 67 und 123) eine bessere Kombination aus Festigkeit und Duktilität erhalten werden kann, wenn die Proben bei 1350°C wärmebehandelt wurden, doch ist die Duktilität noch immer un terhalb von 1%.

Für Proben mit geringeren Niobkonzentrationen, wie den Proben 78 und 55, wurde festgestellt, daß diesen durch eine solche Wärmebehandlung keine Eigenschaftsverbesserungen verliehen wer den konnten.

Vergleicht man die Testergebnisse für die Legierungen 55, 66, 40 und 119 in Tabelle III für die Proben mit 4 Atom-% Niobzu satz, aber verschiedenen stöchiometrischen Verhältnissen von Titan und Aluminium, dann stellt man fest, daß die Aluminium konzentration etwas vermindert werden kann, um deutliche Zu nahmen bei der Duktilität zu erhalten, ohne daß die attraktive Festigkeit beeinträchtigt wird. Die Aluminiumkonzentration kann jedoch nicht auf unter 46% vermindert werden, ohne daß die Duktilität im wesentlichen verschwindet. Selbst bei ei nem Aluminiumgehalt von 46% oder darüber beträgt die Duktili tät nur 1% oder darunter.

Betrachtet man die Daten der Tabelle III, dann wird deutlich, daß es eine optimale Konzentration für den Niobzusatz zwischen 4 und 12 Atom-% gibt, wenn geeignete Anpassungen hinsicht lich der Aluminiumkonzentration und der Glühtemperatur gemäß der sich aus der Tabelle III ergebenden Lehre vorgenommen wer den.

All die vorgenannten Testproben wurden durch rasche Verfesti gung zubereitet. Das Testen aller Testproben in den vorgenann ten Tabellen wurde mittels Vier-Punkt-Biegen ausgeführt.

Zugtest gegenüber Vier-Punkt-Biegetest.

Wie oben ausgeführt, wurden alle vorgenannten Beispiele durch rasches Erstarren zubereitet und das Testen erfolgte durch Vier-Punkt-Biegetests. Alle in den obigen Tabellen aufgeführten Daten wurden so gewonnen.

Die Ergebnisse einer solchen Zubereitung und eines solchen Testens, wie in den Beispielen 20 bis 22 aufgeführt, bestehen darin, daß Material mit 8 bis 12 Atom-% Niob im Titanaluminid größtenteils eine sehr begrenzte Duktilität hat mit der einen Ausnahme des Ti₄₄Al₄₈Nb₈, das bei 1350°C geglüht wurde.

Es wurde festgestellt, daß Zusammensetzungen mit größeren Niobzusätzen von 8 bis 12 oder mehr Atom-% eine sehr bedeut same Duktilität haben können, wenn das Verarbeiten durch kon ventionelle Barren-Metallurgietechniken erfolgt und die Eigen schaften mittels konventionellem Zugtest ermittelt werden, statt daß man die Proben durch rasche Erstarrung gewinnt und Vier-Punkt-Biegetests ausführt, wie in den Beispielen 20-24 aufgeführt.

Der hauptsächlich unterscheidende Verarbeitungsschritt be steht darin, daß die Barren-Metallurgietechnik ein Schmelzen der Bestandteile und ihr Verfestigen zu einem Barren ein schloß. Das Verfahren mit der raschen Verfestigung schließt demgegenüber die Bildung eines Bandes durch Schmelzspinnen, gefolgt von einer Verdichtung des Bandes zu einer vollstän dig dichten kohärenten Metallprobe ein.

Bevor man zum Barrenverarbeiten kommt, ist jedoch ein Hinweis zweckmäßig. Dieser Hinweis betrifft die unterschiedlichen Meßmethoden, die üblicherweise beim Testen von barrenverar beiteten Proben benutzt werden.

Die barrenverarbeiteten Proben werden üblicherweise mit kon ventionellen Zugtests untersucht, wozu man Stäbe für die Zug untersuchung benutzt, die speziell für diesen Zweck zuberei tet wurden.

Um einen vernünftigen Vergleich zwischen den Eigenschaften von Legierungen, die durch rasche Erstarrung zubereitet wur den , und Legierungen, die nach dem konventionellen Barrenver arbeiten zubereitet wurden, anstellen zu können, wurde eine Reihe von Tests zur Bestimmung von Eigenschaften von rasch erstarrten Legierungen ausgeführt, wozu man das übliche Zug stabtesten anwandte.

Beispiel 25:

Zugstabtesten von rasch verfestigten Proben.

