DE69217851T2

DE69217851T2 - Mit Chrom, Niob und Silizium modifizierte Titan-Aluminium-Legierungen des Gamma-Typs

Info

Publication number: DE69217851T2
Application number: DE69217851T
Authority: DE
Inventors: Shyh-Chin Huang
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1991-12-02
Filing date: 1992-11-25
Publication date: 1997-09-18
Anticipated expiration: 2012-11-26
Also published as: EP0545614A1; JPH05255782A; JP2857291B2; DE69217851D1; EP0545614B1; US5264051A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung bezieht sich allgemein auf Legierungen von Titan und Aluminium. Mehr im besonderen bezieht sie sich auf γ-Legierungen von Titan und Aluminium, die sowohl hinsichtlich des stöchiometrischen Verhältnisses als auch der Zugabe von Silicium, Chrom und Niob modifiziert wurden.
Es ist 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 35 Atom-% einschließen) bildet sich eine intermetallische Verbindung Ti&sub3;Al. Das Ti&sub3;Al hat eine geordnete, hexagonale Kristallform, 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 y genannt wird. Die γ-Verbindung in der modifizierten Form ist der Gegenstand der vorliegenden Anmeldung.
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 gunstigen Oxidationsbestandigkeit 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 Nikkelbasis ist in Figur 3 gezeigt. Wie aus dieser Figur deutlich wird, hat das TiAl den besten Modul der Titanlegierungen. Der Modul von TiAl ist nicht nur bei höherer Temperatur höher, sondern die Abnahmerate des Moduls mit zunehmender Temperatur ist für TiAl geringer als für die anderen Titanlegierungen. Darüber hinaus behält das 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 von 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 Tik 1-Verbindung fqr Anwendungen in gewissen Konstruktionskomponenten benutzt werden kann. Verbesserungen der intermetallischen γ-TiAl-Verbindung zur Verbesserung der Duktilität und/oder Festigkeit bei Raumtemperatur sind auch 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 TiAl-Zusammensetzungen am meisten eine Kombination von Festigkeit und Duktilitat bei Raumtemperatur erwünscht. Eine Minimalduktilität in der Größenordnung von einem Prozent ist für einige Anwendungen der Metallzusammensetzung akzeptabel, doch sind höhere Duktilitäten sehr viel erwünschter. Eine Minimalfestigkeit für eine Zusammensetzung muß, damit diese brauchbar ist, etwa 350 MPa (50 ksi) betragen. Materialien mit diesem Festigkeitsniveau sind von begrenzter Brauchbarkeit für gewisse Anwendungen, und für einige Anwendungen sind häulig 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 ielativ geringer Mengen ternärer, quartärer und anderer Elemente beeinflußt.
Es wurde nun festgestellt, daß weitere Verbesserungen in den intermetallischen γ-TiAl- Verbindungen durch Einbeziehen gewisser Kombinationen von Zusatzelementen, und insbesondere Chrom, Niob und Silicium erhalten werden, um den Zusammensetzungen im gegossenen Zustand erwünschte Eigenschaften zu verleihen.
Weiter wurde festgestellt, daß die Zusammensetzung, die die Zusatzelemente einschließt, eine einzigartig erwünschte Kombination von Eigenschaften aufweist, die eine beträchtliche verbesserte Festigkeit und eine erwünscht hohe Duktilität im gegossenen Zustand einschließen.

STAND DER TECHNIK

Es gibt eine ausgedehnte Literatur über Zusammensetzungen von Titan-Aluminium, einschließlich der intermetallischen TiAl&sub3;-Verbindung, der intermetallischen 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 TiAl-Verbindung. In diescr PS ist in Spalte 1, beginnend bei Zeile 50 bei der Diskussion der Vor- und Nachteile von 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 für 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 mäßigen Temperaturen, d.h., von 20 bis 550ºC. Materialien, die zu spröde sind, kennen nieht leieht 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 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 beträchtliehen Unterschied zwischen den beiden geordneten Phasen gibt. Das Legierungs- und Umwandlungs- Verhalten von Ti&sub3;Al ähnelt dem von Titan, da die heragonalen 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 fraheren Literatur häufig nieht erkannt."
Die US-PS 4,294,615 beschreibt das Legieren von TiAl mit Vanadium und Kohlenstoff, um einige Eigenschaftsverbesserungen in der resultierenden Legierung zu erzielen.
Die US-PS 4,294,615 offenbart nicht das Legieren von TiAl mit Silicium oder mit Chrom oder mit einer Kombination von Silicium und Chrom und insbesondere offenbart sie keine Kombinationen von Silicium, Chrom und Niob.
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. Kessier 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 Albys", Journal of Metals, Februar 1953, Seiten 267-272, TRANSACTIONS AIME, Band 197.
3. Joseph B. McAndrew und H.D. Kessier, "Ti-36 Pct Al as a Base for High Temperature Albys", Journal ofmetals, Oktober 1956, Seiten 1345-1353, TRANSACTIONS AIME, Band 206.
4. Patrick L. Martin, Madan G. Mendiratta und Harry A. Lispitt, "Creep Deformation of TiAl and TiAl + W Aloys", Metallurgical Transactions A, Band 14A (Oktober 1983), Seiten 2171-2174.
5. P.L. Martin, H.A. Lispitt, N.T. Nuhfer 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, Seiten 1245-1254.
6. R.A. Perkins, K.T. Chiang und G.H. Meier, "Formulation of Alumina on Ti-A - Alloys", Scripta Metallurgica, Band 21 (1987), Seiten 1505-1510.
Eine Diskussion der oxidativen Einflüsse und der Wirkung von Zusätzen, einschließlich Tantal, auf die Oxidation beginnt auf Seite 13560 des "Journal of Metals", Oktober 1956, Transactions AIME.
7. S.M. Barinov, T.T. Nartova, Yu L. Krasulin und T.V. Mogutova, "Temperature Dependence of the Strength and Fracture Toughness of Titanium Aluminum", Izv. Akad. Nauk SSSR, "Met.", Band 5 (1983), Seite 170.
In Druckschrift 7 wird eine Zusanmensetzung aus Titan-36 Aluminium-0,01 Bor angegeben, von der berichtet wird, daß sie eine verbesserte Duktilität habe. Diese Zusammensetzung entspricht in Atom-% Ti50Al49,97B0,03.
8. S.L.M. Sastry und H.A. Lispitt, "Plastic Deformation of TiAl und Ti&sub3;Al", Titanium 80 (veröffentlicht durch die American Society for Metals, Warrendale, PA), Band 2 (1980), Seite 1231.
9. Tokuzo Tsujimoto, "Research, Development, and Prospects of TiAl Intermetallic Compound Albys", Titanlum and Zirconium, Band 33, Nr.3, 159 (Juli 1985), Seiten 1-13.
10. H.A. Lispitt, "Titanium Aluminides - An Overview", Mat. Res. Soc. Symposium Proc., Materials Research Society, Band 39 (1985), Seiten 351-364.
11. S.H. Whang et al., "Effect of Rapid Solidifleation in LI&sub0;TiAl Compound Alloys", ASM Symposium Proceedings on Enhanced Properties in Struc. Metals Via Rapid Solidifleation, Materials Week (Oktober 1986), Seiten 1-7.
12. Izvestiya Akademii Nauk SSR, Metally. Nr. 3 (1984), Seiten 164-168.
13. D.E. Lersen, M.L. Adams, s.L. Kampe, L. Christodoulou und J.D. Bryant, "Influence of Matrix Phase Morphology on Fracture Toughness in a Discontinuously Reinforced XD Titanium Aluminide Composite", Scripta Metailurgica et Materialia, Band 24 (1990), Seiten 851-856.
14. Academii Nauk Ukrain SSR, Metalloflyikay Nr.50 (1974).
15. J.B. Bryant, L. Christodon und J.R. Maisano, " Effect of TiB&sub2; Additions on the Colony Size of Near Gamma Titanium Aluminides", Scripta Metallurgica et Materialia, Band 24 (1990), Seiten 33-38.
Die US-PS 3,203,794 von Jaffee offenbart eine TiAl-Zusammensetzung, die Silicium enthält und eine separate TiAl-Zusammensetzung, die Chrom enthält.
Die CA-PS 621 884 von Jaffee offenbart in Tabelle 1 in ähnlicher Weise eine Zusammensetzung von TiAl, die Chrom enthält, und eine separate Zusammensetzung von TiAl, die Silicium enthält.
Die PSn von Jaffee enthalten keinen Hinweis oder keine Anregung von TiAl-Zusammenset- Zungen, die eine Kombination von Chrom und Silicium und insbesondere nicht eine Kombination von Chrom, Silicium und Niob enthalten.
Die US-PS 4,661,316 von Hashianoto lehrt das Dotieren von TiAl mit 0,1 bis 5,0 Gew.-% Mangan sowie das Dotieren von TiAl mit Kombinationen anderer Elemente mit Mangan. Die PS von Hashianoto lehrt nicht das Dotieren von TiAl mit Chrom oder mit Kombinationen von Elementen, die Chrom einschließen, und insbesondere nicht mit einer Kombination von Chrom mit Silicium und Niob.
Die CA-PS 621,884 von Jaffee offenbart in Tabelle 1 eine Zusammensetzung, die Chrom in TiA enthält. Jaffe offenbart auch eine separate Zusammensetzung in Tabelle 1, die Tantal in TiA enthält sowie etwa 26 andere TiA -Zusammensetzungen, die Zusätze in TiA enthalten. In der CA- PS von Jaffee gibt es keine Offenbarung irgendwelcher TiA -Zusammensetzungen, die Kombinationen von Elementen mit Chrom oder Kombinationen von Elementen mit Niob enthalten. Es gibt insbesondere keine Offenbarung und keinen Hinweis auf eine TiA -Ztisammensetzung, die eine Kombination von Chrom, Silicium und Niob enthält.
Eine Anzahl eigener PSn bezieht sich auf Titanaluminide sowie Verfähren und Zusammensetzungen zur Verbesserung der Eigenschuften solcher Aluminide. Diese PSn schließen die US-PSn 4,836,983; 4,842,819; 4,842,820; 4,857,268; 4,879,092; 4,897,127; 34,902,474; 4,916,028; 4,923,534; 4,032,357; 5,045,406 sowie die US-PS 4,842,817 von S.C. Huang und M.S.X. Gigliotti ein. Die eigene US-PS 5,028,491 lehrt Verbesserungen in Titanaluminiden durch Zugaben von Chrom und Niob.
Die Texte dieser eigenen PSn werden durch Bezugnahme hier aufgenommen.
Es befaßt sich auch eine Anzahl anderer PSn mit TiA -Zusammensetzungen:
Die US-PS 3,203,794 von Jaffee offenbart verschiedene TiA -Zusammensetzungen.
Die US-PS 4,639,281 von Sastry lehrt den Einschluß faserförmiger Dispersoide von Bor, Kohlenstoff, Stickstoff und deren Mischungen oder Mischungen davon mit Silicium in eine Legierung auf Titanbasis, einschließlich Ti-A .
Die US-PS 4,774,052 von Nagle betrifft ein Verfahren zum Einbauen einer Keramik, einschließlich Bond, in eine Matrix durch eine exotherme Reaktion, um einem Matrixmaterial, einschließlich Titanaluminiden, ein Zweitphasen-Material zu geben.
Die japanische Hokal PS Nr. Hei 1 (1989) 298127 offenbart den unabhängigen Einsatz von Niob mit Bor und den separaten, unabhängigen Einsatz von Chrom mit Bor als Zusätze neben anderen Zusätzen zu Titanaluminid.

