EP0455005A1 - Hochtemperaturlegierung für Maschinenbauteile auf der Basis von dotiertem Titanaluminid - Google Patents

Hochtemperaturlegierung für Maschinenbauteile auf der Basis von dotiertem Titanaluminid Download PDF

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EP0455005A1
EP0455005A1 EP91105503A EP91105503A EP0455005A1 EP 0455005 A1 EP0455005 A1 EP 0455005A1 EP 91105503 A EP91105503 A EP 91105503A EP 91105503 A EP91105503 A EP 91105503A EP 0455005 A1 EP0455005 A1 EP 0455005A1
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EP
European Patent Office
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alloy
room temperature
melted
temperature
yield point
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EP0455005B1 (de
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Mohamed Dr. Nazmy
Markus Staubli
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Alstom SA
Original Assignee
ABB Asea Brown Boveri Ltd
Asea Brown Boveri AB
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium

Definitions

  • High-temperature alloys for thermal machines based on intermetallic compounds which are suitable for directional solidification and complement the conventional nickel-based superalloys.
  • the invention relates to the further development and improvement of the alloys based on an intermetallic compound of the titanium aluminide TiAl type with further additives which increase strength, toughness and ductility.
  • the invention relates to a high-temperature alloy for machine components based on doped TiAl.
  • Intermetallic compounds of titanium with aluminum have some interesting properties which make them appear attractive as construction materials in the medium and higher temperature range. Among other things, this includes their low density compared to superalloys, which is only approx. 1/2 of the value for Ni superalloys reached. However, their technical usability in the present form stands in the way of their brittleness. The former can be improved by additives, whereby higher strength values are also achieved. As possible and in part already introduced intermetallic compounds, inter alia nickel aluminides, nickel silicides and titanium aluminides are known as construction materials.
  • EP-A1-0 365 598 shows a high-temperature alloy based on TiAl with additions of Si and Nb
  • EP-A1-0 405 134 suggests a high-temperature alloy based on TiAl with additions of Si and Cr.
  • the invention is based on the object of specifying a light alloy with adequate oxidation and corrosion resistance at high temperatures and at the same time high heat resistance and sufficient toughness in the temperature range from 500 to 1000 ° C., which is good for directed Solidification is suitable and essentially consists of a high-melting intermetallic compound.
  • FIG. 7 relates to a graphic representation of the yield point ⁇ 0.2 as a function of the temperature of alloys 21-27 and of comparative alloys 1 and 2.
  • FIGS. 9, 10 and 11 each relate to graphic representations of the influence of metal additives (Me, W) on the mechanical properties of alloys based on the intermetallic compound titanium aluminide at room temperature.
  • metal additives Mo, W
  • the influence of tungsten and yttrium content on the Vickers hardness is HV (kg / mm2) and for alloys 11, 12, 13, 31, 32 and 40 the influence of the tungsten or xttrium content on the elongation at break ⁇ (%) each at room temperature.
  • the alloy 11 serves as the basis.
  • the alloy compositions are as follows:
  • the individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials.
  • the melt was poured into a cast blank of approximately 50 mm in diameter and approximately 70 mm in height.
  • the blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 9 mm and a length of approximately 70 mm.
  • the bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.
  • a further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.
  • the melt was poured off analogously to embodiment 1, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod.
  • the dimensions of the rods corresponded to embodiment 1.
  • the rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment.
  • the mechanical properties as a function of the test temperature thus approximately corresponded to those of Example 1. These values can be further improved by heat treatment.
  • the melt was poured off analogously to Example 1, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (7 mm ⁇ 7 mm ⁇ 80 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The mechanical properties corresponded approximately to those of the previous examples. Heat treatment resulted in a further improvement in these values.
  • the melt was poured off analogously to Example 1, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (7 mm ⁇ 7 mm ⁇ 80 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The course of the mechanical properties corresponded approximately to that of the previous examples. The yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 582 Mpa. The course over the temperature T is indicated in FIG. 5. Alloy 1 (pure TiAl) is shown as a reference. The Vickers hardness HV at room temperature averaged 322 units. The course over the temperature T is shown in FIG. 1. Alloy 1 (pure TiAl) is to be given as the reference quantity. Heat treatment further improved these values.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 578 MPa.
  • the course of the flow limit over the temperature T is plotted in FIG. 5.
  • the Vickers hardness HV at room temperature reached 350 units. Their course over the temperature T is recorded in Fig. 1.
  • the hardness-increasing effect of the combined W and Si additives compared to pure TiAl must be noted. In the present case, it averages 75%.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 572 MPa (Fig. 5).
  • the Vickers hardness HV reached the value of 347 units at room temperature (FIG. 1).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 550 MPa (Fig. 5).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 333 units (Fig. 1).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature reached 495 MPa (Fig. 5).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 300 units (FIG. 1).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 489 MPa. Their course over the temperature T is similar to that of alloy 8.
  • the Vickers hardness HV at room temperature was 296 units. It had a profile similar to alloy 8 over temperature.
  • the yield point ⁇ 0.2 was approx. 478 MPa.
