DE69114645T2 - Verfahren zur Herstellung von Niob und Bor enthaltendem Titanaluminid. - Google Patents

Description

• Die vorliegende Erfindung ist eng verwandt mit den am 2. Juli 1990 eingereichten US-A-5,098,653 und 5,080,860 sowie der EP-A-0 477 560.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
• Die vorliegende Erfindung bezieht sich allgemein auf das Behandeln von γ-Titanaluminid (TiAl)-Legierungen mit verbesserter Gießbarkeit im Sinne einer verbesserten Kornstruktur. Mehr im besonderen bezieht sie sich auf das thermomechanische Behandeln von niob-dotiertem TiAl, das mittels kombinierter Niob- und Bor-Zusätze und dem thermomechanischen Behandeln ein feinkörniges Gefäge und einen Satz verbesserter Eigenschaften erzielt.
• Beim Herstellen eines Gußkörpers oder eines Barrens zum thermomechanischen Behandeln ist es allgemein erwünscht, daß das zu gießende, geschmolzene Metall ein starkes Fließvermögen aufweist. Ein solches Fließvermögen gestattet das freiere Fließen des geschmolzenen Metalles in eine Form und das Einnehmen von Teilen der Form, die geringe Abmessungen haben, und auch das Eindringen in komplizierte Teile der Form, ohne vorher zu erstarren. In dieser Hinsicht ist es allgemein erwünscht, daß das flüssige Metall eine geringe Viskosität aufweist, so daß es in Teile der Form mit scharfen Ecken eintreten kann, und daß das gegossene Produkt die Gestalt der Form, in der es gegossen wurde, sehr genau wiedergibt.
• Ein anderes, erwünschtes Merkmal gegossener Strukturen ist deren feines Gefüge, d.h. eine feine Korngröße, so daß die Seigerung verschiedener Bestandteile einer Legierung minimiert wird. Dies ist wichtig zum Vermeiden des Metalischrumpfens in einer Form der Art, die zur Ausbildung von Heißrissen führt. Das Auftreten einer gewissen Schumpfung in einem Gußkörper beim Erstarren und Abkühlen des gegossenen Metalles ist recht üblich und normal. Wo jedoch eine deutliche Seigerung von Legierungs-Bestandteilen auftritt, gibt es eine Gefahr, daß in Teilen des gegossenen Gegenstandes Risse auftreten, die wegen einer solchen Seigerung geschwächt sind, und die als Ergebnis der Erstarrung und Abkühlung des Metalles und des ein solches Abkühlen begleitenden Schrumpfens einer Dehnung ausgesetzt sind. In anderen Worten ist es erwünscht, daß das flüssige Metall genügend fließfähig ist, so daß es die Form vollständig füllt und in alle feinen Hohlräume innerhalb der Form eintritt, doch ist es auch erwünscht, daß das einmal erstarrte Metall fehlerfrei ist und keine schwachen Teile aufweist, die sich wegen zu starker Seigerung oder interner Heißrisse entwickelt haben. Im Falle gegossener Barren stellt die feine Korngröße allgemein einen höheren Grad der Verformbarkeit bei höheren Temperaturen sicher, bei denen das thermomechanische Behandeln ausgeführt wird. Eine grobkörnige oder säulenförmige Struktur würde zu Rissen an Korngrenzen während des thermomechanischen Behandelns neigen, was zu Innenrissen oder Aufbrechen der Oberfläche führen würde.
• In der anhängigen Anmeldung EP-A-0 477 560 ist eine Zusammensetzung beschrieben, die eine relativ hohe Konzentration von Niobzusatz in Kombination mit Borzusatz enthält, und die hervorragende, feinkörnige, gegossene Strukturen und gute Eigenschaften hat. Es wurde nun festgestellt, daß es möglich ist, diese Eigenschaften und besonders die Duktilitätseigenschaften durch thermomechanisches Behandeln stark zu verbessern.
• Hinsichtlich des Titanaluminids selbst ist es bekannt, daß sich bei der Zugabe von Aluminium zu Titanmetall in immer größeren Anteilen die Kristallform der resultierenden Titan-Aluminium-Zusammensetzung ändert. Geringe Prozentsätze von Aluminium gehen in feste Lösung in Titan, und die Kristallform bleibt die des α-Titans. Bei höheren Aluminium-Konzentrationen (die etwa 25 bis 30 Atom-% einschließen) bildet sich die intermetallische Verbindung Ti&sub3;Al, die eine geordnete, hexagonale Kristallform aufweist, die α-2 genannt wird. Bei noch höheren Aluminium-Konzentrationen (die den Bereich von 50 bis 60 Atom-% Aluminium einschließen) wird eine andere, intermetallische Verbindung, TiAl, gebildet, die eine geordnete, tetragonale Kristallform aufweist, die γ genannt wird. Die γ-Titanaluminide sind in der vorliegenden Anmeldung von primärem Interesse.
• Die Legierung aus Titan und Aluminium mit einer γ-Kristallform und einem stöchiometrischen Verhältnis von etwa 1 ist eine intermetallische Verbindung mit hohem Modul, geringer Dichte, hoher Wärmeleitfähigkeit, einer günstigen Oxidationsbeständigkeit und einer guten Kriechbeständigkeit bzw. Warmfestigkeit. Die Beziehung zwischen dem Modul und der Temperatur von TiAl-Verbindungen zu anderen Titanlegierungen und in Beziehung zu Superlegierungen auf Nickelbasis ist in Figur 1 gezeigt. Wie aus dieser Figur deutlich wird, hat das γ-TiAl den besten Modul der Titanlegierungen. Der Modul von γ-TiAl ist nicht nur bei höherer Temperatur höher, sondern die Abnahmerate des Moduls mit zunehmender Temperatur ist für γ-TiAl geringer als für die anderen Titanlegierungen. Darüber hinaus behält γ-TiAl einen brauchbaren Modul bei Temperaturen oberhalb denen, bei denen die anderen Titanlegierungen unbrauchbar werden. Legierungen auf der Grundlage der intermetallischen TiAl-Verbindung sind attraktive Materialien geringen Gewichtes zum Einsatz, wo bei hohen Temperaturen ein hoher Modul sowie ein guter Schutz gegenüber der Umgebung erforderlich ist.