KURZE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

In einem seiner breiteren Aspekte werden die Aufgaben der vorliegenden Erfindung gelöst durch Schaffen einer nicht stöchiometrischen TiAl-Grundlegierung und Hinzugeben einer relativ geringen Konzentration von Chrom, einer geringen Konzentration von Silicium und einer moderaten Konzentration von Niob zu der nicht stöchiometrischen Zusammensetzung, wie in den beigefügten Ansprüchen beschrieben. Die Zugabe von Chrom in der Größenordnung von 1 bis 3 Atom-% von Niob in der Größenordnung von 2 bis 6 Atom-% und von Silicium bis zu dem Ausmaß von 1 bis 4 Atom-% ist vorgesehen.
Die Legierung dieser Erfindung ist besonders geeignet zur Herstellung in gegossener Form, und sie kann heißisostatisch gepreßt und in anderer Weise durch Barren-Metallurgie verarbeitet werden. Den Zugaben kann alternativ ein rasches Erstarrenlassen der chromhaltigen, nicht stöchiometrischen, intermetallischen TiA -Verbindung folgen.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG

Die folgende Beschreibung der Erfindung wird deutlicher unter Bezugnahme auf die beigefügte Zeichnung verstanden, in der zeigen:
Figur 1 eine Balkengraphik, die Vergleichsdaten für eine neue Legierungs-Zusammensetzung dieser Erfindung und einer Bezugsiegierung angibt;
Figur 2 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Belastung in 0,454 kg (pounds) und der Kreuzkopf-Verschiebung in 0,025 mm (mus) für TiAl-Zusammensetzungen verschiedener Stöchiometrie, die beim 4-Punkt-Biegen getestet wurden und für Ti&sub5;&sub0;Al&sub4;&sub8;Cr&sub2; veranschaulicht und
Figur 3 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen Modul und Temperatur für eine Gruppe von Legierungen veranschaulicht.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Es gibt eine Reihe von Hintergrund- und gegenwärtigen Untersuchungen, die zu den Feststellungen führten, auf denen die vorliegende Erfindung beruht, einschließlich der kombinierten Zugabe von Silicium, Niob und Chrom zu γ-TiAl. Die ersten 25 Beispiele befassen sich mit den Hintergrund-Untersuchungen und die späteren Beispiele befassen sich mit den gegenwärtigen Untersuchungen.

Beispiele 1-3:

Es wurden drei einzelne Schmelzen hergestellt, die Titan und Aluminium in verschiedenen, stöchiometrischen Verhältnissen enthielten, die dem von TiAl angenähert waren. Die Zusammensetzungen, Glühtemperaturen und Testresultate von den an den Zusammensetzungen ausgeführten Tests sind in Tabelle 1 zusammengefaßt.
Für jedes Beispiel wurde die Legierung zuerst durch elektrisches Lichtbogenschmelzen zu einem Barren verarbeitet. Der Barren wurde durch Schmelzverdüsen unter einem Partialdruck von Argon zu einem Band verarbeitet. In beiden Schmelzstufen wurde ein wassergekühiter Kupferherd als Behälter der &hmelze benutzt, um unerwünschte Reaktionen zwischen Schmelze und Behälter zu vermeiden. Wegen der starken Affinität von Titan für Sauerstoff wurde das Aussetzen des heißen Metalles gegenüber Sauerstoff sorgfältig vermieden.
Das schnell erstarrte Band wurde in eine Stahibüchse gepackt, die evakuiert und dann abgedichtet wurde. Die Büchse wurde dann bei 950ºC (1740ºF) für 3 Stunden unter einem Druck von 207 MPa (30 ksi) heiß isostatisch gepreßt (HIP). Die zum heiß isostatischen Pressen benutzte Büchse wurde maschinell von dem verdichteten Bandstopfen entfernt. Die heißisostatisch gepreßte Probe war ein Stopfen von etwa 2,54 cm (1 Zoll) Durchmesser und einer Länge von 7,62 cm (3 Zoll).
Der Stopfen wurde axial in die Mittelöffnung eines Stranges bzw. Knüppels eingeführt und darin abgedichtet. Der Knüppel wurde auf 987ºC (1187ºF) erhitzt und durch ein Werkzeug Stranggepreßt, um ein Reduktionsverhältnis von etwa 7:1 zu ergeben. Der stranggepreßte Stopfen wurde aus dem Knüppel entfernt und wärmebehandelt.
Die stranggepreßten Proben wurden dann bei Temperaturen, wie sie in Tabelle 1 angegeben sind, 2 Stunden lang geglüht. Dem Glühen folgte ein Altern bei 1.000ºC für 2 Stunden. Die Proben wurden maschinell zu den Abmessungen von 1,5 × 3 × 25,4 mm (0,060 × 0,120 × 1,0 Zoll) für Vierpunkt-Biegetests bei Raumtemperatur verarbeitet. Die Biegetests wurden in einer Vierpunkt-Biegevorrichtung ausgeführt, die eine Innenspanne von 10 mm (0,4 Zoll) und eine Außenspanne von 20 mm (0,8 Zoll) aufwies. Die Kurven von Belastung zu Querkopf-Verschiebung wurden aufgezeichnet. Auf der Grundlage der entwickelten Kurven wurden die folgenden Eigenschaften definiert:
(1) Die Streckgrenze ist die Fließspannung bei einer Kreuzkopf-Verschiebung von 25,4 µm (0,001 Zoll). Dieses Ausmaß der Kreuzkopf-Verschiebung wird als das erste Zeichen der plastischen Verformung und des Überganges von der elastischen Verformung zur plastischen Verformung genommen. Die Messung der Streckgrenze und/oder Bruchfestigkeit durch konventionelle Kompressions-oder Zug-Verfahren gibt Resultate, die geringer sind als die Resultate, die durch Vierpunkt- Biegen erhalten werden, wie es bei den hier berichteten Messungen ausgeführt wurde. Die höheren Niveaus der Resultate der Messungen des Vierpunkt-Biegens sollten erinnert werden, wenn man diese Werte mit Werten vergleicht, die durch konventionelle Kompressions- oder Zug-Verfahren erhalten werden. Der Vergleich der Meßergebnisse in vielen der Beispiele hier erfolgt jedoch zwlschen Vierpunkt-Biegetests, und für alle mit dieser Technik gemessenen Proben sind solche Vergleiche sehr gültig bei der Feststellung der Unterschiede in den Festigkeitseigenschaften, die sich aus Unterschieden in der Zusammensetzung oder des Verarbeitens der Zusammensetzungen ergeben.
(2) Die Bruchfestigkeit ist die Spannung, die zum Bruch führt.
(3) Die Außenfaser-Dehnung ist die Quantität von 62,64 hd, (9,71 hd), wobei "h" die Probendicke in Zentimeter (Zoll) und "d" die Kreuzkopf-Verschiebung beim Bruch in Zentimeter (Zoll) ist. Metallurgisch repräsentiert der errechnete Wert das Ausmaß der plastischen Verformung an der äußeren Oberfläche der Biegeprobe zur Zeit des Bruches.
Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle I aufgeführt. Tabelle I enthält Daten über die Eigenschaften von Proben, die bei 1.300ºC geglüht wurden, und weitere Daten dieser Proben sind in Figur 2 angegeben. Tabelle I
* Es wurde kein meßbarer Wert gefunden, weil die Probe nicht genügend Duktilität aufwies, um eine Messung zu erhalten
Aus den Daten dieser Tabelle wird deutlich, daß Legierung 12 für Beispiel 2 die beste Kombination der Eigenschaften aufwies. Dies bestatigt, daß die Eigenschaften von Ti-Al-Zusammensetzungen sehr empfindlich auf die atomaren Verhältnisse Ti/Al und die angewendete Wärmebehandlung sind. Die Legierung 12 wurde als Grundlegierung für weitere Eigenschaftsverbesserungen auf der Grundlage weiterer Experimente ausgewählt, die, wie unten beschrieben, ausgeführt wurden.
Es wird auch deutlich, daß das Glühen bei Temperaturen zwischen 1250ºC und 1350ºC dazu führt, daß die Testproben erwünschte Werte der Streckgrenze, Bruchfestigkeit und Außenfaser- Dehnung aufweisen. Das Glühen bei 1400ºC führt jedoch zu einer Testprobe mit einer deutlich geringeren Streckgrenze (etwa 20% geringer), einer geringeren Bruchfestigkeit (etwa 30% geringer) und einer geringeren Duktilität (etwa 78% geringer) als eine bei 1350ºC geglühte Testprobe. Der scharfe Abfall der Eigenschaften ist durch eine dramatische Anderung im Gefüge aufgrund einer ausgedehnten β-Umwandlung bei Temperaturen deutlich über 1350ºC bedingt.

Beispiele 4-13:

Es wurden 10 zusätzliche, einzelne Schmelzen zubereitet, die Titan und Aluminium in angegebenen Atom-Verhältnissen sowie Zusätze in relativ geringen Atom-% enthielten.
Jede der Proben wurde, wie oben unter Bezugnahme auf die Beispiel 1-3 beschrieben, hergestellt.
Die Zusammensetzungen, Glühtemperaturen und Testergebnisse von an den Zusammensetzungen ausgeführten Tests sind in Tabelle II im Vergleich zu Legierung 12, als der Grundlegierung für diesen Vergleich, aufgeführt. Tabelle II
* Siehe Bemerkung bei Tabelle I
+ Das Material brach während der maschinellen Bearbeitung zur Herstellung von Testproben
Für die Beispiele 4 und 5, die bei 1200ºC wärmebehandelt waren, war die Streckgrenze nicht meßbar, da eine Duktilität von im wesentlichen Null gefunden wurde. Für die Probe von Beispiel 5, die bei 1300ºC geglüht war, hatte die Duktilität zugenommen, doch war sie noch immer in unerwütischter Weise gering.
Eür Beispiel 6 war das gleiche der Fall für die Testprobe, die bei 1250ºC geglüht war. Für die Proben von Beispiel 6, die bei 1300ºC und 1350ºC geglüht waren, war die Duktilität merklich, aber die Streckgrenze war gering.
Keine der Testproben der anderen Beispiele hatte irgendein merkliches Duktilitätsniveau.
Es wird deutlich aus den in Tabelle II aufgeführten Ergebnissen, daß die Sätze von Parametern, die bei der Herstellung von Zusammensetzungen zum Testen eine Rolle spielen, recht komplex und miteinander verbunden sind. Ein Parameter ist das Atom-Verhältnis des Titans mit Bezug auf das von Alumimum. Aus den in Figur 3 aufgetragenen Daten wird deutlich, daß das stöchiometrische Verhältnis oder nicht-stochiometrische Verhältnis einen starken Einfluß auf die Testeigenschaften hat, die fur verschiedene Zusammensetzungen gefunden wurden.
Ein anderer Satz von Parametern ist der Zusatz, der zum Einschluß in die TiAl-Grundzusammensetzung ausgewählt ist. Ein erster Parameter dieses Satzes betrifft die Frage, ob ein spezieller Zusatz als ein Substituent für Titan oder für Aluminium wirkt. Ein spezifisches Metall kann in jeder Weise wirken, und es gibt keine einfache Regel, mit der bestimmt werden kann, welche Rolle ein Zusatz spielen wird. Die Bedeutung dieses Parameters wird deutlich, wenn die Zugabe einiger Atom-% des Zusatzes X in Betracht gezogen wird.
Wirkt X als ein Titan-Substituent, dann ergibt eine Zusammensetzung Ti&sub4;&sub8;Al&sub4;&sub8;X&sub4; eine effektive Aluminium-Konzentration von 48 Atom-% und eine effektive Titan-Konzentration von 52 Atom-%.
Wirkt der Zusatz X dagegen als ein Aluminium-Substituent, dann hat die resultierende Zusammensetzung eine effektive Aluminium-Konzentration von 52 Atom-% und eine effektive Titan- Konzentration von 48 Atom-%.
Demgemäß ist die Natur der stattfindenden Substitution sehr wichtig, aber auch sehr unvorhersagbar.
Ein anderer Parameter dieses Satzes ist die Konzentration des Zusatzes.
Noch ein anderer Parameter, der aus Tabelle II deutlich wird, ist die Glühtemperatur. Die Glühtemperatur, die die besten Festigkeitseigenschaften für eine Zusatz erzeugt, kann sich von der für einen anderen Zusatz unterscheiden. Dies wird deutlich, wenn man die Ergebnisse von Beispiel 6 mit denen von Beispiel 7 vergleicht.
Zusätzlich kann es eine kombinierte Wirkung von Konzentration und Glühen für den Zusatz geben, sodaß eine optimale Verbesserung der Eigenschaften, wenn eine Verbesserung gefunden wird, bei einer gewissen Kombination der Zusatz-Konzentration und Glüntemperatur auftritt, so daß höhere und geringere Konzentrationen und/oder Gluhtemperaturen weniger wirksam sind bei der Schaffung einer erwünschten Eigenschaftsverbesserung.
Der Inhalt von Tabelle II macht deutlich, daß die aufgrund der Zugabe eines ternären Elementes zu einer nicht-stöchiometrischen TiAl-Zusammensetzung erhältlichen Ergebnisse sehr unvorhersagbar sind, und daß die meisten Testergebnisse hinsichtlich Duktilität oder Festigkeit oder beidem nicht erfolgreich sind.