  • the course over the temperature lies approximately in the middle between the corresponding courses of alloys 8 and 9.
  • the Vickers hardness HV was 290 units at room temperature. Their temperature profile lies approximately in the middle between the corresponding temperature profiles of alloys 8 and 9.
  • the yield point ⁇ was 0.2 388 MPa at room temperature. Their course over the temperature T practically coincides with that of the alloy 2. The Vickers hardness HV at room temperature reached 235 units. The corresponding course over T practically coincides with that of alloy 2.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was measured at 449 MPa. Their course over the temperature T is just below that of the alloy 9. The Vickers hardness HV at room temperature gave a value of 272 units. The temperature profile is just below that of alloy 9.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature gave an average value of 522 MPa. Their temperature profile is just below that of alloy 3. The Vickers hardness HV at room temperature was 316 units. The corresponding course over the temperature T is just below that of the alloy 3.
  • the individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials.
  • the melt was poured into a cast blank of approximately 60 mm in diameter and approximately 80 mm in height.
  • the blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 8 mm and a length of approximately 80 mm.
  • the bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.
  • the mechanical properties achieved were measured as a function of the test temperature.
  • a further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.
  • the melt was poured off analogously to embodiment 34, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod.
  • the dimensions of the rods corresponded to embodiment 34.
  • the rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment.
  • the mechanical properties as a function of the test temperature thus achieved corresponded approximately to those of Example 34. These values can be further improved by heat treatment.
  • Example 34 The melt was poured off as in Example 34, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (8 mm ⁇ 8 mm ⁇ 100 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The mechanical properties corresponded approximately to those of the previous examples. Heat treatment further improved these values.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 650 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 394 units (FIG. 2).
  • the hardness-increasing effect of the Y addition compared to pure TiAl is remarkable and is almost 100%.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 482 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature reached the value of 292 units (Fig. 2).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 512 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV reached the value of 310 units at room temperature (FIG. 2).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 426 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 258 units (Fig. 2).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 439 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature reached an average of 266 units (FIG. 2).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature reached 512 MPa (Fig. 6).
  • the Vickers hardness HV at room temperature averaged 310 units (FIG. 2).
  • the hardness-increasing effect of the Zr addition compared to alloy 1 (pure TiAl) is therefore approx. 55%.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 513 MPa (Fig. 7).
  • the Vickers hardness HV at room temperature was 311 units (FIG. 3).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature reached 416 MPa (Fig. 7).
  • the Vickers hardness HV at room temperature corresponded to 252 units (Fig. 3).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was measured at 498 MPa (Fig. 7).
  • the Vickers hardness HV at room temperature gave a value of 302 units (FIG. 3).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature gave an average value of 488 MPa (Fig. 7).
  • the Vickers hardness HV at room temperature was 296 units (FIG. 3).
  • the increase in hardness is associated with a more or less severe loss of ductility, which can, however, be at least partially compensated for by adding further elements which increase the toughness.
  • the addition of less than 0.5 at.% Of an element is usually hardly effective.
  • B generally has a strong toughness-increasing effect in combination with other strength-increasing elements. See Fig. 10.
  • the loss of ductility caused by alloying Y could be practically compensated for by adding only 0.5 at.% B. Additions higher than 1 at.% B are not necessary.
  • Ge looks similar to B but is considerably weaker. Additions of more than 2 at.% Ge in the presence of further elements are of little use. For further optimization of the properties, there are polynary systems in which an attempt is made to make up for the negative properties of individual additions by simultaneously alloying other elements.
  • the area of application of the modified titanium aluminides advantageously extends to temperatures between 600 ° C. and 1000 ° C.
  • the individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials.
  • the melt was poured into a cast blank of approximately 60 mm in diameter and approximately 80 mm in height.
  • the blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 12 mm and a length of approximately 80 mm.
  • the bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.
  • a further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.
  • the melt was poured off analogously to embodiment 61, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod.
  • the dimensions of the rods corresponded to the exemplary embodiment 61.
  • the rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment.
  • the values of the mechanical properties achieved as a function of the test temperature are shown in FIGS. 4 and 8. These values can be further improved by heat treatment.
  • the Vickers hardness HV at room temperature was 329 units.
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature reached 543 MPa.
  • the strength and hardness increasing effect of the W additive is clearly visible.
  • the Vickers hardness at room temperature was 342 units (Fig. 4).
  • the yield point ⁇ 0.2 at room temperature was 565 MPa (Fig. 8).
  • the mechanical properties are hardly changed by the further addition of boron up to 1 atom%. Therefore, this value is also a justified upper limit for the boron content of the alloy.
  • the area of application of the modified tianaluminides advantageously extends to temperatures between 600 ° C. and 1000 ° C.