• Eine der Eigenschaften des γ-TiAl, die dessen tatsächliche Anwendung für solche Einsätze einschränkt, ist ein relativ geringes Fließvermögen der geschmolzenen Zusammensetzung. Dieses geringe Fließvermögen beschränkt die Gießbarkeit der Legierung insbesondere dort, wo der Gußkörper dünnwandige Abschnitte und eine komplizierte Struktur mit scharfen Winkeln und Ecken einschließt. Verbesserungen der intermetallischen γ-TiAl-Verbindung zur Förderung des Fließvermögens der Schmelze sowie zum Erzielen eines feinen Gefüges in einem Gießprodukt sind sehr erwünscht, um einen ausgedehnteren Gebrauch der gegossenen Zusammensetzungen bei höheren Temperaturen zu machen, für die sie geeignet sind. Wird hier Bezug genommen auf ein feines Gefüge in einem gegossenen TiAl-Produkt, dann erfolgt diese Bezugnahme auf das Gefüge des Produktes im gegossenen Zustand. Bei Bor und relativ hohe Niob-Konzentrationen enthaltenden γ-TiAl-Zusammensetzungen unterstützt ein feines Gefüge in Barren die Schmiedbarkeit.Es ist bekannt, daß beim Schmieden oder in anderer Weise mechanischen Bearbeiten des Produktes nach dem Gießen das Gefüge geändert und verbessert werden kann.
• Eine andere der Eigenschaften von γ-TiAl, die seine tatsächliche Anwendung für solche Einsatzzwecke beschränkt, ist eine Sprödigkeit, die bei Raumtemperatur auftritt. Auch die Festigkeit der intermetallischen Verbindung bei Raumtemperatur benötigt eine Verbesserung bevor die intermetallische γ-TiAl-Verbindung für Anwendungen in Konstruktionskomponenten benutzt werden kann. Verbesserungen der intermetallischen γ-TiAl-Verbindung zur Verbesserung der Duktilität und/oder Festigkeit bei Raumtemperatur sind sehr erwünscht, um den Einsatz der Zusammensetzungen bei den höheren Temperaturen zu gestatten, für die sie geeignet sind.
• Mit dem potentiellen Nutzen des Einsatzes bei geringem Gewicht und hohen Temperaturen ist bei den einzusetzenden γ-TiAl-Zusammensetzungen am meisten eine Kombination von Festigkeit und Duktilität bei Raumtemperatur erwünscht. Eine Minimalfestigkeit bei Raumtemperatur für eine Zusammensetzung muß, damit diese allgemein brauchbar ist, etwa 350 MPa (50 ksi) betragen. Materialien mit diesem Festigkeitsniveau sind jedoch nur von begrenzter Brauchbarkeit, und flir viele Anwendungen sind häufig höhere Festigkeiten bevorzugt.
• Das stöchiometrische Verhältnis von γ-TiAl-Verbindungen kann über einen Bereich variieren, ohne daß sich die Kristalistruktur ändert. Der Aluminiumgehalt kann von etwa 50 bis etwa 60 Atom-% variieren. Die Eigenschaften von γ-TiAl-Zusammensetzungen unterliegen jedoch sehr deutlichen Änderungen als Ergebnis von relativ geringen Änderungen von 1% oder mehr im stöchiometrischen Verhältnis der Bestandteile Titan und Aluminium. Die Eigenschaften werden in ähnlicher Weise durch die Zugabe relativ geringer Mengen ternärer und quarärer Elemente als Zusätze oder Dotierungsmittel beeinflußt.
STAND DER TECHNIK
• Es gibt eine ausgedehnte Literatur über Zusammensetzungen von Titan-Aluminium, einschließlich der intermetallischen TiAl&sub3;-Verbindung, der intermetallischen γ- TiAl-Verbindung und der intermetallischen Ti&sub3;Al-Verbindung. Die US-PS 4,294,615 mit dem Titel "Titanium Alloys of the TiAl-Type" enthält eine intensive Diskussion der Legierungen vom Titanaluminid-Typ, einschließlich der intermetallischen γ-TiAl-Verbindung. In dieser PS ist in Spalte 1, beginnend bei Zeile 50 bei der Diskussion der Vor- und Nachteile von γ-TiAl mit Bezug auf Ti&sub3;Al ausgeführt:
• "Es sollte klar sein, daß das γ -TiAl-Legierungssystem das Potential hat, leichter zu sein, da es mehr Aluminium enthalt. Laboratoriumsarbeit in den 1950er Jahren zeigte, daß Titan-Aluminid-Legierungen das Potential far einen Einsatz bei hoher Temperatur bis zu etwa 1.000ºC aufwiesen. Die nachfolgende, praktische Erfahrung mit solchen Legierungen war es jedoch, daß sie zwar die erforderliche Festigkeit bei hoher Temperatur aufwiesen, doch wenig oder keine Duktilität bei Raum- und maßigen Temperaturen, d.h., von 20 bis 550ºC. Materialien, die zu spröde sind, können nicht leicht hergestellt werden, und sie können auch nicht den seltenen, aber unvermeidbaren, untergeordneten Beschädigungen beim Einsatz ohne Reißen und nachfolgendes Versagen widerstehen. Sie sind daher keine brauchbaren Konstruktionswerkstoffe, um andere Grundlegierungen zu ersetzen."
• Es ist bekannt, daß sich das γ-TiAl-Legierungssystem beträchtlich von Ti&sub3;Al (sowie von Legierungen von Ti, die feste Lösungen sind) unterscheidet, obwohl sowohl TiAl als auch Ti&sub3;Al im Grunde geordnete, intermetallische Titan-Aluminium-Verbindungen sind. Wie in der genannten US-PS 4,294,615 in Spalte 1 unten ausgeführt:
• "Der Fachmann erkennt, daß es einen beträchtlichen Unterschied zwischen den beiden geordneten Phasen gibt. Das Legierungs- und Umwandlungs- Verhalten von Ti&sub3;Al ähnelt dem von Titan, da die hexogonalen Kristallstrukturen sehr ähnlich sind. Die Verbindung TiAl hat jedoch eine tetragonale Anordnung von Atomen und somit ziemlich andere Legierungseigenschaften. Ein solcher Unterschied wird in der früheren Literatur häufig nicht erkannt."
• Eine Anzahl technischer Publikationen, die sich mit den Titan-Aluminium-Verbindungen sowie mit Eigenschaften dieser Verbindungen befassen, sind die folgenden:
• 1. E.S. Bumps, H.D. Kessler und M. Hansen, "Titanium-Aluminium-System", Journal of Metals, Juni 1952, Seiten 609-614, TRANSACTIONS AIME, Band 194.
• 2. H.R. Ogden, D.J. Maykuth, W.L. Finlay und R.I. Jaffee, "Mechanical Properties of High Purity Ti-Al Alloys", Journal of Metals, Februar 1953, Seiten 267-272, TRANSACTIONS AIME, Band 197.
• 3. Joseph B. McAndrew und H.D. Kessler, "Ti-36 Pct Al as a Base for High Temperature Alloys", Journal of Metals, Oktober 1956, Seiten 1345-1353, TRANSACTIONS AIME, Band 206.
• 4. S.M. Barinov, T.T. Nartova, Yu L. Krasulin und T.V. Mogutova, "Temperature Dependence of the Strength and Fracture Toughness of Titanium Aluminium", Izv. Akad Nauk SSSR, Met., Band 5, 1983, Seite 170.