Beispiele 14-17:

Ein weiterer Parameter der γ-Titanaluminid-Legierungen, die Zusätze einschließen, ist der, daß Kombinationen von Zusätzen nicht notwendigerweise zu additiven Kombinationen der einzelnen Vorteile führen, die sich aus dem individuellen und separaten Einschluß der gleichen Zusätze ergibt.
Es wurden vier weitere Proben auf TiAl-Grundlage hergestellt, wie oben unter Bezugnahme auf die Beispiele 1-3 beschrieben, die einzelne Zusätze von Vanadium, Niob und Tantal enthielten, wie in Tabelle III aufgeführt. Diese Zusammensetzungen sind die optimalen Zusammensetzungen, die in den eigenen US-PSn 4,842,817 und 4,857,268 berichtet werden.
Die vierte Zusammensetzung ist eine Zusammensetzung, die Vanadium, Niob und Tantal in einer einzigen Legierung kombiniert, die in Tabelle III als Legierung 48 bezeichnet ist.
Aus Tabelle III wird deutlich, daß die einzelnen Zugaben von Vanadium, Niob und Tantal auf einer individuellen Basis in den Beispielen 14, 15 und 16 in der Lege sind, jeweils eine beträchtliche Verbesserung bei der TiAl-Grundlegierung zu bewirken. Werden diese gleichen Zusätze jedoch in einer einzigen Kombinationslegierung kombiniert, dann führt das nicht zu einer Kombination der individuellen Verbesserungen in einer additiven Weise. Es ist vielmehr das Gegenteil der Fall.
Im ersten Falle führte die Legierung 48, die beim Glühen der einzelnen Legierungen bei 1350ºC geglüht worden war, zu einem derart spröden Material, das es während der maschinellen Bearbeitung zur Herstellung von Testproben brach.
Zweitens sind die Ergebnisse, die für die Legierung mit den kombinierten Zusätzen erhalten wurden, die bei 1250ºC geglüht wurde, sehr viel schlechter als solche, die für die separaten Legierungen erhalten wurden, die die einzelnen Zusätze enthielten.
Im besonderen wird es hinsichtlich der Duktilität deutlich, daß das Vanadium sehr erfolgreich war, die Duktilität der Legierung 14 des Beispiels 14 beträchtlich zu verbessern. Wurde das Vanadium jedoch mit den anderen Zusätzen in Legierung 48 von Beispiel 17 kombiniert, dann wurde die Duktilitäts-Verbesserung, die hätte erzielt werden können, überhaupt nicht erzielt. Tatsächlich wurde die Duktilität der Grundlegierung auf einen Wert von 0,1 verringert.
Bezüglich der Oxidationsbeständigkeit zeigt der Niobzusatz der Legierung 40 deutlich eine sehr beträchtliche Verbesserung als einen Gewichtsverlust von 4 mg/cm² der Legierung 40, verglichen mit einem Gewichtsverlust von 31 mg/cm² bei der Grundlegierung. Der Oxidationstest und der komplementäre Test der Oxidationsbeständigkeit schließt ein Erhitzen einer zu testenden Probe auf eine Temperatur von 982ºC für eine Dauer von 48 Stunden ein. Nachdem die Probe abgekühlt wurde, wurde sie abgekratzt, um eine Oxid-Kruste zu entfernen. Durch Wiegen der Probe, sowohl vor als auch nach dem Erhitzen und Abkratzen, kann ein Gewichtsunterschied bestimmt werden. Der Gewichtsverlust wird bestimmt in mg/cm² durch Dividieren des Gesamtgewichtsverlustes in Gramm durch die Oberfläche der Probe in Quadratzentimetern. Dieser Oxidationstest ist derjenige, der für alle Messungen der Oxidation oder Oxidationsbeständigkeit benutzt wurde, die in dieser Anmeldung ausgeführt sind.
Für die Legierung 60 mit dem Tantalzusatz wurde der Gewichtsverlust einer bei 1325ºC geglühten Probe zu 2 mg/cm² bestimmt, und dies wird wiederum mit dem Gewichtsverlust von 31 mg/cm² für die Grundlegierung verglichen. In anderen Worten, waren auf einer individuellen Zusatzbasis sowohl Niob als auch Tantal sehr wirksam bei der Verbesserung der Oxidationsbestandigkeit der Grundlegierung.
Wie aus den in Tabelle III aufgefuhrten Ergebnissen der Legierung 48 des Beispiels 17 jedoch deutlich wird, die alle drei Zusätze, Vanadium, Niob und Tantal in Kombination, enthielt, wurde die Oxidation bis etwa zum Doppelten von der der Grundlegierung erhöht. Dies ist um das siebenfache größer als für die Legierung 40, die den Niobzusatz allein enthielt, und etwa das fünfzehnfache größer als bei der Legierung 60, die den Tantalzusatz allein enthielt. Tabelle III
* Nicht gemessen
+ Das Material brach während der maschinellen Bearbeitung zur Herstellung von Testproben
Die einzelnen Vorteile oder Nachteile, die sich aus dem Einsatz einzelner Zusätze ergeben, wiederholen sich zuverlässig, wenn diese Zusätze immer wieder einzeln eingesetzt werden. Wenn die Zusätze jedoch in Kombination benutzt werden, dann kann die Wirkung eines Zusatzes in der Kombination in der Grundlegierung sich sehr von der Wirkung des Zusatzes unterscheiden, wenn er einzeln und separat in der gleichen Gundlegierung eingesetzt wird. Es wurde somit festgestellt, daß die Zugabe von Vanadium nützlich für die Duktilität von Titan-Aluminium-Zusammensetzungen ist, und dies ist in der eigenen US-PS 4,827,268 offenbart und diskutiert. Weiter ist einer der Zusätze, der sich als nützlich für die Festigkeit der TiAl-Grundlegierung erwiesen hat, der Zusatz Niob. Es wurde durch die oben diskutierte Veröffentlichung von Mcandrew gezeigt, daß die einzelne Zugabe von Niob zur TiAl-Grundlegierung die Oxidationsbeständigkeit verbessern kann. In ähnlicher Weise zeigt Mcandrew, daß die individuelle Zugabe von Tantal die Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit unterstützt. Weiter ist in der eigenen US-PS 4,842,817 offenbart, daß die Zugabe von Tantal zu Verbesserungen hinsichtlich der Duktilität fünrt.
In anderen Worten wurde festgestellt, daß Vanadium einzeln zu vorteilhaften Duktilitäts- Verbesserungen von γ-Titan-Aluminium-Verbindung beitragen kann, und daß Tantal einzeln zu Duktilitäts- und Oxidations-Verbesserungen betragen kann. Es wurde separat festgestellt, daß Niobzusätze vorteilhaft zu den Eigenschaften der Festigkeit und Oxidationsbeständigkeit von Titanaluminium beitragen können. Wie sich jedoch aus Beispiel 17 ergibt, bringt der gemeinsame Einsatz von Vanadium, Tantal und Niob in Kombination als Zusätze in einer Legierungs-Zusammensetzung für diese Legierungs-Zusammensetzung keinem Nutzen, sondern es ergibt sich vielmehr eine Netto-Verringerung oder ein Verlust in den Eigenschaften des TiAl, das die Zusätze Niob, Tantal und Vanadium enthält. Dies wird deutlich aus Tabelle III.
Daraus wird deutlich, daß es scheinen mag, daß, wenn zwei oder mehr Zusatzelemente einzeln TiAl verbessern, ihr gemeinsamer Einsatz dann TiAl weitere Verbesserungen verschaffen sollte, während gefunden wird, daß solche Zugaben in hohem Maße unvorhersagbar sind, und, in der Tat, die kombinierte Zugabe von Vanadium, Niob und Tantal einen Netto-Verlust an Eigenschaften aufgrund des kombinierten Einsatzes der kombinierten Zusätze ergibt, statt zu einem kombinierten, nützlichen Gesamtgewinn der Eigenschaften zu führen.
Aus der obigen Tabelle III wird jedoch deutlich, daß die, die Kombination der Zusätze von Vanadium, Niob und Tantal enthaltende Legierung eine sehr viel schlechtere Oxidationsbestandigkeit aufweist, als die TiAl-Grundlegierung 12 von Beipiel 2. Der kombinierte Einsatz von Zusätzen, die auf einer separaten und individuellen Basis eine Eigenschaft verbessern, hat wieder zu einem Netto-Verlust in der gleichen Eigenschaft geführt, die verbessert worden ist, wenn die Zusätze auf einer separaten und einzelnen Basis eingesetzt wurden.