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Abstract

Die Hochtemperaturlegierung ist für mechanisch und thermisch hochbeanspruchte Bauteile von Maschinen bestimmt. Sie basiert im wesentlichen auf dotiertem TiAl und weist folgende Zusammensetzung auf: TixElyMezAl1-(x+y+z), wobei El = B, Ge oder Si und Me = Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, und/oder Zr bedeuten und gilt: 0,46 <= x: <= 0,54, 0,001 <= y: <= 0,015 für El = Ge und Me = Cr, Hf, Mn, Mo, Nb, Ta, V und/oder W, 0,001 <= y: <= 0,015 für El = Si und Me = Hf, Mn, Mo, Ta, V und/oder W, 0 <= y: <= 0,01 für El = B und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr , 0 <= y: <= 0,02 für El = Ge und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr, 0,0001 <= y: <= 0,01 für El = B und Me = Cr, Mn, Nb und/oder W, 0,01 <= z: <= 0,04, falls Me = Einzelelement, 0,01 <= z: <= 0,08, falls Me zwei oder mehr Einzelelemente und; 0,46 <= (x+y+z): <= 0,54. <IMAGE>

Description

  • Hochtemperaturlegierungen für thermische Maschinen auf der Basis von intermetallischen Verbindungen, welche sich für gerichtete Erstarrung eignen und die konventionellen Nickelbasis-Superlegierungen ergänzen.
  • Die Erfindung bezieht sich auf die Weiterentwicklung und Verbesserung der auf einer intermetallischen Verbindung des Typs Titanaluminid TiAl basierenden Legierungen mit weiteren, die Festigkeit, die Zähigkeit und die Dehnbarkeit erhöhenden Zusätzen.
  • Im engeren Sinne betrifft die Erfindung eine Hochtemperaturlegierung für Maschinenbauteile auf der Basis von dotiertem TiAl.
    • STAND DER TECHNIK
  • Intermetallische Verbindungen des Titans mit dem Aluminium haben einige interessante Eigenschaften, welche sie als Konstruktionswerkstoffe im mittleren und höheren Temperaturbereich als attraktiv erscheinen lassen. Dazu gehört unter anderem ihre gegenüber Superlegierungen niedrige Dichte, die nur ca. 1/2 des Wertes für Ni-Superlegierungen erreicht. Ihrer technischen Verwendbarkeit in der vorliegenden Form steht allerdings ihre Sprödigkeit entgegen. Erstere kann durch Zusätze verbessert werden, wobei auch höhere Festigkeitswerte erreicht werden. Als mögliche und zum Teil bereits eingeführte intermetallische Verbindungen sind unter anderem Nickelaluminide, Nickelsilizide und Titanaluminide als Konstruktionsstoffe bekannt.
  • Es wurde schon versucht, die Eigenschaften des reinen TiAl durch leichte Veränderungen des Ti/Al-Atomverhältnisses sowie durch Zulegieren von anderen Elementen zu verbessern. Als weitere Elemente wurden beispielsweise alternativ Cr, B, V, Si, Ta sowie (Ni+Si) und (Ni+Si+B) vorgeschlagen, ferner Mn, W, Mo, Nb, Hf. Die Absicht bestand darin, einerseits die Sprödigkeit herabzusetzen, d.h. die Dehnbarkeit und Zähigkeit des Werkstoffs zu erhöhen, andererseits eine möglichst hohe Festigkeit im interessierenden Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und Betriebstemperatur zu erreichen. Ausserdem wurde eine genügend hohe Oxydationsbeständigkeit angestrebt. Diese Ziele wurden jedoch nur teilweise erreicht.
  • Die Warmfestigkeit der bekannten Aluminide lässt indessen noch zu wünschen übrig. Entsprechend dem vergleichsweise niedrigen Schmelzpunkt dieser Werkstoffe ist die Festigkeit, insbesondere die Kriechfestigkeit im oberen Temperaturbereich ungenügend, wie auch aus diesbezüglichen Veröffentlichungen hervorgeht.
  • Bekannt ist aus US-A-3 203 794 eine TiAl-Hochtemperaturlegierung mit 37 Gew.-% Al, 1 Gew.-% Zr, Rest Ti. Der vergleichsweise geringe Zusatz an Zr bedingt, dass diese Legierung reinem TiAl vergleichbare Eigenschaften aufweist.
  • Aus EP-A1-0 365 598 geht eine Hochtemperaturlegierung auf der Basis TiAl mit Zusätzen an Si und Nb hervor, wohingegen in EP-A1-0 405 134 eine Hochtemperaturlegierung auf der Basis TiAl mit Zusätzen an Si und Cr vorgeschlagen wird.
  • Zum Stand der Technik werden ferner noch die nachfolgenden Dokumente zitiert:
    • N.S. Stoloff, "Ordered alloys-physical metallurgy and structural applications", International metals review, Vol. 29, No. 3, 1984, pp. 123-135.
    • G. Sauthoff, "Intermetallische Phasen", Werkstoffe zwischen Metall und Keramik, Magazin neue Werkstoffe 1/89, S.15-19.
    • Young-Won Kim, "Intermetallic Alloys based on Gamma Titanium Aluminide", JOM, July 1989.