• In der Literaturstelle 4., Tabelle I, wird eine Zusammensetzung aus Titan-36 Aluminium-0,01 Bor angegeben, von der eine verbesserte Duktilität berichtet wird. Diese Zusammensetzung entspricht in Atom-% T&sub5;&sub0;Al49,97B0,03.
• 5. S.M.L. Sastry und H.A. Lispitt "Plastic Deformation of TiAl and Ti&sub3;Al", Titanium 80 (veröffentlicht durch American Society for Metals, Warrendale, PA), Band 2 (1980), Seite 1231.
• 6. Patrick L. Martin, Madan G. Mendiratta und Harry A. Lispitt, "Creep Deformation of TiAl and TiAl + W Alloys", Metallurgical Transactions A, Band 14A (Oktober 1983), Seiten 2171-2174.
• 7. Tokuzo Tsujimoto, "Research, Development, and Prospects of TiAl Intermetallic Compound Alloys", Titanium and Zirconium, Band 33, Nr.3, 159 (Juli 1985), Seiten 1-13.
• 8. H.A. Lispitt, "Titanium Aluminides - An Overview", Mat. Res. Soc. Symposium Proc., Materials Research Society, Band 39 (1985), Seiten 351-364.
• 9. S.H. Whang et al., "Effect of Rapid Solidification in LloTiAl Compound Alloys", ASM Symposium Proceedings on Enhanced Properties in Struc. Metals Via Rapid Solidification, Materials Week (Oktober 1986), Seiten 1-7.
• 10. Izvestiya Akademii Nauk SSR, Metally. Nr.3 (1984), Seiten 164-168.
• 11. P.L. Martin, H.A. Lispitt, N.T. Nufer und J.C. Williams, "The Effects of Alloying on the Microstructure and Properties of Ti&sub3;Al and TiAl", Titanium 80 (veröffentlicht durch die American Society of Metals, Warrendale, PA), Band 2 (1980), Seiten 1245-1254.
• 12. D.E. Larsen, M.L. Adams, S.L. Kampe, L. Christodoulou und J.D. Bryant, "Influence of Matrix Phase Morphology on Fracture Toughness in a Discontinuously Reinforced XDTM Titanium Aluminide Composite", Scripta Metallurgica et Materialia, Band 24 (1990), Seiten 851-856.
• 13. Akademii Nauk Ukrain SSR, Metallofiyikay, Nr.50 (1974).
• 14. J.D. Bryant, L. Christodon und J.R. Maisano, "Efect of TiB&sub2; Additions on the Colony Size of Near Gamma Titanium Aluminides", Scripta Metallurgica et Materialia, Band 24 (1990), Seiten 33-38.
• Eine Anzahl von anderen Patenschriften befaßt sich ebenfalls mit TiAl-Zusammensetzungen.
• Die US-PS 3,203,794 von Jaffee offenbart verschiedene TiAl-Zusammensetzungen.
• Die CA-PS 621 884 von Jaffee offenbart in ähnlicher Weise verschiedene Zusammensetzungen von TiAl.
• Die US-PS 4,661,316 (Hashimoto) lehrt Titanaluminid-Zusammensetzungen, die verschiedene Zusätze enthalten.
• Die US-PS 4,842,820, die an die Inhaberin des vorliegenden Patentes übertragen ist, lehrt die Einbeziehung von Bor zur Bildung einer ternären TiAl-Zusammensetzung zur Verbesserung der Duktilität und Festigkeit.
• Die US-PS 4,639,281 von Sastry lehrt das Einbeziehen von faserförmigen Dispersoiden von Bor, Kohlenstoff, Stickstoff und deren Mischungen oder Mischungen davon mit Silicium in einer Legierung auf Titangrundlage, die Ti-Al einschließt.
• Die EP-A-0 275 391 von Nishiejama lehrt TiAl-Zusammensetzungen, die bis zu 0,3 Gew.-% Bor und 0,3 Gew.-% Bor enthalten, wenn Nickel und Silicium vorhanden sind. In Kombination mit Bor ist kein Niob vorhanden.
• Die US-PS 4,774,052 von Nagle betrifft ein Verfahren zum Einbeziehen einer Keramik, einschließlich Borid, in eine Matrix mittels einer exothermen Umsetzung, um einem Matrixmaterial, das Titanaluminide einschließt, eine zweite Phase zu geben.
KURZE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
• Es ist daher eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zum Verbessern der Eigenschaften gegossener Körper aus intermetallischer γ-TiAl-Verbindung mit einer feinen Kornstruktur zu schaffen.
• Eine andere Aufgabe ist es, ein Verfahren zum Modifizieren von Gußkörpern aus γ-TiAl zu schaffen, so daß diese eine erwünschte Kombination von Eigenschaften aufweisen.
• Eine andere Aufgabe ist es, ein Verfahren zum Modifizieren von gegossenem γ-TiAl zu Strukturen mit einer reproduzierbaren, feinen Kornstruktur und einer ausgezeichneten Kombination von Eigenschaften zu schaffen.
• Andere Aufgaben und Vorteile der vorliegenden Erfindung sind teilweise deutlich und werden teilweise in der folgenden Beschreibung erläutert.
• In einem seiner breiteren Aspekte werden die Aufgaben der vorliegenden Erfindung gelöst durch Schaffen einer Schmelze aus einem γ-TiAl, enthaltend zwischen 43 und 48 Atom-% Aluminium, zwischen 6 und 16 Atom-% Niob und Hinzugeben von Bor, als einem Impfmittel bzw. Keimbildner in Konzentrationen zwischen 0,5 und 2,0 Atom-%, Gießen der Schmelze und thermomechanisches Bearbeiten des Gußkörpers.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
• Die folgende Beschreibung wird besser verstanden werden bei Bezugnahme auf die beigefügte Zeichnung, in der zeigen:
• Figur 1 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen dem Modul und der Temperatur für eine Gruppe von Legierungen veranschaulicht,
• Figur 2 eine Makroaufnahme eines Gußkörpers aus Ti-45,25Al-8Nb-1,5B (Beispiel 24) und
• Figur 3 eine Säulengraphik, die die Eigenschaftsunterschiede zwischen den Legierungen der Figuren 2 mit und ohne thermomechanischem(s) Bearbeiten bzw. Behandeln veranschaulicht.
DETAILLIERTE BECHREIBUNG DER ERFINDUNG
• Es ist bekannt, wie oben ausführlich erläutert, daß mit Ausnahme ihrer Sprödheit die intermetallische γ-TiAl-Verbindung, wegen ihres geringen Gewichtes, ihrer hohen Festigkeit bei hohen Temperaturen und ihrer relativ geringen Kosten, viele Anwendungen in der Industrie haben würde. Die Zusammensetzung würde heute viele industrielle Einsatzzwecke haben, gäbe es nicht diesen Grundeigenschaftsfehler des Materials, der solche Einsätze viele Jahre lang ausgeschlossen hat. Allgemein würde die TiAl-Grundzusammensetzung um so wertvoller sein, je größer die Duktilitätsverbesserung über den Minimalwert von 0,5% hinaus wäre.