Beispiele 18-23:

Es wurden sechs weitere Proben, wie oben unter Bezugnahme auf die Beispiele 1-3 beschrieben, hergestellt, wobei diese weiteren Beispiele mit Chrom modifiziertes Titanaluminid mit Zusammensetzungen waren, wie sie in Tabelle IV aufgeführt sind.
Tabelle IV faßt die Ergebnisse des Biegetests aller Legierungen, sowohl standardgemäßer als auch modifizierter, unter den verschiedenen Wärmebehandlungs-Bedingungen zusammen, die als relevant angesehen werden. Tabelle IV
Die in Tabelle IV aufgeführten Ergebnisse bieten weitere Beweisanzeichen dafür, wie kritisch eine Kombination von Faktoren bei der Bestimmung der Wirkungen legierender Zusätze oder Dotierungsmittel auf die einer Grundlegierung verliehenen Eigenschaften ist. So zeigt, z.B., die Legierung 80 einen guten Satz von Eigenschaften für eine 2 atomprozentige Zugabe von Chrom. Man könnte eire weitere Verbesserung aus einer weiteren Chromzugabe erwarten. Die Zugabe von 4 Atom-% Chrom zu Legierungen mit drei verschiedenen Atomverhaltnissen bei TiAl zeigt jedoch, daß die Zunahme der Konzentration eines Zusatzes, der sich bei geringeren Konzentrationen als nützlich erwiesen hat, nicht der einfachen Regel folgt, daß, wenn etwas gut ist, mehr besser sein muß. Tatsächlich ist für den Chromzusatz gerade das Gegenteil richtig, und er zeigt, daß, wo etwas gut ist, mehr schlecht ist.
Wie aus Tabelle IV deutlich wird, zeigt jede der Legierungen 49, 79 und 88, die "mehr" (4 Atom-%) Chrom enthalten, eine geringere Festigkeit und auch eine geringere Außenfaser-Dehnung (Duktilität), verglichen mit der Grundlegierung.
Im Gegensatz dazu enthält die Legierung 38 von Beispiel 182 Atom-% Zusatz und zeigt nur eine wenig verringerte Festigkeit, aber eine stark verbesserte Duktilität. Es kann auch beobachtet werden, daß die gemessene Außenfaser-Dehnung der Legierung 38 merklich mit den Warmebehandlungs-Bedingungen variierte. Eine bemerkenswerte Zunahme in der Außenfaser-Dehnung wurde durch Glühen bei 1250ºC erzielt. Eine verringerte Dehnung wurde beobachtet, wenn man bei höheren Temperaturen glühte. Ahnliche Verbesserungen wurden für Legierung 80 beobachtet, die ebenfalls nur 2 Atom-% Zusatz enthielt, obwohl die Glühtemperatur für die höchste, erzielte Duktilität 1300ºC war.
Beispiel 20, Legierung 87, benutzte das Niveau von 2 Atom-% Chrom, doch war die Aluminiumkonzentration auf 50 Atom-% erhöht. Die höhere Aluminiumkonzentration fünrte zu einer geringen Verringerung der Duktilitat, ausgehend von der Duktilität, die für die 2% Chrom enthaltenden Zusammensetzungen gemessen wurde, bei denen sich Aluminium im Bereich von 46-48 Atom- % befand. Für die Legierung 87 war die optimale Wärmebehandlungs-Temperatur etwa 1350ºC.
Bei den Beispielen 18, 19 und 20, die jeweils 2 Atom-% Zusatz enthielten, wurde beobachtat, daß die optimale Glühtemperatur mit zunehmender Aluminiumkonzentration zunahm.
Aus diesen Daten wurde bestimmt, daß Legierung 38, die bei 1250ºC warmebehandelt worden war, die beste Kombination von Eigenschaften bei Raumtemperatur aufwies. Es ist zu bemerken, daß die optimale Glühtemperatur für Legierung 38 mit 46 Atom-% Aluminium 1250ºC war, das Optimum für Legierung 80, mit 48 Atom-% Aluminium, aber 1300ºC war. Die für Legierung 80 erhaltenen Daten sind in Figur 2 im Vergleich mit den Grundlegierungen aufgetragen.
Diese bemerkenswerten Zunahmen in der Duktilität der Legierung 38 bei Behandlung bei 1250ºC und der Legierung 80 bei Wärmebehandlung bei 1300ºC waren unerwartet, wie in der eigenen US-PS 4,842,819 ausgeführt.
Aus den in Tabelle IV enthaltenen Daten wird klar, daß die Modifikation von TiAl-Zusammensetzungen zur Verbesserung der Eigenschaften der Zusammensetzungen ein sehr komplexes und unvorhersagbares Unternehmen ist. Es ist z.B. klar, daß Chrom bei einem Niveau von 2 Atom- % die Duktilität der Zusammensetzung, bei der das stöchiometrische Verhältnis von TiAl in einem geeigneten Bereich liegt, und wo die Temperatur für das Glühen der Zusammensetzung im geeigneten Bereich für die Chromzugaben liegt, sehr beträchtlich erhöht. Es wird aus den Daten der Tabelle IV auch klar, daß, obwohl man eine größere Wirkung bei der Verbesserung der Eigenschaften durch Erhöhen der Menge des Zusatzes erwarten würde, gerade das Gegenteil der Fall ist, weil die Zunahme der Duktilität, die bei der Menge von 2 Atom-% erzielt wird, verloren geht, wenn Chrom zu 4 Atom-% erhöht wird. Weiter ist klar, daß die Menge von 4% nicht wirksam ist bei der Verbesserung der TiAl-Eigenschaften, selbst wenn eine beträchtliche Variation im Atomverhältnis von Titan zu Aluminium und ein beträchtlicher Bereich der Glühtemperaturen bei der Untersuchung der Änderung der Eigenschaften benutzt wird, die die Zugabe der höheren Konzentration des Zusatzes begleiten.