    • US-A-4 842 817
      US-A-4 842 819
      US-A-4 842 820
    • US-A-4 857 268
      US-A-4 836 983
      EP-A-0 275 391
  • Die Eigenschaften der bekannten modifizierten intermetallischen Verbindungen genügen den technischen Anforderungen im allgemeinen noch nicht, um daraus brauchbare Werkstücke herzustellen. Dies gilt insbesondere bezüglich Warmfestigkeit und Zähigkeit (Duktilität). Es besteht daher ein Bedürfnis nach Weiterentwicklung und Verbesserung derartiger Werkstoffe.
    • DARSTELLUNG DER ERFINDUNG
  • Der Erfindung, wie sie im einzigen Patentanspruch definiert ist, liegt die Aufgabe zugrunde, eine leichte Legierung mit hinreichendem Oxydations- und Korrosionswiderstand bei hohen Temperaturen und gleichzeitig hoher Warmfestigkeit sowie genügender Zähigkeit im Temperaturbereich von 500 bis 1000 °C anzugeben, die sich gut für gerichtete Erstarrung eignet und im wesentlichen aus einer hochschmelzenden intermetallischen Verbindung besteht.
    • WEG ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
  • Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben.
  • Dabei zeigen:
    • Fig. 1-4
    graphische Darstellungen der Vickershärte HV in Funktion der Temperatur von Legierungen 3-9, 14-20, 21-27 und 33-38 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid, sowie von Vergleichslegierungen 1 und 2,
    Fig. 5-8
    graphische Darstellungen der Fliessgrenze σ0,2 in Funktion der Temperatur von den Legierungen 3-9, 14-20, 21-27 und 33-39 sowie von den Vergleichslegierungen 1 und 2, und
    Fig. 9-11
    graphische Darstellungen des Einflusses von Wolframzusätzen auf die Vickershärte HV und die Bruchdehnung δ bei Raumtemperatur von Legierungen 11-13, 28-32, 40 und 41 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid.
  • Fig. 1 ist eine graphische Darstellung der Vickershärte HV (kg/mm₂) in Funktion der Temperatur T (°C) von Legierungen 3-9 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid. Um den Einfluss der Legierungselemente überblicken zu können, sind noch die Vickershärten für die reinen Titanaluminide 1 und 2 mit 50 At.-% Al und mit 48 At.-% Al eingezeichnet. Die Legierungen haben die folgende Zusammensetzung:
    • Legierung 1:
    50 At.-% Ti, Rest Al
    Legierung 2:
    52 At.-% Ti, Rest Al
    Legierung 3:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% W, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 4:
    50,5 At.-% Ti, 3 At.-% W, 0,5 At.-% Ge, 46 At.-% Al
    Legierung 5:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% W, 0,5 At.-% Si, 48 At.-% Al
    Legierung 6:
    47,5 At.-% Ti, 4 At.-% W, 0,5 At.-% Si, 48 At.-% Al
    Legierung 7:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Cr, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 8:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Ta, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 9:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Ta, 0,5 At.-% Si, 48 At.-% Al
  • Die Kurven zeigen alle einen ähnlichen charakteristischen Verlauf. Bis zu einer Temperatur von ca. 500 °C muss mit einem Abfall von durchschnittlich 10 % gerechnet werden. Bei 700 °C beträgt die Härte HV noch ca. 80 %, bei 850 °C noch ca. 70 % des Wertes bei Raumtemperatur.
  • Fig. 2 ist eine graphische Darstellung der Vickershärte HV (kg/mm₂) in Funktion der Temperatur T (°C) von Legierungen 14-20 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid, sowie von Vergleichslegierungen 1 und 2.
    • Legierung 1:
    50 At.-% Ti, Rest Al
    Legierung 2:
    52 At.-% Ti, Rest Al
    Legierung 14:
    50 At.-% Ti, 2 At.-% Y, 48 At.-% Al
    Legierung 15:
    49 At.-% Ti, 3 At.-% Y, 48 At.-% Al
    Legierung 16:
    49 At.-% Ti, 3 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 17:
    49 At.-% Ti, 3 At.-% Pd, 48 At.-% Al
    Legierung 18:
    50 At.-% Ti, 2 At.-% Co, 48 At.-% Al
    Legierung 19:
    51 At.-% Ti, 1 At.-% Zr, 48 At.-% Al
    Legierung 20:
    49 At.-% Ti, 3 At.-% Zr, 48 At.-% Al
  • Die Kurven zeigen alle einen ähnlichen charakteristischen Verlauf. Bis zu einer Temperatur von ca. 500 °C muss mit einem Abfall von durchschnittlich 10 % gerechnet werden. Bei 700 °C beträgt die Härte HV noch ca. 80 %, bei 850 °C noch ca. 70 % des Wertes bei Raumtemperatur.
  • Fig. 3 bezieht sich auf die graphische Darstellung der Vickershärte HV in Funktion der Temperatur T von Legierungen 21-27 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid, sowie von den Vergleichslegierungen 1 und 2.
    • Legierung 21:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Y, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al
    Legierung 22:
    47 At.-% Ti, 3 At.-% Zr, 2 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 23:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Y, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 24:
    50,5 At.-% Ti, 1 At.-% Zr, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 25:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Zr, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 26:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Pd, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
    Legierung 27:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Co, 0,5 At.-% Ge, 48 At.-% Al
  • Es gilt das unter Fig. 2 Gesagte.