• Weiter wurde erkannt, daß gegossenes γ-TiAl an einer Anzahl von Nachteilen leidet, von denen einige oben erläutert wurden. Diese Nachteile schließen die Abwesenheit eines feinen Gefüges, die Abwesenheit einer geringen Viskosität, angemessen zum Gießen in dünnen Abschnitten; die Sprödheit der gebildeten Gußkörper; die relativ geringe Festigkeit der gebildeten Gußkörper und ein geringes Fließvermögen in geschmolzenem Zustand ein, um Gußkörper feiner Einzelheiten und scharfer Winkel und Ecken in einem Gußprodukt zu gestatten. Diese Nachteile haben auch ein thermomechanisches Bearbeiten gegossener γ-Produkte zur Verbesserung ihrer Eigenschaften verhindert.
• Der Erfinder hat nun festgestellt, daß beträchtliche Verbesserungen m der Duktilität von gegossenem γ-TiAl mit einer feinen Kornstruktur, enthaltend eine Kombination von Bor- und Niob-Zusätzen und beträchtliche Verbesserungen in den gegossenen Produkten erzielt werden können durch thermomechanische Modifikationen der Bearbeitung des gegossenen Produktes, wie sie nun hier erläutert werden.
• Um die Verbesserungen der Eigenschaften von γ-TiAl besser zu verstehen, wird eine Anzahl von Beispielen angegeben und erläutert, bevor die Beispiele gebracht werden, die sich mit der neuen Verarbeitungspraxis dieser Erfindung befassen.
Beispiele 1-3:
• Es wurden drei einzelne Schmelzen hergestellt, die Titan und Aluminium in verschiedenen, binären, stöchiometrischen Verhältnissen enthielten, die das von TiAl annäherten. Jede dieser drei Zusammensetzungen wurde separat gegossen, um das Gefüge zu beobachten. Die Proben wurden zu Stäben geschnitten und die Stäbe separat bei 1.050ºC für 3 Stunden unter einem Druck von 310,5 MPa (45 ksi) heißisostatisch gepreßt (HIP). Die Stäbe wurden dann einzeln verschiedenen Wärmebehandlungs-Temperaturen irn Bereich von 1.200 bis 1.375ºC unterworfen. Es wurden konventionelle Teststäbe aus den wärmebehandelten Proben hergestellt und Messungen der Streckgrenze, Bruchfestigkeit und plastischen Dehnung ausgeführt. Die Beobachtungen hinsichtlich Erstarrungs-Struktur, Wärmebehandlungs-Temperaturen und der bei den Tests erhaltenen Werte finden sich in Tabelle I. Tabelle I Beisp. Nr. Legierungs-Zusammensetzung (Atom-%) Erstarrungs-Struktur Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC) Streckgrenze MPa (ksi) Bruchfestigkeit MPa (ksi) Plastische Dehnung (%) grob gleichachsig stengelförmig * Proben versagen elastisch
• Wie aus Tabelle I deutlich wird, enthalten die drei verschiedenen Zusammensetzungen drei verschiedene Konzentrationen von Aluminium, spezifisch 46 Atom-% Aluminium, 48 Atom-% Aluminium und 50 Atom-% Aluminium. Die Erstarrungs-Struktur für dieser drei separaten Schmelzen ist auch in Tabelle I aufgeführt, und, wie aus der Tabelle deutlich wird, wurden beim Erstaaren der Schmelze drei verschiedene Strukturen gebildet. Diese Unterschiede in der Kristallform der Gußkörper bestätigen teilweise die scharfen Unterschiede in der Kristallform und in den Eigenschaften, die sich aus geringen Unterschieden im stöchiometrischen Verhältnis der γ-TiAl-Zusammensetzungen ergeben. Die Ti-46Al hatte die beste Kristallform von den drei Gußkörpern, doch ist die feine gleichachsige Form bevorzugt.
• Hinsichtlich der Herstellung der Schmelze und der Erstarrung wurde jeder separate Barren mittels elektrischem Lichtbogen in einer Argon-Atmosphäre geschmolzen. Es wurde ein wasser-gekühlter Herd als Behälter für die Schmelze benutzt, um unerwünschte Reaktionen zwischen Schmelze und Behälter zu vermeiden. Das Aussetzen des heißen Metalles gegenüber Sauerstoff wurde, wegen der starken Affinität von Titan für Sauerstoff, sorgfältig vermieden.
• Aus den separat gossenen Strukturen wurden Stäbe geschnitten. Diese Stäbe wurden HIP- und einzeln bei den in Tabelle I aufgeführten Temperaturen wärmebehandelt.
• Die Wärmebehandlung wurde bei der in Tabelle I angegebenen Temperatur zwei Stunden lang ausgeführt.
• Aus den in Tabelle I aufgeführten Testdaten wird deutlich, daß die Legierungen, die 46 und 48 Atom-% Aluminium enthielten, allgemein eine hervorragende Festigkeit und allgemein eine hervorragende, plastische Dehnung zeigten, verglichen mit der Legierungs-Zusammensetzung, die mit 50 Atom-% Aluminium hergestellt war. Die Legierung mit der besten Gesamtduktilität war die, die 48 Atom-% Aluminium enthielt.
• Die Kristallform der Legierung mit 48 Atom-% Aluminium im gegossenen Zustand hatte jedoch keine erwünschte Gießstruktur, da es allgemein erwünscht ist, feine, gleichachsige Körner in einer Gießetruktur zu haben, um die beste Gießbarkeit in dem Sinne zu erhalten, daß es möglich ist, in dünnen Abschnitten und auch mit feinen Einzelheiten, wie scharfen Winkeln und Ecken, zu gießen.
Beispiele 4-6:
• Der vorliegende Erfinder hat festgestellt, daß die γ-TiAl-Verbindung durch die Zugabe einer geringen Menge Chrom beträchtich duktiler gemacht werden könnte. Diese Feststellung ist Gegenstand der US-PS 4,842,819.
• Es wurde eine Reihe von Legierungs-Zusammensetzungen als Schmelzen hergestellt, die verschiedene Konzentrationen von Aluminium zusammen mit einer geringen Konzentration an Chrom enthielten. Die in diesen Experimenten gegossenen Legierungs-Zusammensetzungen sind in der unmittelbar folgenden Tabelle II aufgeführt. Das Herstellungsverfahren war im wesentlichen das, wie es oben unter Bezugnahme auf die Beispiele 1-3 beschrieben wurde. Tabelle II Beisp. Nr. Legierungs-Zusammensetzung (Atom-%) Erstarrungs-Struktur Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC) Streckgrenze MPa (ksi) Bruchfestigkeit MPa (ksi) Plastische Dehnung (%) grob gleichachsig stengelförmig Tabelle II (Fortsetzung) Beisp. Nr. Legierungs-Zusammensetzung (Atom-%) Erstarrungs-Struktur Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC) Streckgrenze MPa (ksi) Bruchfestigkeit MPa (ksi) Plastische Dehnung (%) stengelförmiggleichachsig