Beispiel 24:

Es wurden Legierungsproben hergestellt, die die folgende Zusammensetzung aufwiesen:
Ti&sub5;&sub2;Al&sub4;&sub6;Cr&sub2;.
Testproben der Legierung wurden nach zwei verschiedenen Herstellungsverfahren zubereitet, und die Eigenschaften jeder Probe wurden durch Zugtests gemessen. Die benutzten Verfahren und die erhaltenen Ergebnisse sind in der unmittelbar folgenden Tabelle V aufgefuhrt. Tabelle V
In Tabelle V sind die Ergebnisse für die Legierungsproben 38 aufgefünrt, die nach zwei Beispielen, 18 und 24, hergestellt wurden, die zwei verschiedene Verfahren zur Legierungsherstellung benutzten, um die Legierung der entsprechenden Beispiele zu bilden. Zusätzlich wurden Testmethoden für die aus der Legierung 38 des Beispiels 18 hergestellten Proben und separat für Legierung 38 von Beispiel 24 benutzt, die sich von den Testmethoden unterschieden, die für die Proben früherer Beispiele benutzt wurden.
Die Legierung des Beispiels 18' wurde hergestellt nach dem oben unter Bezugnahme auf die Beispiele 1-3 erläuterten Verfahren. Dies ist ein Verfahren des raschen Ersterrens und Verdichtens. Bei Beispiel 18' erfolgte das Testen nicht gemäß dem Vierpunkt-Biegetest, der für alle anderen Daten, die in den obigen Tabellen angegeben sind, und insbesondere für Beispiel 18 der Tabelle IV benutzt wurde. Das angewendete Testverfahren war vielmehr ein konventionelles Zugtesten, wonach Metallproben als Zugstäbe zubereitet und einem Zugtest unterworfen wurden, bis sich das Metall verlängerte und schließlich brach. Die Legierung 38' des Beispiels 18 von Tabelle V wurde zu Zugstäben verarbeitet und die Zugstäbe einer Zugkraft ausgesetzt, bis bei 642 MPa (93 ksi) ein Strecken bzw. eine Dehnung erhalten wurde.
Die Streckgrenze von Beispiel 18' der Tabelle V in MPa (ksi), gemessen an einem Zugstab, ist mit der Streckgrenze von Beispiel 18 von Tabelle IV in MPa (ksi) zu vergleichen, die nach dem Vierpunkt-Biegetest gemessen wurde. In der metallurgischen Praxis wird die durch Zugstab-Dehnung bestimmte Streckgrenze allgemeiner benutzt, und sie ist ein allgemeiner akzeptiertes Maß für technische Zwecke.
Die Zugfestigkeit von 745 (108) MPa (ksi) repräsentiert die Festigkeit, bei der der Zugstab von Beispiel 18' der Tabelle V als ein Ergebnis des Ziehens brach. Dieses Maß ist in Beziehung zu setzen zur Bruchfest igkeit in mPa (ksi) für Beispiel 18 in Tabelle IV. Es wird deutlich, daß die beiden verschiedenen Tests zu zwei verschiedenen Maßen für alle Daten führen.
Hinsichtlich der plastischen Dehnung gibt es wieder eine Beziehung zwischen den Ergebnissen, die durch Vierpunkt-Biegestests bestimmt wurden, wie sie in Tabelle IV für Beispiel 18 angegeben sind, und der plastischen Dehnung in Prozent, wie sie in der letzten Spalte der Tabelle V für Beispiel 18' angegeben ist.
Beispiel 24 der Tabelle V ist gemäß der Spalte "Herstellungsverfahren" durch Gießen und Schmieden Barren-Metallurgie hergestellt. Der Begriff "Gießen und Schmieden Barren-Metallurgie", wie er hier benutzt wird, bezieht sich auf ein Schmelzen der Bestandteile der Legierung 38 in den in Tabelle V aufgeführten Anteilen und entsprechend genau in den Anteilen, die für Beispiel 18' angegeben sind. In anderen Worten, ist die Zusammensetzung der Legierung 38 für beide Beispiele 18' und 24 identisch die gleiche. Der Unterschied zwischen den beiden Beispielen ist, daß die Legierung von Beispiel 18' durch rasche Erstarrung hergestellt wurde, und die Legierung von Beispiel 24 durch Gießen und Schmieden Barren-Metallurgie hergestellt wurde. Gießen und Schmieden Barren-Metallurgie schließt das Schmelzen der Bestandteile und das Erstarrenlassen der Bestandteile zu einem Barren, gefolgt vom Schmieden, ein. Das Verfahren des raschen Erstarrenlassens schließt die Bildung eines Bandes nach dem Verfahren des Schmelzverdüsens, gefolgt von einer Verdichtung des Bandes zu einer vollständig dichten, kohärenten Metallprobe, ein.
Bei dem Gießen und Schmieden-Verfahren des Beispiels 24 zum Schmelzen eines Barrens wird der Barren in einer Abmessung von etwa 5,08 cm (2") Durchmesser und einer Dicke von etwa 1,27 cm (1/2") in der etwaigen Gestalt eines Hockeypucks hergestellt. Nach dem Schmelzen und Erstarrenlassen des hockeypuck-förmigen Barrens wird der Barren in einen Stahlring mit einer Wandstärke von etwa 1,27 cm (1/2") und einer vertikalen Dicke eingeschlossen, die identisch der des hockeypuck-förmigen Barrens angepaßt war. Vor dem Einschließen in den Haltering wurde der Hockeypuck-Barren durch Erhitzen auf 1250ºC für 2 Stunden homogenisiert. Die Einheit aus Hokkeypuck und Haltering wurde auf eine Temperatur von etwa 975ºC erhitzt. Die erhitzte Einheit aus Probe und Haltering wurde zu einer Dicke von etwa der Hälfte der ursprünglichen Dicke geschmiedet. Dieses Verfahren wird hier als ein Bearbeiten durch Gießen und Schmieden bezeichnet.
Nach dem Schmieden und Abkühlen der Probe wurden Zugproben hergestellt, die den für Beispiel 18' hergestellten Zugproben entsprachen. Diese Zugproben wurden dem gleichen konventionellen Zugtesten ausgesetzt, wie es für Beispiel 18' benutzt wurde, und die Messungen der Streckgrenze, Zugfestigkeit und plastischen Dehnung, die sich bei diesen Tests ergaben, sind in Tabelle V für Beispiel 24 aufgeführt. Wie aus den Ergebnissen der Tabelle V deutlich wird, wurden die einzelnen Testproben unterschiedlichen Glühtemperaturen unterworfen, bevor die tatsächlichen Zugtests ausgeführt wurden.
Für Beispiel 18' der Tabelle V war die auf die Zugtest-Probe angewendete Glühtemperatur 1250ºC. Die drei Proben der Legierung 38 von Beispiel 24 der Tabelle V wurden einzeln bei den drei verschiedenen Temperaturen geglüht, die in Tabelle V aufgeführt sind, und spezifisch bei 1225ºC, 1250ºC und 1275ºC. Nach dieser Glühbehandlung für etwa 2 Stunden wurden die Proben dem konventionellen Zugtesten unterworfen, und die Ergebnisse sind für die drei separat behandelten Zugtest-Proben wiederum in Tabelle V aufgeführt.
Aus den in Tabelle V aufgeführten Testergebnissen wird deutlich, daß die Streckgrenzen, die für die rasch erstarrte Legierung bestimmt wurden, etwa höher sind als die, die für die Proben bestimmt wurden, die durch die Gießen & Schmieden Barren-Metallurgie erhalten wurden. Es wird auch deutlich, daß die plastische Dehnung der Proben, die durch die Gießen & Schmieden Barren- Metallurgie hergestellt wurden, eine allgemein höhere Duktilität zeigen als solche, die durch rasches Erstarren erhalten wurden. Die für Beispiel 24 aufgeführten Ergebnisse zeigen, daß trotz etwas geringerer Messungen für die Streckgrenze, verglichen mit denen des Beispiels 18', sie vollständig angemessen sind für viele Anwendungen in Flugzeug-Triebwerken und für andere industrielle Anwendungen. Die Duktilitätszunahme der Legierung 38, die durch die Gießen & Schmieden Barren-Metallurgie erhalten ist, wie sie sich aus den Duktilitäts-Messungen und den in Tabelle V aufgeführten Ergebnissen ergibt, macht sie zu einer erwünschten und einzigartigen Legierung für solche Anwendungen, die eine höhere Duktilität erfordern. Allgemein gesagt ist es gut bekannt, daß ein Verarbeiten durch Gießen & Schmieden Berren-Metallurgie sehr viel billiger ist als das Verarbeiten durch Schmelzverdüsen oder rasches Erstarrenlassen, da es keine Notwendigkeit für die teuere Stufe des Schmelzverdüsens noch für die Verdichtungsstufe gibt, die dem Schmelzverdüsen folgen muß.