  • Fig. 4 ist eine graphische Darstellung der Vickershärte HV (kg/mm²) in Funktion der Temperatur T (°C) von Legierungen 33-39 auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid und von den Vergleichslegierungen 1 und 2.
    • Legierung 1:
    50 At.-% Ti, Rest Al
    Legierung 2:
    52 At.-% Ti, Rest Al
    Legierung 33:
    50,5 At.-% Ti, 1 At.-% W, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
    Legierung 34:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% W, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
    Legierung 35:
    48 At.-% Ti, 3 At.-% W, 1 At.-% B, 48 At.-% Al.
    Legierung 36:
    49,5 At.-% Ti, 2 At.-% Mn, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
    Legierung 37:
    48,5 At.-% Ti, 3 At.-% Cr, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
    Legierung 38:
    47,5 At.-% Ti, 2 At.-% Mn, 2 At.-% Nb, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
    Legierung 39:
    48,5 At.-% Ti, 2 At.-% Cr, 1 At.-% Mn, 0,5 At.-% B, 48 At.-% Al.
  • Die Kurven zeigen alle einen ähnlichen charakteristischen Verlauf. Bis zu einer Temperatur von ca. 500 °C muss mit einem Abfall von durchschnittlich 10 % gerechnet werden. Bei 700 °C beträgt die Härte HV noch ca. 80 %, bei 850 °C noch ca. 70 % des Wertes bei Raumtemperatur.
  • Fig. 5 ist eine graphische Darstellung der Fliessgrenze σ0,2 (MPa) in Funktion der Temperatur T (°C) von den Legierungen 1-9.
  • Alle Kurven zeigen ein ähnliches Verhalten des Werkstoffs. Bis zu einer Temperatur von ca. 900 °C nimmt die Fliessgrenze zunächst stärker, dann weniger stark auf ca. 80 % des Wertes bei Raumtemperatur ab. Ab ca. 1000 °C (oberhalb des Knies der Kurve) erfolgt dann der Steilabfall zu niedrigen Werten.
  • Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der Fliessgrenze σ0,2 (MPa) in Funktion der Temperatur T (°C) von den Legierungen 14-20 und von den Vergleichslegierungen 1 und 2.
  • Alle Kurven zeigen ein ähnliches Verhalten des Werkstoffs. Bis zu einer Temperatur von ca. 900 °C nimmt die Fliessgrenze zunächst stärker, dann weniger stark auf ca. 80 % des Wertes bei Raumtemperatur ab. Ab ca. 1000 °C (oberhalb des Knies der Kurve) erfolgt dann der Steilabfall zu niedrigen Werten.
  • Fig. 7 bezieht sich auf eine graphische Darstellung der Fliessgrenze σ0,2 in Funktion der Temperatur von den Legierungen 21-27 und von den Vergleichslegierungen 1 und 2.
  • Es gilt das unter Fig. 3 Gesagte.
  • Fig. 8 ist eine graphische Darstellung der Fliessgrenze σ0,2 (MPa) in Funktion der Temperatur T (°C) von den Legierungen 33-39 und den Vergleichslegierungen 1 und 2.
  • Alle Kurven zeigen ein ähnliches Verhalten des Werkstoffs. Bis zu einer Temperatur von ca. 900 °C nimmt die Fliessgrenze zunächst stärker, dann weniger stark auf ca. 80 % des Wertes bei Raumtemperatur ab. Ab ca. 1000 °C (oberhalb des Knies der Kurve) erfolgt dann der Steilabfall zu niedrigen Werten.
  • Die Figuren 9, 10 und 11 beziehen sich jeweils auf graphische Darstellungen des Einflusses von Metallzusätzen (Me, W) auf die mechanischen Eigenschaften von Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Titanaluminid bei Raumtemperatur. Bei Legierungen 11, 12, 13, 28, 29, 30, 40 und 41 ist jeweils der Einfluss von Wolfram- bzw. Yttrium-Gehalt auf die Vickershärte HV (kg/mm²) und bei Legierungen 11, 12, 13, 31, 32 und 40 der Einfluss von Wolfram- bzw. Xttrium-Gehalt auf die Bruchdehnung δ (%) jeweils bei Raumtemperatur dargestellt.
  • Die Legierung 11 dient als Basis. Die Zusammensetzungen der Legierungen sind wie folgt:
    Figure imgb0001
  • Es lässt sich mit zunehmendem Metallgehalt Me (Me=W,Y,Zr) eine erhebliche Härtesteigerung bei vergleichsweise geringfügiger Abnahme der Bruchdehnung feststellen. Besonders augenfällig ist die duktilisierende Wirkung des Bor-Zusatzes.
    • Ausführungsbeispiel 1:
  • In einem Lichtbogenofen wurde unter Argon als Schutzgas eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 51 At.-%
    Si = 0,2 At.-%
    W = 4 At.-%
    Al = 44,8 At.-%
  • Als Ausgangsmaterialien dienten die einzelnen Elemente mit einem Reinheitsgrad von 99,99 %. Die Schmelze wurde zu einem Gussrohling von ca. 50 mm Durchmesser und ca. 70 mm Höhe abgegossen. Der Rohling wurde unter Schutzgas wieder aufgeschmolzen und ebenfalls unter Schutzgas zur Erstarrung in Form von Stäben mit ca. 9 mm Durchmesser und ca. 70 mm Länge gezwungen.
  • Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben für Kurzzeitversuche verarbeitet.
  • Eine weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch eine geeignete Wärmebehandlung liegt im Bereich des Möglichen. Ausserdem besteht die Möglichkeit zur Verbesserung durch gerichtete Erstarrung, wofür such die Legierung besonders eignet.
    • Ausführungsbeispiel 2:
  • Analog Beispiel 1 wurde die nachfolgende Legierung unter Argon erschmolzen:
    Ti = 51 At.-%
    Si = 0,5 At.-%
    Mo = 3,5 At.-%
    Al = 45 At.-%
  • Die Schmelze wurde analog zum Ausführungsbeispiel 1 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und in Stabform zur Erstarrung gezwungen. Die Dimensionen der Stäbe entsprachen dem Ausführungsbeispiel 1. Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben verarbeitet. Die damit erreichten Werte der mechanischen Eigenschaften in Funktion der Prüftemperatur entsprachen annähernd denjenigen von Beispiel 1. Diese Werte können durch eine Wärmebehandlung weiter verbessert werden.
    • Ausführungsbeispiel 3:
  • Genau gleich wie in Beispiel 1 wurde die folgende Legierung unter Argonatmosphäre erschmolzen:
    Ti = 50 At.-%
    Si = 0,8 At.-%
    V = 3 At.-%
    Al = 46,2 At.-%
  • Die Schmelze wurde analog Beispiel 1 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und zu Prismen von quadratischem Querschnitt (7 mm x 7 mm x 80 mm) vergossen. Aus diesen Prismen wurden Probekörper für Druck-, Härte- und Schlagproben hergestellt. Die mechanischen Eigenschaften entsprachen ungefähr denjenigen der vorangegangenen Beispiele. Eine Wärmebehandlung ergab eine weitere Verbesserung dieser Werte.
    • Ausführungsbeispiele 4 - 21:
  • Unter Argon wurden die nachfolgenden Legierungen erschmolzen:
    Ti = 50 At.-%
    Ge = 1,4 At.-%
    Mn = 1,6 At.-%
    Al = 47 At.-%
    Ti = 48 At.-%
    Ge = 1 At -%
    Mn = 2 At.-%
    Al = 49 At.-%
    Ti = 51 At.-%
    Ge = 0,6 At.-%
    Ta = 3 At.-%
    Al = 45,4 At.-%
    Ti = 46 At.-%
    Ge = 0,1 At.-%
    Hf = 4 At.-%
    Al = 49,9 At.-%
    Ti = 51 At.-%
    Si = 1,5 At.-%
    W = 2 At.-%
    Mn = 1,5 At.-%
    Al = 44 At.-%
    Ti = 50 At.-%
    Si = 1 At.-%
    V = 1,5 At.-%
    Cr = 2,5 At.-%
    Al = 45 At.-%
    Ti = 48 At.-%
    Si = 0,5 At.-%
    Ta = 3 At.-%
    Nb = 1 At.-%
    Al = 47,5 At.-%
    Ti = 46 At.-%
    Si = 0,1 At.-%
    Mo = 2,5 At.-%
    Hf = 1,5 At.-%
    Al = 49,9 At.-%
    Ti = 51,5 At.-%
    Ge = 0,2 At.-%
    W = 1 At.-%
    V = 3 At.-%
    Al = 44,3 At.-%
    Ti = 50 At.-%
    Ge = 0,8 At.-%
    Mn = 2,4 At.-%
    Cr = 1,6 At.-%
    Al = 45,2 At.-%
    Ti = 47 At.-%
    Ge = 1,3 At.-%
    Nb = 2,5 At.-%
    Hf = 0,5 At.-%
    Al = 48,7 At.-%
    Ti = 47 At.-%
    Si = 0,3 At.-%
    W = 1,5 At.-%
    Cr = 1 At.-%
    Nb = 1 At.-%
    Al = 49,2 At.-%
    Ti = 51 At.-%
    Si = 0,7 At.-%
    Mo = 0,7 At.-%
    Mn = 3 At.-%
    V = 0,3 At.-%
    Al = 44,3 At.-%
    Ti = 50 At.-%
    Si = 1 At.-%
    V = 1 At.-%
    Nb = 1 At.-%
    Mn = 1 At.-%
    Al = 45 At.-%
    Ti = 49 At.-%
    Si = 1,2 At.-%
    Ta = 1,5 At.-%
    W = 1,4 At.-%
    Hf = 1 At.-%
    Al = 45,9 At.-%
    Ti = 49 At.-%
    Ge = 1,5 At.-%
    W = 2,5 At.-%
    Mo = 0,5 At.-%
    Cr = 1 At.-%
    Al = 45,5 At.-%
    Ti = 51,5 At.-%
    Ge = 1 At.-%
    V = 1,5 At.-%
    Ta = 0,5 At.-%
    Hf = 1,5 At.-%
    Al = 44 At.-%
    Ti = 46 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Nb = 3 At.-%
    Mo = 0,5 At.-%
    Cr = 0,5 At.-%
    Al = 49,5 At.-%
  • Im übrigen wurde wie unter Beispiel 1 verfahren.