• Die Kristallform der erstarrten Struktur wurde beobachtet und, wie aus Tabelle II deutlich wird, verbesserte die Zugabe von Chrom den Modus der Erstarrung der in Tabelle I aufgeführten, gegossenen Materialien nicht. Im besonderen hatte die Zusammensetzung, enthaltend 46 Atom-% Aluminium und 2 Atom-% Chrom, eine Struktur aus großen, gleichachsigen Körnern. Im Vergleich dazu hatte die Zusammensetzung von Beispiel 1 mit ebenfalls 46 Atom-% Aluminium auch eine grobe, gleichachsige Kristallstruktur. In ähnlicher Weise zeigte die Zugabe von 2 Atom-% Chrom zu der Zusammensetzung, wie sie in den Beispielen 2 und 3 der Tabelle I aufgeführt ist, für die Beispiele 5 und 6 keine Verbesserung in der Erstarrungs-Struktur.
• Aus den separaten Gußstrukturen geschnittene Stäbe wurden HIP- und einzeln bei Temperaturen wärmebehandelt, wie sie in Tabelle II aufgeführt sind. Die Teststäbe wurden aus den separat wärmebehandelten Proben hergestellt, und es wurden Messungen der Streckgrenze, Bruchfestigkeit und plastischen Dehnung vorgenommen. Im allgemeinen war das Material, das 46 Atom-% Aluminium enthielt, etwas weniger duktil als die Materialien, die 48 und 50 Atom-% Aluminium enthielten, ansonsten waren die Eigenschaften der drei Sätze von Materialien hinsichtlich der Zugfestigkeit im wesentlichen äquivalent.
Beispiele 7-9:
• Schmelzen von drei zusätzlichen Zusammensetzungen von γ-TiAl wurden, wie in der unmittelbar folgenden Tabelle III aufgeführt, hergestellt. Die Herstellung erfolgte in Übereinstimmung mit den Verfahren, die oben unter Bezugnahme auf die Beispiele 1-3 beschrieben sind. Es wurde elementares Bor in das zu schmelzende Material gemischt, um die Bor-Konzentration jeder berhaltigen Legierung herzustellen. Zur einfacheren Bezugnahme sind die Zusammensetzung und die Testdaten von Beispiel 2 in Tabelle III kopiert. Tabelle III Beisp. Nr. Legierungs-Zusammensetzung (Atom-%) Erstarrungs-Struktur Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC) Streckgrenze MPa (ksi) Bruchfestigkeit MPa (ksi) Plastische Dehnung (%) stengelförmig
• Jede der Schmelzen wurde gegossen und die Kristallform der Gußkörper beobachtet. Es wurden Stäbe aus dem Gußkörper geschnitten und diese Stäbe HIP- und einzeln Wärmebehandlungen bei den in Tabelle III aufgeführten Temperaturen unterworfen. Es wurden Bestimmungen der Streckgrenze, Bruchfestigkeit und plastischen Dehnung ausgeführt, und die Ergebnisse dieser Tests sind in Tabelle III ebenfalls enthalten.
• Wie aus Tabelle III deutlich wird, wurden relativ geringe Bor-Konzentrationen in der Größenordnung von 1/10 bis 2/10 eines Atom-% eingesetzt. Wie aus der Tabelle ebenfalls deutlich wird, war diese Menge des Borzusatzes nicht wirksam bei der Änderung der kristallinen Form des Gußkörpers.
• Der einfacheren Bezugnahme wegen enthält die Tabelle auch die Bestandteile von Beispiel 2, unter Bezugnahme auf die neuen Beispiele 7, 8 und 9, da jede der borhaltigen Zusammensetzungen der Beispiele 48 Atom-% des Bestandteils Aluminium enthielt.
• Es ist wichtig festzustellen, daß die Zugaben der geringen Borkonzentrationen nicht zu einer merklichen Verringerung der Werte der Zug- und Duktilitäts-Eigenschaften führten.
Beispiele 10-13:
• Schmelzen von vier zusätzlichen Zusammensetzungen aus γ-TiAl wurden, wie in der unmittelbar folgenden Tabelle IV aufgeführt, hergestellt. Die Herstellung erfolgte gemäß Verfahren, die oben unter Bezugnahme auf die Beispiele 1 bis 3 beschrieben sind. In den Beispielen 12 und 13 wurde Bor, wie bei den Beispielen 7 bis 9, in Form von elementarem Bor zum zu schmelzenden Material hinzugegeben. Tabelle IV Beisp. Nr. Legierungs-Zusammensetzung (Atom-%) Erstarrungs-Struktur Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC) Streckgrenze MPa (ksi) Bruchfestigkeit MPa (ksi) Plastische Dehnung (%) grob gleichachsig stengelförmig fein +- Probe versagte elastisch
• Nach der Bildung jeder der Schmelzen der vier Beispiele wurde die Erstarrungs- Struktur beobachtet, und die Strukturbeschreibung ist in Tabelle IV aufgeführt. Die Daton für Beispiel 4 sind in Tabelle IV übertragen worden, um einen Datenvergleich mit der Zusammensetzung Ti-46Al-2Cr bequemer zu machen. Zusätzlich wurden Stäbe aus der erstarrten Probe hergestellt, diese Stäbe wurden HIP- und einzeln bei Temperaturen im Bereich von 1.250ºC bis 1.400ºC wärmebehandelt. Tests der Streckgrenze, Bruchfestigkeit und plastischen Dehnung wurden auch ausgeführt, und diese Testergebnisse sind für jede der Proben, die unter jedem Beispiel getestet wurden, in Tabelle IV enthalten.
• Es ist zu bemerken, daß die Zusammensetzungen der Proben der Beispiele 10 bis 13 sehr ähnlich der Zusammensetzung der Probe von Beispiel 4 waren, da sie alle etwa 46 Atom-% Aluminium und 2 Atom-% Chrom enthielten. Zusätzlich enthielt jedes dieser Beispiele eine quartären Zusatz. Für Beispiel 10 war der quartäre Zusatz Kohlenstoff, und es wird aus Tabelle IV deutlich, daß der Zusatz der Erstarrungs-Struktur keinen merklichen Nutzen brachte, da eine stengelförmige Struktur statt der groben, gleichachsigen Struktur des Beispiels 4 beobachtet wurde. Während ein beträchtlicher Gewinn hinsichtlich der Festigkeit der Proben des Beispiels 10 vorhanden war, wurde die plastische Dehnung auf ein genügend niedriges Niveau verringert, so daß die Proben im wesentlichen unbrauchbar waren.
• Aus den Ergebnissen des Beispiels 11 wird deutlich, daß die Zugabe von 0,5 Stickstoff, als dem quartären Zusatz, zu einer beträchtlichen Verbesserung der Erstarrungs-Struktur führte, denn es wurde eine feine, gleichachsige Struktur beobachtet. Der Verlust an plastischer Dehnung bedeutet jedoch, daß der Einsatz von Stickstoff wegen der Verschlechterung der Zugeigenschaften, die er erzeugte, unakzeptabel war.