Beispiel 25:

Es wurde eine Probe aus einer Legierung durch Gießen & Schmieden Barren-Metallurgie, im wesentlichen wie in Beispiel 24 beschrieben, hergestellt. Die Bestandteile der Schmelze entsprachen der folgenden Formel:
Ti&sub4;&sub8;Al&sub4;&sub8;Cr&sub2;Si&sub2;
Die Bestandteile wurden zu einer Schmelze verarbeitet und die Schmelze zu einem Barren gegossen.
Der Barren hatte Abmessungen von etwa 5,08 cm (2 Zoll) im Durchmesser und einer Dicke von etwa 1,27 cm (1/2 Zoll).
Der Barren wurde durch 2-stündiges Erhitzen auf 1250ºC homogenisiert.
Der allgemein in Form eines Hockeypucks vorliegende Barren wurde seitlich in ein ringförmiges Stahlband mit einer Wandtarke von etwa 1,27 cm (1/2 Zoll) und einer vertikalen Dicke eingeschlossen, die identisch der des Hockeypuck-Barrens war.
Die Einheit aus Hockeypuck-Barren und ringförmigem Haltering wurde auf eine Temperatur von etwa 975ºC erhitzt und dann bei dieser Temperatur geschmiedet. Das Schmieden führte zu einer Verringerung der Dicke des Hockeypuck-Barrens auf die Hälfte der ursprünglichen Dicke.
Nachdem der geschmiedete Barren abgekühlt war, wurden drei Stifte maschinell aus dem Barren herausgearbeitet, um daran drei verschiedene Wärmebehandlungen auszuführen. Die drei verschiedenen Stifte wurden separat 2 Stunden lang bei den drei verschiedenen Temperaturen geglüht, die in der folgenden Tabelle VI aufgeführt sind. Nach den einzelnen Glühungen wurden die drei Stifte 2 Stunden lang bei 1.000ºC gealtert.
Nach dem Glühen und Altern wurde jeder Stift maschinell zu einem konventionellen Zugstab verarbeitet, und es wurde an den drei resultierenden Stäben ein konventionelles Zugtesten ausgeführt. Die Ergebnisse der Zugtests sind in Tabelle VI aufgeführt. Tabelle VI Zugeigenschaften und Oxidationsbetändigkeit von Legierungen Zugtest bei Raumtemperatur
* - Beispiel 2A entspricht Beispiel 2 oben hinsichtlich der Zusammensetzung der im Beispiel benutzten Legierung. Die Legierung 12A von Beispiel 2A wurde jedoch durch Gießen & Schmieden Barren-Metallurgie statt durch rasches Erstarrenlassen, wie bei der Legierung 12 von Beispiel 2, hergestellt. Die Zug- und Dehn-Eigenschaften wurden nach dem Zugstab-Verfahren statt nach dem Vierpunkt-Biegetest ermittelt, der für Legierung 12 von Beispiel 2 benutzt wurde.
Wie aus der Tabelle deutlich wird, wurden die drei Proben der Legierung 156 einzeln bei drei verschiedenen Temperaturen und spezifisch bei 1300, 1325 und 1350ºC geglüht. Die Streckgrenze dieser Proben ist gegenüber der Grundlegierung 12 sehr deutlich verbessert. So hatte, z.B., die bei 1325ºC geglühte Probe eine Zunahme von etwa 48% in der Streckgrenze und eine Zunahme von etwa 42% in der Bruchfestigkeit. Diese Zunahme der Festigkeit wurde ohne irgendeinen Verlust in der Duktilität realisiert, tatsächich ergab sich ein mäßiger Gewinn von über 13%.
Die beträchtlich verbesserte Festigkeit, gekoppelt mit der mäßig verbesserten Dtiktilität, ergeben, zusammen betrachtet, diese einzigartige γ-Titanaluminid-Zusammensetzung, und diese Zusammensetzung ist Gegenstand der eigenen US-PS 5,045,406.

Beispiel 25B:

Im obigen Beispiel 25 wurde die Legierung durch Verarbeiten mittels Gießen und Schmieden hergestellt. Die Legierungen der Beispiele dieser Gruppe wurden durch eine alternative Behandlungstechnik und spezifisch durch Behandeln mittels Gießen und heißisostatischen Pressens hergestellt. Spezifisch wurde jede Legierung durch einen elektrischen Bogen in einem Kupferherd geschmolzen und dann ließ man sie im Herd erstarren. Die erhaltenen Barren wurden zu Stäben geschnitten, die separat bei 1050ºC drei Stunden lang unter einem Druck von etwa 32 MPa (45 ksi) heißisostatisch gepreßt wurden. Die Stäbe wurden dann Wärmebehandlungen bei verschiedenen Temperaturen im Bereich von 1200 bis 1400ºC zwei Stunden lang unterworfen. Es wurden Proben zum Zugtest aus diesen wärmebehandelten Stäben hergestellt und Messungen der Streckgrenze, Bruclifestigkeit und plastischen Dehnung vorgenommen. Zusassnensetzungen und durch konventionelles Zugstab-Testen bestimmte Eigenschaften für die Beispiele sind in der folgenden Tabelle VII aufgeführt. Tabelle VII Zusammensetzungen und Eigenschaften von durch Gießen und heißes isostatisches Pressen hergestellten Legierungen
* - Beispiele 2B und 25B entsprechen den Beispielen 2A und 25 in der Zusanunensetzung der eingesetzten Legierungen. anders als die früheren Beispiele, die durch Gießen und Schmieden verarbeitet wurden, wurden diese neuen Beispiele jedoch durch heißisostatisches Pressen der gegossenen Barren ohne Schmieden verarbeitet.
Tabelle VII enthält die Daten für zwei Sätze von Legierungen, die durch eine Technik des Gießens und heißisostatischen Pressens hergestellt wurden. Beispiel 28 ist das für Legierung 12, die, wie in Tabelle 1 oben angegeben, eine binäre Legierung von Ti-48A ist. Dies ist die Bezugslegierung, auf die in einer Anzahl der obigen Tabellen Bezug genommen wird. Wird Beispiel 2B der Tabelle VII mit Beispiel 2A der Tabelle VI verglichen, dann wird deutlich, daß die Legierung 12 des Beispiels 2B etwa die gleiche Streckgrenze zeigt, wie die des Beispiels 2A von Tabelle VI, und daß sie auch eine verringerte Duktilität zeigt.
Beispiel 25B kann auch mit Beispiel 25 von Tabelle VI verglichen werden. Aus diesem Vergleich wird deutlich, daß Beispiel 258 eine größere Festigkeit, aber eine verringerte Duktilität zeigt.
Aus einem weiteren Vergleich der Daten der Tabelle VII für Beispiel 2B mit Beispiel 25B wird deutlich, daß die Anwesenheit von Silicium in der Legierung von Beispiel 25B zu einer größeren Festigkeit unter Bewahrung der Duktilität der Titanaluminid-Legierung führt.

BEISPIELE 26-29

Es wurden durch die Technik des Gießens und heißisostatischen Pressens vier zusätzliche Proben hergestellt. Die Zusammensetzungen dieser Beispiele sowie die gemewssenen Eigenschaften sind in der unmittelbar folgenden Tabelle VIII aufgeführt. Tabelle VIII Zusammensetzungen und Eigenschaften von durch Gießen und heißes isostatisches Pressen hergestellten Legierungen
Die Legierungen für die Beispiele 26-29 und 25B der Tabelle VIII wurden durch die Technik des Gießens und heißisostatischen Pressens hergestellt, wie oben unter Bezugnahme auf Beispiel 25B beschrieben. Die Daten dieses Beispiels zeigen, daß die Eigenschaften dieser Legierungen für die Aluminium-Konzentration sehr empfindlich sind. Während die ersten drei Beispiele der Tabell VIII 2 Atom-% Chrom und 2 Atom-% Silicium in einem Titanaluminid aufwiesen, bei dem die Aluminium-Konzentration von 43 Atom-% für Beispiel 26,44 Atom-% für Beispiel 25B und 45 Atom-% für Beispiel 27 variierte. Aus dem Vergleich der Festigkeit und Duktilität, die für diese drei Zusammensetzungen gemessen wurden, wird ganz klar, daß eine signifikante Zunahme der Festigkeit sowie eine Zunahme der Duktilität auftritt, wenn die Aluminium-Konzentration von 43 Atom-% in Beispiel 26 zu 44 Atom-% in Beispiel 25B zunimmt.
Es ist auch klar, daß es eine Abnahme der Festigkeit gibt, wenn die Aluminium-Konzentration von 44 Atom-% für Beispiel 25B zu 45 Atom-% für Beispiel 27 zunimmt. Es gibt eine gewisse augenscheinliche Abnahme der Duktilität zusammen mit dieser Änderung. Diese Daten zeigen eine sehr scharfe Empfindlichkeit auf die Aluminium-Konzentration in diesen Legierungen.
Durch Vergleichen der für die ersten drei Zusammensetzungen erzielten Ergebnisse, die jeweils 2 Atom-% Silicium enthielten, mit den Ergebnissen und Daten, die für die letzten beiden Beispiele 28 und 29 erhalten wurden, die 4 Atom-% Silicium enthielten, wird deutlich, daß die 4 Atom- % Silicium enthaltenden Zusammensetzungen gegenüber den 2 Atom-% Silicium enthaltenden insgesamt nicht besser sind.
Weiter ist für die für die Beispiele 28 und 29 aufgeführten Daten klar, daß die Zusammensetzung für Beispiel 28 besser ist als die für Beispiel 29, da die Legierung für Beispiel 29 eine geringere Festigkeit und auch eine geringere Duktilität aufwies, als die für Beispiel 28.
Aus dem Vorhergehenden wird deutlich, daß die Legierung 156 für Beispiel 25B und 236 für Beispiel 28 die besten Legierungen sind, deren Daten in Tabelle VIII aufgefulrrt sind. Die besten Zusammensetzungen sind solche, bei denen die Summe der Atom-% der Aluminium- und der Silicium-Bestandteile insgesamt 46 Atom-% beträgt. Diese Zusammensetzungen sind Gegenstand der eigenen USPS 5,045,406.