Für diesen Zweck wurde eine Reihe konventioneller Stifte aus den Legierungsproben hergestellt, die man durch rasche Er starrung erhalten hatte, von denen die meisten in der obigen Tabelle III aufgeführt sind. Zusätzlich wurde eine Gamma- TiAl-Legierung mit Niobzusatz durch das oben beschriebene rasche Erstarren zubereitet. Diese Legierung ist als Legie rung 132 bezeichnet, und sie enthielt 6 Atom-% des Niob zusatzes. Ein Satz von Stiften wurde aus jeder der in der folgenden Tabelle IV aufgeführten Testlegierungen herge stellt einschließlich eines Satzes von Stiften aus der Le gierung 132.

Die verschiedenen Stifte wurden separat bei den in der fol genden Tabelle IV aufgeführten unterschiedlichen Temperatu ren geglüht. Nach den einzelnen Glühungen alterte man die Stifte für 2 Stunden bei 1000°C. Nach Glühen und Alterung bearbeitete man jeden Stift maschinell zu einem konventio nellen Zugstab und führte daran die üblichen Zugtests aus. Die Ergebnisse dieser Zugtests sind ebenfalls in der folgen den Tabelle IV aufgeführt.

Tabelle IV

Konventionelles Zugstab-Testen zur Bestimmung der Zugeigenschaften bei Raumtemperatur von rasch verfestigten Gamma-Legierungen.

Wie sich den in der Tabelle IV aufgeführten Ergebnissen ent nehmen läßt, wurden auch Untersuchungen hinsichtlich der Oxi dationsbeständigkeit ausgeführt.

Wird ein Vergleich zwischen den in Tabelle IV aufgeführten Legierungen, die unterschiedliche Prozentsätze an Niobzusatz enthielten und der Gamma-TiAl-Grundlegierung vorgenommen, die kein Niob enthielt (Legierung 12), dann wird deutlich, daß es im wesentlichen keine Gesamtverbesserung hinsichtlich der Duk tulität gibt. Es gibt einige Legierungen, die eine deutliche Festigkeitsverbesserung aufweisen, doch ist im allgemeinen die Duktilität recht gering, wo die Festigkeit deutlich höher ist. So ist z. B. für die Legierung 119 die Festigkeit recht hoch (868 und 840 N/mm²), doch ist die entsprechende Duktili tät recht gering (0,1).

Die Ergebnisse der Tabelle IV zeigen eine Gesamtverbesserung hinsichtlich der Oxidationsbeständigkeit.

Beispiel 26A:

Barrenmetallurgie und Zugstabtesten.

Es wurde ein zweiter Satz von Legierungszusammensetzungen, die in den obigen Tabellen aufgeführt sind, durch konventionelle Barrenmetallurgie statt durch rasches Erstarren zubereitet, welch letzteres für die ersten Sätze von Legierungszusammen setzungen benutzt wurden, die in den früheren Beispielen be schrieben wurden. Ist die Legierungszusammensetzung der barrenverarbeiteten Legierung die gleiche wie die einer Legie rung eines früheren Beispiels, dann wird die gleiche Beispiel nummer wiederholt, doch weist man durch Zusatz eines "A" zur Beispielzahl auf das ausgeführte Barrenverarbeiten hin. Eine als Legierung 26A bezeichnete weitere Legierung wurde also durch Barrenverarbeitung zubereitet.

Die Eigenschaften der so hergestellten Legierungen wurden unter sucht und die entsprechenden Ergebnisse in der folgenden Tabel le V aufgeführt.

Beispiel 2A entspricht hinsichtlich der Zusammensetzung der einge setzten Legierung dem Beispiel 2 oben. Die Legierung 12A des Bei spiels 2A wurde jedoch statt durch rasche Erstarrung wie bei der Legierung 12 des Beispiels 2 durch Barren- Metallurgie zubereitet. Die Zug- und Dehnungseigenschaften wurden statt nach dem Vier-Punkt- Biegetest, der für die Legierung 12 des Beispiels 2 benutzt wurde, nach dem Verfahren mit dem Zugstab bestimmt. Die anderen in Tabelle V aufgeführten Legierungen wurden ebenfalls nach der kon ventionellen Barren-Metallurgie zubereitet. Alle Zugdaten in Tabelle V wurden durch konventionelles Zugstab-Testen erhalten.

Das Barren-Verarbeitungsverfahren, das im Rahmen der vorlie genden Anmeldung auch als Gießen und Schmieden bezeichnet wird, war für jede der zubereiteten Legierungsproben im wesentlichen gleich und umfaßte folgendes:
Beim Schmelzen des Barrens bereitete man ein Hockeypuck förmiges Teil mit einem Durchmesser von etwa 5 cm und einer Dicke von etwa 1,3 cm. Nach dem Schmelzen und Erstarren des Hockeypuck-förmigen Barrens wurde dieser in einem Stahlring eingeschlossen, der eine Wanddicke von etwa 1,3 cm und eine vertikale Dicke aufwies, die genau der des Hockeypuck-förmi gen Barrens entsprach. Vor dem Einschließen in dem Haltering wurde der Hockeypuck-förmige Barren durch zweistündiges Er hitzen auf 1250 bis 1400°C homogenisiert. Die Einheit aus Hockeypuck und Haltering wurde auf eine Temperatur von etwa 975°C erhitzt. Erhitzte Probe und Haltering wurden zu einer Dicke von etwa der Hälfte der ursprünglichen Dicke geschmie det.