• Bei den nächsten Beispielen 12 und 13 war der quartäre Zusatz in beiden Fällen Bor, und er führte zu einer feinen, gleichachsigen Erstarrungs-Struktur, was die Zusammensetzung hinsichtlich ihrer Gießbarkeit verbesserte. Zusätzlich resultierte ein merklicher Gewinn hinsichtlich der Festigkeit aus der Borzugabe, beruhend auf einem Vergleich der Festigkeitswerte, die für die Proben von Beispiel 4 gefunden wurden. Es ist auch sehr bedeutsam, daß die plastische Dehnung der Proben, die den quartären Zusatz Bor enthielten, nicht auf Niveaus verringert wurde, die die Zusammensetzungen im wesentlichen unbrauchbar macht. Es wurde demgemäß gefunden, daß durch die Zugabe von Bor zum Titanaluminid, das den ternären Zusatz Chrom enthielt, nicht nur die Erstarrungs-Struktur beträchtlich verbessert werden konnte, sondern daß auch die Zugeigenschaften, einschließlich sowohl der Streckgrenze als auch der Bruchfestigkeit, ohne einen unakzeptablen Verlust an plastischer Dehnung, deutlich verbessert werden konnten. Es wurde festgestellt, daß die nützlichen Ergebnisse erhältlich sind aus Zugaben höherer Konzentrationen von Bor, wodurch die Konzentrationsniveaus von Aluminium im Titanaluminid geringer werden. Die γ-Titanaluminid-Zusammensetzung, die Chrom- und Bor-Zusätze enthält, ist daher hinsichtlich der Gießbarkeit der auf Titanaluminid beruhenden Zusammensetzung, insbesondere im Hinblick auf die Erstarrungs-Struktur, und im Hinblick auf die Festigkeitseigenschaften der Zusammensetzung deutlich verbessert. Die Verbesserung der gegossenen Kristallform erfolgte für die Legierung von Beispiel 13 ebenso wie für die von Beispiel 12. Die plastische Dehnung der Legierung von Beispiel 13 war jedoch nicht so hoch wie die der Legierung von Beispiel 12.
Beispiele 14-23:
• Es wurde ein Satz von zehn zusätzlichen Legierungs-Zusammensetzungen hergestellt, deren Bestandteile und Mengen in der unmittelbar folgenden Tabelle V angegeben sind. Das Herstellungsverfahren war im wesentlichen wie oben in den Beispielen 1 bis 3 beschrieben. Es wurde zur Herstellung dieser zehn Zusammensetzungen weder elementares Bor noch eine andere Borquelle benutzt. Tabelle V Beisp. Nr. Legierungs-Zusammensetzung (Atom-%) Erstarrungs-Struktur Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC) Streckgrenze MPa (ksi) Bruchfestigkeit MPa (ksi) Plastische Dehnung (%) stengelförmig fein -* - Probe versagte elastisch
• Wie aus Tabelle V deutlich wird, hatten die hergestellten Zusammensetzungen unterschiedliche Verhältnisse von Titan zu Aluminium, und sie wiesen auch variierende Mengen des Niobzusatzes auf, die sich von etwa 6 bis etwa 16 Atom-% erstreckten. Wie aus der mit "Erstarrungs-Struktur" überschriebenen Spalte deutlich wird, haben die Zusammensetzungen, die 44 Atom-% Aluminium enthalten, eine feinkörnige, gleichachsige Struktur, wahrend solche, die 50 Atom-% Aluminium enthalten, eine stengelförmige Struktur aufweisen. Ein Vergleich der Beispiele 18 und 23 zeigt, daß die Zugabe einer höheren Niobkonzentration die Bildung einer gleichachsigen Kristallstruktur induziert.
• Nach den oben in den Beispielen 1 bis 3 angegebenen Stufen wurden Stäbe des gegossenen Materials hergestellt, HIP-behandelt und einzeln bei den in Tabelle V unter der Überschrift "Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC)" angegebenen Temperatur wärmebehandelt. Die Teststäbe wurden aus den Stäben aus gegossenem Material hergestellt und getestet. Die Ergebnisse der Tests sind in Tabelle V sowohl hinsichtlich der Festigkeitseigenschaften als auch hinsichtlich der plastischen Dehnung angegeben.
• Im allgemeinen ist zu beobachten, daß im wesentlichen keine der untersuchten Proben eine erwünschte Kombination von Festigkeit und Duktilität aufwies, die die der Grundlegierung überstieg. So überstiegen, zum Beispiel, die an dem Material von Beispiel 14, das 48 Atom-% Aluminium enthielt, ausgeführten Tests hinsichtlich der Kombination aus Festigkeit und Duktilität die Eigenschaften des Materials von Beispiel 2 oben, das ebenfalls 48 Atom-% Aluminium enthielt, nicht. Die Wärmebehandlung der Proben, wie sie in Tabelle V aufgeführt ist, wurde für etwa 2 Stunden ausgeführt, und dies entspricht der zweistündigen Wärmebehandlung der Proben von Tabelle I und der anderen, oben aufgeführten Tabellen.
• Im allgemeinen ergaben daher die in Tabelle V aufgeführten Zusammensetzungen keinen merklichen Vorteil gegenüber den Grundzusammensetzungen oder gegenüber anderen, Titan, Aluminium und Niob enthaltenden Zusammensetzungen.
• So hatten, zum Beispiel, die Zusammensetzungen von Beispiel 16 eine recht hohe Bruchfestigkeit, doch war die plastische Dehnung so gering, daß diese Zusammensetzungen im wesentlichen unbrauchbar sind. In ähnlicher Weise hatten die Zusammensetzungen von Beispiel 17 eine Kombination von hoher Festigkeit aber dürftiger Duktilität. Diese beiden Legierungen enthalten relativ geringe Al-Konzentrationen. Die Zusammensetzungen der Beispiele 21 und 15 hatten akzeptable Duktilitätswerte, aber relativ geringe Festigkeiten. Diese Legierungen enthielten 50 Atom-% Al.
• Legierungen mit geringem Al neigen zur erwünschten, gleichachsigen Struktur und hoher Festigkeit, doch sind die Duktilitäten unannehmbar gering.
• Die Testergebnisse für die Legierungen der Beispiele 16, 17 und 18 zeigen, daß die Duktilität mit zunehmendem Aluminiumgehalt zunimmt, daß gleichzeitig jedoch mit zunehmendem Aluminiumgehalt die Festigkeit abnimmt.
• Es ist darauf hinzuweisen, daß sich die Anwesenheit von Niob als nützlich hinsichtlich der Oxidationsbeständigkeit der Legierungszusammensetzung erwiesen hat, wie detaillierter in der US-A-5,089,229 vom 4. Dezember 1989 beschrieben.
Beispiel 24:
• Es wurde eine zusätzliche Legierungs-Zusammensetzung mit Bestandteilen und Mengen hergestellt, wie sie in der unmittelbar folgenden Tabelle VI aufgeführt sind. Das Herstellungsverfahren war im wesentlichen wie in den obigen Beispielen 1 bis 3 beschrieben. Wie bei den früheren Beispielen, die Bor enthielten, wurde elementares Bor in die zu schmelzende Zusammensetzung eingemischt, um die Borkonzentration der borhaltigen Legierung einzustellen. Tabelle VI Beisp. Nr. Legierungs-Zusammensetzung (Atom-%) Erstarrungs-Struktur Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC) Streckgrenze MPa (ksi) Bruchfestigkeit MPa (ksi) Plastische Dehnung (%) fein gleichachsig
• Wie aus Tabelle VI deutlich wird, ist die Zusammensetzung der Legierung von Beispiel 24 ähnlich der der Beispiele 14 bis 23, da sie Titan und Aluminium und auch eine relativ hohe Konzentration des Niobzusatzes enthält. Zusätzlich enthielt die Zusammensetzung 1,5 Atom-% Bor.
• Wie aus der Spalte der Überschrift "Erstarrungs-Struktur" deutlich wird, hatte die Legierung im Gegensatz zur Stengelstruktur einiger der Legierungen von Tabelle V eine feine, gleichachsige Struktur.
• Unter Ausführung der in den Beispielen 1 bis 3 angegebenen Stufen wurden Stäbe des gegossenen Materials hergestellt, mit HIP behandelt und einzeln bei den in Tabelle VI aufgeführten Temperaturen wärmebehandelt. Die Teststäbe wurden zubereitet und getestet, und die Ergebnisse der Tests sind in Tabelle VI sowohl hinsichtlich der Festigkeitseigenschaften als auch hinsichtlich der plastischen Dehnung aufgeführt. Wie aus den in Tabelle VI enthaltenen Daten deutlich wird, wurden für die Zusammensetzungen von Beispiel 24 dramatische Verbesserungen, insbesondere hinsichtlich der Kombination aus Festigkeit und plastischer Dehnung, gefunden.
• Obwohl daher die Zusammensetzung von Beispiel 24, die 8 Atom-% Niob enthielt, nicht genau einer Zusammensetzung der Tabelle V entsprach, wiesen die Zusammensetzungen von Tabelle V und insbesondere solche, die 6 Atom-% Niob und 10 Atom-% Niob enthielten, nicht die Kombination aus Festigkeit und plastischer Dehnung auf, die der der Legierung von Beispiel 24 entsprach.
• Die Verbesserung in den Kombinationen von Eigenschaften der Zusammensetzungen von Beispiel 24 sind graphisch in Figur 4 aufgetragen, wo ein Vergleich gemacht wird zwischen den Eigenschaften der Legierung von Beispiel 2 mit den Eigenschaften der Legierung von Beispiel 24.
• Es ist zu erwähnen, daß die Feststellung der hervorra-genden Eigenschaften der Zusammensetzung von Beispiel 24 tim so überraschender ist, wenn ein Vergleich gemacht wird mit anderen Zusammensetzungen, zu denen Bor hin-zugegeben wurde, und insbesondere mit den Legierungen der Beispiele 12 und 13. Of-fensichtlich sind diese Eigenschaften sehr empfindlich hinsichtlich der Anwesenheit an-derer Legierungszusätze, da die Eigenschaften der chromhaltigen Zusammensetzungen gegenüber der Zusammensetzung von Beispiel 24 sehr viel schlechter sind.
Beispiel 24A:
• Es wurden Proben der unter Bezugnahme auf Beispiel 24 beschriebenen Gußlegierung hergestellt durch Schneiden von Scheiben aus der gegossenen Probe.
• Das gegossene Stück war etwa 5,08 cm (2") im Durchmesser und etwa 1,27 cm (1/2") dick und hatte die etwaige Gestalt eines Hockeypucks. Das Stück wurde in einen Stahlring mit einer Wandstärke von etwa 1,27 cm (1/2") eingeschlossen, der eine vertikale Dicke aufwies, die genau die des hockeypuck-förmigen Stückes hatte. Vor dem Einschließen in dem Haltering wurde das hockeypuck-förmige Stück durch Behandeln bei 1.250ºC bis 1.400ºC für zwei Stunden homogenisiert. Die Einheit aus Hockeypuck und Haltering wurde auf eine Temperatur von etwa 975ºC erhitzt. Die erhitzte Probe und der Haltering wurden bis zu einer Dicke von etwa der Hälfte der ursprünglichen Dicke geschmiedet.
• Nach dem Abkühlen des geschmiedeten Stückes wurde eine Anzahl von Stiften maschinell aus dem Stück herausgearbeitet, um eine Anzahl verschiedener Wärmebehandlungen auszuführen. die verschiedenen Stifte wurden separat bei den verschiedenen Temperaturen, die in der folgenden Tabelle VII aufgeführt sind, geglüht. Nach den einzelnen Glühungen wurden die Stifte zwei Stunden bei 1.000ºC gealtert. Nach dem Glühen und Altern wurde jeder Stift maschinell zu einem konventionellen Zugstab verarbeitet, und es wurden konventionelle Zugtests an den resultierenden Stäben ausgeführt. Die Ergebnisse der Zugtests sind in der folgenden Tabelle VII angegeben. Tabelle VII Beisp. Nr. Legierungs-Zusammensetzung (Atom-%) Wärmebehandlungs-Temperatur (ºC) Streckgrenze MPa (ksi) Bruchfestigkeit MPa (ksi) Plastische Dehnung (%)
• Aus den in Tabelle VII aufgeführten Daten und durch Vergleich mit den in Tabelle VI aufgeführten Daten wird deutlich, daß durch die thermomechanische Behandlung dieser Legierungs-Zusammensetzung eine bemerkenswerte Verbesserung der Eigenschaften der Legierung erhalten wurde. Es gab bei der Wärmebehandlungstemperatur von 1.300ºC bei der Streckgrenze einen Gewinn etwa 6% und bei der Bruchfestigkeit einen Gewinn von etwa 6%. Der wirklich wichtige Gewinn der Legierung, als ein Ergebnis der thermomechanischen Bearbeitung, war jedoch ein Gewinn von mehr als 60% in der Duktilität. Die Eigenschaften bei den anderen Wärmebehandlungstemperaturen sind auch allgemein verbessert.
• Es wird also aus den in Tabelle VII aufgeführten Daten deutlich, daß für die bei 1.300ºC wärmebehandelte Probe eine leichte Zunahme sowohl in der Streckgrenze als auch in der Bruchfestigkeit und zusätzlich ein Gewinn von über 60% in der Duktilität festzustellen ist. Ein Gewinn von 50% in der Duktilität für eine Legierung mit den anfänglichen Eigenschaften des Titanaluminids ist sehr bedeutsam und kann die Brauchbarkeit einer solchen Legierung tatsächlich stark erweitern.