BEISPIELE 30-34

Durch Gießen und heißisostatisches Pressen wurden fünf zusätzliche Proben hergestellt und die Festigkeits- und Duktilitäts-Eigenschaften dieser Legierungen wurden durch konventionelles Zugtesten bestimmt. Die Ergebnisse dieser Tests sind in der unmittelbar folgenden Tabelle IX aufgeführt. Tabelle IX Zusammensetzungen und Eigenschaften von durch Gießen und heißes isostatisches Pressen hergestellten Legierungen
Alle für diese Beispiele 30-34 hergestellten Legierungen wurden durch Gießen und heißisostatisches Pressen hergestellt, wie oben unter Bezugnahme auf Beispiel 25B beschrieben. Bei diesem Satz von Beispielen war die Grundlegierung ein Titanaluminid, das Chrom- und Silicium- Zusätze enthielt. Der Unterschied in diesem Satz von Beispielen gegenüber dem vorherigen Satz ist die Zugabe eines weiteren Zusatzes und spezifisch von Niob oder Niob und Kohlenstoff oder Tantal. Die Niob- und Tantal-Zusätze verbessern bekannterweise die Oxidationsbeständigkeit. Der Tantal- Zusatz verbessert bekannterweise auch die Kriechbeständigkeit. Diese Feststellungen finden sich in den eigenen US-PSn 4,879,092 und 5,028,491.
Aus den in Tabelle IX aufgeführten Daten läßt sich jedoch beobachten, daß die mechanischen Eigenschaften dieser Legierungen recht empfindlich für die Aluininiurn-Konzentration sowie die Anwesenheit von Silicium- und Tantal-Zusätzen sind.
Aus den in Tabelle IX aufgeführten Daten wird deutlich, daß nur die Legierung der Beispiele 31 und 32 gute mechanische Eigenschaften aufwies. Diese Eigenschaften schließen eine signifikant hohe Zugfestigkeit, gekoppelt mit einem moderaten Duktilitats-Niveau ein. Die Legierung 251 von Beispiel 13, die 44 Atom-% Aluminium zusammen mit Chrom-, Niob- und Silicium-Zusätzen aufwies, hatte geringere Duktilitätswerte. Die Legierung 288 von Beispiel 33 und die Legierung 239 von Beispiel 34 weisen weniger Aluminium auf sowie die kombinierten Chrom-, Silicium- und Niob- Zusätze, gekoppelt mit 42 Atom-% Aluminium für Legierung 288 sowie Ohrom-, Silicium- und Tantal-Zusätze, gekoppelt mit 44 Atom-% Aluminium für Legierung 239, und jede dieser Legierungen hat eine unannehmbar geringe Duktilität. Die Legierung 351 für Beispiel 31 mit 45 Atom-% Aluminium und gekoppelten Chrom-, Silicium- und Niob-Zusätzen hat jedoch eine signifikant hohe Festigkeit und eine akzeptabel moderate Duktilität Auch die Legierung 267 für Beispiel 32 hat 45 Atom-% Aluminium, gekoppelt mit Chrom-, Silicium-, Niob- und Kohlenstoff-Zusätzen und eine signifikante Festigkeit, gekoppelt mit einem akzeptablen Niveau der Duktilität Die Daten der Tabelle IX zeigen, daß es einen sehr starken Einfluß der Aluminium-Konzentration auf die Legierungs-Eigenschaften gibt, doch daß erwünschte Sätze von Eigenschaften bei Aluminlum-Konzentrationen zwischen 42 und 46 Atom-% erzielt werden können.
Aus den in der Tabelle IX aufgeführten Daten kann auch beobachtet werden, daß die Legierung 239 für Beispiel 34 Werte aufweist, die allgemein schlechter sind als die der Legierungen der Beispiele 31, 32 und 33. Im besonderen hatte die bei 1300 und 1350ºC geglühte Legierung 239 eine sehr geringe plastische Dehnung, und es war im wesentlichen nicht möglich, Werte für die Streckfestigkeit für diese Proben zu erhalten. Im Gegensatz dazu ergaben die Legierungen der Beispiele 31,32 und 33 nicht nur gute Ergebnisse für die plastische Dehnung, sondern sie hatten allgemein höhere Festigkeitswerte. Als eine Konsequenz ist es allgemein erwünscht, die Anwesenheit von Niob in Zusammensetzungen zu betonen und die Anwesenheit des Tantal-Bestandteils in Zusammensetzungen abzuschwächen, wo erwünschte Kombinationen von Festigkeits- und Duktilitäts- Eigenschaften angestrebt werden.

Claims

1. Titan-Aluminium-Legierung, bestehend aus Titan, Aluminium, Niob, Chrom und Silicium in dem folgenden Atom-%-Verhältnis:

Ti-Al&sub4;&sub2;&submin;&sub4;&sub6;Cr&sub1;&submin;&sub3;Si&sub1;&submin;&sub4;Nb&sub2;&submin;&sub6;

2. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 1, bestehend aus Titan, Aluminium, Niob, Chrom und Silicium in dem folgenden Atom-%-Verhältnis:

Ti-Al&sub4;&sub2;&submin;&sub4;&sub6;Cr&sub1;&submin;&sub3;Si&sub2;Nb&sub2;&submin;&sub6;

3. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 1, bestehend aus Titan, Aluminium, Niob, Chrom und Silicium in dem folgenden Atom-%-Verhältnis:

Ti-Al&sub4;&sub2;&submin;&sub4;&sub6;Cr&sub2;Si&sub1;&submin;&sub4;Nb&sub2;&submin;&sub6;

4. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 1, bestehend aus Titan, Aluminium, Niob, Chrom und Silicium in dem folgenden Atom-%-Verhältnis:

Ti-Al&sub4;&sub2;&submin;&sub4;&sub6;Cr&sub2;Si&sub2;Nb&sub4;

5. Legierung nach einem vorhergehenden Anspruch, die durch Block-Metallurgie hergestellt ist.

6. Legierung nach einem vorhergehenden Anspruch, die eine Wärmebehandlung zwischen 1250ºC und 1350ºC erhalten hat.

7. Bauteil zum Einsatz bei hoher Festigkeit und hoher Temperatur, das gebildet ist aus einer Titan-Aluminium-Legierung bestehend aus Titan, Aluminium, Niob, Chrom und Silicium in dem folgenden Atom-%-Verhältnis:

Ti-Al&sub4;&sub2;&submin;&sub4;&sub6;Cr&sub2;Si&sub2;Nb&sub2;&submin;&sub6;

8. Bauteil nach Anspruch 7, das ein Bauteil eines Strahltriebwerkes ist.