Nach dem Abkühlen des geschmiedeten Barrens wurde eine Anzahl von Stiften maschinell aus dem Barren gearbeitet, um damit verschiedene Wärmebehandlungen auszuführen. Die verschiede nen Stifte wurde separat bei den verschiedenen in Tabelle V aufgeführten Temperaturen geglüht. Nach den einzelnen Glühun gen alterte man die Stifte für etwa 2 Stunden bei 1000°C. Nach dem Glühen und Altern wurde jeder Stift zu einem konven tionellen Zugstab verarbeitet und es wurden die üblichen Zug tests daran ausgeführt. Die Ergebnisse der Zugtests sind in der vorstehenden Tabelle V aufgeführt.

Wie sich der Tabelle entnehmen läßt, wurden die vier Proben der Legierung 67A einzeln bei den vier verschiedenen Tempera turen, nämlich 1300, 1325, 1350 und 1375°C geglüht. Die Streckgrenze dieser Proben ist gegenüber der der Grundlegie rung 12A deutlich verbessert. So hatte z. B. die bei 1300°C geglühte Probe eine Zunahme von etwa 37% bei der Streckgrenze gegenüber der Legierung 12A, die bei der gleichen Temperatur geglüht worden war. Andere Zunahmen liegen in der gleichen Größenordnung. Diese Festigkeitszunahme wurde mit einer Ver minderung bei der Duktilität realisiert, doch ist die Duktili tät der Probe der Legierung 67A, die bei 1300°C geglüht wur de, merklich gegenüber einer ähnlichen Probe für Beispiel 21 der Tabelle III verbessert. Die anderenwärmebehandelten Proben zeigen vergleichbare Festigkeitszunahmen bei mäßiger Verminde rung der Duktilität gegenüber der Grundlegierung 12A und in einigen Fällen mit einem mäßigen Gewinn in der Duktilität. Die Kombination aus verbesserter Festigkeit mit mäßig verminderter Duktilität oder sogar mäßig verbesserter Duktilität machen die se γ-Titan-Aluminid-Zusammensetzungen einzigartig.

Betrachtet man die in Tabelle V aufgeführten Testergebnisse im Vergleich mit den in Tabelle IV aufgeführten Ergebnissen, dann wird deutlich, daß die Streckgrenzen, die für die rasch erstarrten Legierungen der Tabelle IV bestimmt wurden, etwas höher liegen als die, die für die nach der Barrenverarbeitung erhaltenen Proben der Tabelle V bestimmt wurden. Auch wird deutlich, daß die plastische Dehnung der mittels Barrenmetal lurgie zubereiteten Proben eine höhere Duktilität zeigt als bei denen, die durch rasche Erstarrung zubereitet wurden. Die aufgeführten Ergebnisse liefern jedoch eine gute Vergleichs basis, da sie die Legierung 12A, die durch Barrenmetallurgie zubereitet in Tabelle V aufgeführt ist und die Legierung 12 aufweisen, die durch rasche Erstarrung bereitet, in Tabelle IV aufgeführt ist. Ein genereller Vergleich der Daten der Tabelle V mit den Daten der Tabelle IV macht jedoch deutlich, daß für die höhere Konzentration des Niobzusatzes die Zubereitung der Legierungsproben durch Barrenmetallurgie und das Testen der Proben durch konventionelles Zugabtesten zeigen, daß die höhere Niobgehalteaufweisenden Legierungen sehr erwünscht für solche Anwendungen sind, die eine höhere Duktilität erfordern. Allge mein gesprochen ist es bekannt, daß das Verarbeiten durch Barrenmetallurgie viel billiger ist als das Verarbeiten durch Schmelzspinnen oder rasches Erstarren, da weder das teure Schmelzspinnen selbst noch das Verdichten erforderlich sind, das dem Schmelzspinnen folgen muß, wenn das rasche Erstarren benutzt wird.

Oxidationsbeständigkeit

Die Legierungen der vorliegenden Erfindung weisen auch eine hervorragende Oxidationsbeständigkeit auf. Die in Tabelle IV aufgeführten Ergebnisse sind die von statischen Tests. Die statischen Tests wurden ausgeführt durch Erhitzen der Legie rungsprobe für 48 h auf 982°C mit anschließendem Abkühlen und Wiegen der Probe. Die Gewichtszunahme wird durch die Oberfläche der Probe in cm² dividiert. Das Ergebnis ist in mg Gewichtszu nahme/cm² Oberfläche für jede Probe angegeben.