Claims (6)

1. Verfahren zum Bilden einer Zusammensetzung aus Titan, Aluminium, Niob und Bor höherer Duktilität, umfassend Gießen der folgenden Zusammensetzung:

Ti34-50,5Al&sub4;&sub3;&submin;&sub4;&sub8;Nb&sub6;&submin;&sub1;&sub6;B0,5-2,0

worin die Gesamtmenge von Ti+Al+Nb+B 100 Atom-% ausmacht, ausgenommen unvermeidbare Verunreinigungen, und thermomechanisches Bearbeiten der gegossenen Zusammensetzung.

2. Verfahren nach Anspruch 1, umfassend das Gießen der folgenden Zusammensetzung:

Ti34,5-50Al&sub4;&sub3;&submin;&sub4;&sub8;Nb&sub6;&submin;&sub1;&sub6;B1,0-1,5

worin die Gesamtmenge von Ti+Al+Nb+B 100 Atom-% ausmacht, ausgenommen unvermeidbare Verunreinigungen, und thermomechanisches Bearbeiten der gegossenen Zusammensetzung.

3. Verfahren nach Anspruch 1, umfassend das Gießen der folgenden Zusammensetzung:

Ti38-50,5Al&sub4;&sub3;&submin;&sub4;&sub8;Nb&sub6;&submin;&sub1;&sub6;B0,5-2,0

worin die Gesamtmenge von Ti+Al+Nb+B 100 Atom-% ausmacht, ausgenommen unvermeidbare Verunreinigungen, und thermomechanisches Bearbeiten der gegossenen Zusammensetzung.

4. Verfahren nach Anspruch 1, umfassend das Gießen der folgenden Zusammensetzung:

Ti40-48,5Al44,5-46,5NB&sub6;&submin;&sub1;&sub2;B1,0-1,5

worin die Gesamtmenge von Ti+Al+Nb+B 100 Atom-% ausmacht, ausgenommen unvermeidbare Verunreinigungen, und thermomechanisches Bearbeiten der gegossenen Zusammensetzung.

5. Verfahren nach Anspruch 1, umfassend das Gießen der folgenden Zusammensetzung:

Ti41,5-47Al44,5-46,5NB&sub8;&submin;&sub1;&sub0;B0,5-2,0

worin die Gesamtmenge von Ti+Al+Nb+B 100 Atom-% ausmacht, ausgenommen unvermeidbare Verunreinigungen, und thermomechanisches Bearbeiten der gegossenen Zusammensetzung.

6. Verfahren nach Anspruch 1, umfassend das Gießen der folgenden Zusammensetzung:

Ti42-46,5Al44,5-46,5NB&sub8;&submin;&sub1;&sub0;B1,0-1,5

worin die Gesamtmenge von Ti+Al+Nb+B 100 Atom-% ausmacht, ausgenommen unvermeidbare Verunreinigungen, und thermomechanisches Bearbeiten der gegossenen Zusammensetzung.