    • Ausführungsbeispiel 22:
  • Genau gleich wie in Beispiel 1 wurde die Legierung 3 unter Argonatmosphäre erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    W = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Schmelze wurde analog Beispiel 1 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und zu Prismen von quadratischem Querschnitt (7mm x 7mm x 80 mm) vergossen. Aus diesen Prismen wurden Probekörper für Druck-, Härte- und Schlagproben hergestellt. Der Verlauf der mechanischen Eigenschaften entsprach ungefähr demjenigen der vorangegangenen Beispiele. Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 582 Mpa. Der Verlauf über die Temperatur T ist in Fig. 5 angegeben. Als Bezugsgrösse ist Legierung 1 (reines TiAl) eingezeichnet. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 322 Einheiten. Der Verlauf über die Temperatur T ist in Fig. 1 eingezeichnet. Als Bezugsgrösse ist die Legierung 1 (reines TiAl) angeben. Eine Wärmebehandlung ergab eine weitere Verbesserung dieser Werte.
    • Ausführungsbeispiel 23:
  • Entsprechend Beispiel 22 wurde aus den reinen Elementen die Legierung 4 erschmolzen:
    Ti = 50,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    W = 3 At.-%
    Al = 46 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 553 MPa. Der Verlauf über der Temperatur T ist in Fig. 5 eingezeichnet. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 335 Einheiten. Ihr Verlauf über der Temperatur T ist in Fig. 1 angegeben. Ausführungsbeispiel 24:
  • Gemäss Beispiel 22 wurde aus den reinen Elementen die Legierung 5 erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Si = 0,5 At.-%
    W = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 578 MPa. Der Verlauf der Fliessgrenze über der Temperatur T ist in Fig. 5 aufgetragen. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 350 Einheiten. Ihr Verlauf über der Temperatur T ist in Fig. 1 festgehalten. Die härtesteigernde Wirkung des kombinierten W- und Si-Zusatzes gegenüber dem reinen TiAl ist zu beachten. Sie beträgt im vorliegenden Fall durchschnittlich 75 %.
    • Ausführungsbeispiel 25:
  • Nach Beispiel 22 wurde die Legierung 6 aus reinen Elementen erschmolzen:
    Ti = 47,5 At.-%
    Si = 0,5 At.-%
    W = 4 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 572 MPa (Fig.5). Die Vickershärte HV erreichte bei Raumtemperatur den Wert von 347 Einheiten (Fig. 1).
    • Ausführungsbeispiel 26:
  • Es wurde genau gleich wie in Beispiel 22 verfahren. Die erschmolzene Legierung 7 hatte die folgende Zusammensetzung:
    Ti = 48,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Cr = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 550 MPa (Fig. 5). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug im Durchschnitt 333 Einheiten (Fig. 1).
    • Ausführungsbeispiel 27:
  • Nach Beispiel 22 wurde aus den reinen Elementen die nachfolgende Legierung 8 erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Ta = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 495 MPa (Fig. 5). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug im Durchschnitt 300 Einheiten (Fig. 1).
    • Ausführungsbeispiel 28:
  • Nach Beispiel 22 wurde die Legierung 9 der nachfolgenden Zusammensetzung aus den reinen Elementen erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Si = 0,5 At.-%
    Ta = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Es wurde eine Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur von 461 MPa erreicht (Fig. 5). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur hatte den Wert von 279 Einheiten (Fig. 1).
    • Ausführungsbeispiel 29:
  • In einem Ofen wurde gemäss Beispiel 22 eine Legierung mit der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Si = 0,5 At.-%
    V = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 489 MPa. Ihr Verlauf über der Temperatur T ist ähnlich derjenigen der Legierung 8. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur lag bei 296 Einheiten. Sie hatte über der Temperatur einen Verlauf ähnlich der Legierung 8.
    • Ausführungsbeispiel 30:
  • Ähnlich Beispiel 22 wurde folgende Legierung aus den Elementen erschmolzen:
    Ti = 47,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Mn = 2 At.-%
    Nb = 2 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Bei Raumtempertur betrug die Fliessgrenze σ0,2 ca. 478 MPa. Der Verlauf über der Temperatur liegt etwa in der Mitte zwischen den entsprehcenden Verläufen der Legierungen 8 und 9. Die Vickershärte HV lag bei Raumtemperatur bei 290 Einheiten. Ihr Temperaturverlauf liegt ungefähr in der Mitte zwischen den entsprechenden Temperaturverläufen der Legierungen 8 und 9.
    • Ausführungsbeispiel 31:
  • Gemäss Beispiel 22 wurde eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Nb = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Bei Raumtemperatur betrug die Fliessgrenze σ0,2 388 MPa. Ihr Verlauf über der Temperatur T fällt praktisch mit demjenigen der Legierung 2 zusammen. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte 235 Einheiten. Der entsprechende Verlauf über T fällt praktisch mit demjenigen der Legierung 2 zusammen.