Die in Tabelle V angegebenen Daten wurden auf der gleichen sta tischen Grundlage ermittelt.

Eine Anzahl dynamischer Oxidationsbeständigkeitstests wurde für eine Anzahl der in Tabelle V aufgeführten Legierungen ausge führt. Die Daten dieser Tests sind in Fig. 4 aufgetragen. Hierbei ist die Gewichtszunahme in mg/cm² aufgrund der Oxida tion der Legierungsproben gegen die dynamische Exposions- bzw. Oxidationszeit bei 850°C aufgetragen. Unter dynamischer oder zyklischer Exposition gegenüber einer oxidierenden Atmosphäre bei erhöhter Temperatur wird verstanden, daß die Testprobe zyklisch einer Reihe von Erhitzungs- und Abkühlstufen unterwor fen wird und daß die Probe jedesmal nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur gewogen wird. Das Erhitzen erfolgt jedesmal auf 850°C und die Probe wird bei jedem Zyklus 50 Minuten bei 850°C gehalten. Das Abkühlen ist kein forciertes Abkühlen, sondern ein einfaches Abkühlen in einer Atmosphäre von Raum temperatur. Das Abkühlen, Wiegen und Zurückführen in den Ofen zum Testen bei der Temperatur von 850°C erfordert etwa 10 Minuten für eine mittlere Probengröße. Das Erhitzen auf die Temperatur und das Abkühlen von der Temperatur ist nicht Teil der 50minütigen Periode, während der die Probe bei der Tempera tur gehalten wird. Die in Fig. 4 aufgetragenen Daten geben das Gewicht und die Gewichtsänderung der vier getesteten Proben wieder. Aus der Fig. 4 wird deutlich, daß die Legierungen mit 8 und 12 Atom-% Niobgehalt bei weitem die besten Zusammensetzun gen vom Standpunkt der Beständigkeit gegenüber zyklischer Oxi dation waren.

Fig. 3 zeigt ähnliche Daten, jedoch auf einer anderen Grundla ge. In Fig. 3 ist die Oxidationsbeständigkeit auf der Grundlage der Zeit angegeben, die erforderlich ist, damit die Probe eine Gewichtszunahme von 0,8 mg/cm² erzielt. Für die Legierung Ti₄₄Al₄₈Nb₈ beträgt diese Zeit 500 h.

Fig. 3 gibt auch die relevanten Festigkeits- und Duktilitäts daten für die jeweiligen Legierungen wieder.

Den in den Fig. 3 und 4 aufgetragenen Daten läßt sich entneh men, daß die durch Barrenmetallurgie bearbeitete Legierung Ti_48-37Al_46-49Nb_6-14 eine neue und einzigartige Legierung ist, die ungewöhnliche und neue Eigenschaften aufweist.

Claims

1. Niobmodifizierte Titan-Aluminium-Legierung, die im wesent lichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti_48-37Al_46-49Nb_6-14,
die durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.

2. Niobmodifizierte Titan-Aluminium-Legierung, die im wesent lichen aus Titan, Aluminium und Niob im etwaigen Atomver hältnis besteht:
Ti_46-38Al₄₈Nb_6-14,
die durch Barrenmetallurgie zubereitet worden ist.

3. Niobmodifizierte Titan-Aluminium-Legierung, die im wesent lichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti_46-39Al_46-49Nb_8-12,
die durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.

4. Niobmodifizierte Titan-Aluminium-Legierung, die im wesent lichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti_44-40Al₄₈Nb_8-12,
und durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.

5. Niobmodifizierte Titan-Aluminium-Legierung, die im wesent lichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti₄₄Al₄₈Nb₈,
wobei die Legierung durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.

6. Bauteil aus einer niobmodifizierten Titan-Aluminium-Legie rung, die im wesentlichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti_48-37Al_46-49Nb_6-14,
wobei die Legierung durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.

7. Bauteil aus einer niobmodifizierten Titan-Aluminium-Legie rung, die im wesentlichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti_46-38Al₄₈Nb_6-14,
wobei die Legierung durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.

8. Bauteil aus einer niobmodifizierten Titan-Aluminium-Le gierung, die im wesentlichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti_44-39Al_46-49Nb_8-12,
worin die Legierung durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.

9. Bauteil aus einer niobmodifizierten Titan-Aluminium-Le gierung, die im wesentlichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti_44-40Al₄₈Nb_8-12,
worin die Legierung durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.

10. Bauteil aus einer niobmodifizierten Titan-Aluminium-Le gierung, die im wesentlichen aus Titan, Aluminium und Niob im folgenden etwaigen Atomverhältnis besteht:
Ti₄₄Al₄₈Nb₈,
worin die Legierung durch Barrenmetallurgie zubereitet wurde.