    • Ausführungsbeispiel 32:
  • Aus den reinen Elementen wurde im Ofen unter Schutzgas eine Legierung folgender Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 49,5 At.-%
    Si = 0,5 At.-%
    Mn = 2 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur wurde mit 449 MPa gemessen. Ihr Verlauf über der Temperatur T liegt knapp unterhalb demjenigen der Legierung 9. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur ergab einen Wert von 272 Einheiten. Der Temperaturverlauf liegt knapp unterhalb demjenigen der Legierung 9.
    • Ausführungsbeispiel 33:
  • Gemäss Beispiel 22 wurde die nachfolgende Legierung unter Schutzgas erschmolzen:
    Ti = 44,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    W = 3 At.-%
    Al = 52 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur ergab einen durchschnittlichen Wert von 522 MPa. Ihr Temperaturverlauf liegt knapp unterhalb demjenigen der Legierung 3. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur ergab sich zu 316 Einheiten. Der entsprechende Verlauf über der Temperatur T liegt knapp unterhalb demjenigen der Legierung 3.
    • Ausführungsbeispiel 34:
  • Im Lichtbogenofen wurde unter Argon als Schutzgas eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 47 At.-%
    Y = 3,5 At.-%
    Al = 49,5 At.-%
  • Als Ausgangsmaterialien dienten die einzelnen Elemente mit einem Reinheitsgrad von 99,99 %. Die Schmelze wurde zu einem Gussrohling von ca. 60 mm Durchmesser und ca. 80 mm Höhe abgegossen. Der Rohling wurde unter Schutzgas wieder aufgeschmolzen und ebenfalls unter Schutzgas zur Erstarrung in Form von Stäben mit ca. 8 mm Durchmesser und ca. 80 mm Länge gezwungen.
  • Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben für Kurzzeitversuche verarbeitet. Die damit erreichten mechanischen Eigenschaften wurden in Funktion der Prüftemperatur gemessen.
  • Eine weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch eine geeignete Wärmebehandlung liegt im Bereich des Möglichen. Ausserdem besteht die Möglichkeit zur Verbesserung durch gerichtete Erstarrung, wofür sich die Legierung besonders eignet.
    • Ausführungsbeispiel 35:
  • Analog Beispiel 34 wurde die nachfolgende Legierung unter Argon erschmolzen:
    Ti = 52 At.-%
    Co = 1 At.-%
    Al = 47 At.-%
  • Die Schmelze wurde analog zum Ausführungsbeispiel 34 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und in Stabform zur Erstarrung gezwungen. Die Dimensionen der Stäbe entsprachen dem Ausführungsbeispiel 34. Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben verarbeitet. Die damit erreichten Werte der mechanischen Eigenschaften in Funktion der Prüftemperatur entsprachen annähernd denjenigen von Beispiel 34. Diese Werte können durch eine Wärmebehandlung weiter verbessert werden.
    • Ausführungsbeispiel 36:
  • Genau gleich wie in Beispiel 34 wurde die folgende Legierung unter Argonatmosphäre erschmolzen:
    Ti = 50 At.-%
    Zr = 2,5 At.-%
    Al = 47,5 At.-%
  • Die Schmelze wurde analog Beispiel 34 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und zu Prismen von quadratischem Querschnitt (8mm x 8mm x 100 mm) vergossen. Aus diesen Prismen wurden Probekörper für Druck-, Härte- und Schlagproben hergestellt. Die mechanischen Eigenschaften entsprachen ungefähr denjenigen der vorangegangenen Beispiele. Eine Wärmebehandlung ergab eine weitere Verbesserung dieser Werte.
    • Ausführungsbeispiele 37-46:
  • Unter Argon wurden die nachfolgenden Legierungen erschmolzen:
    Ti = 46 At.-%
    Ge = 2 At.-%
    Al = 52 At.-%
    Ti = 48 At.-%
    Pd = 0,5 At.-%
    Al = 51,5 At.-%
    Ti = 48 At.-%
    Zr = 4 At.-%
    B = 1,5 At.-%
    Al = 46,5 At.-%
    Ti = 47 At.-%
    Y = 3 At.-%
    B = 1 At.-%
    Al = 49 At.-%
    Ti = 48 At.-%
    Co = 3 At.-%
    B = 1 At.-%
    Al = 48 At.-%
    Ti = 50 At.-%
    Pd = 0,2 At.-%
    B = 0,8 At.-%
    Al = 49 At.-%
    Ti = 47,5 At.-%
    Y = 1,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Al = 50,5 At.-%
    Ti = 50 At.-%
    Co = 2 At.-%
    Ge = 2 At.-%
    Al = 46 At.-%
    Ti = 47 At.-%
    Zr = 1 At.-%
    Ge = 1,5 At.-%
    Al = 50,5 At.-%
    Ti = 52 At.-%
    Pd = 0,3 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Al = 47,2 At.-%
  • Es wurden Proben zur Bestimmung der Härte, Dehnbarkeit und der Fliessgrenze hergestellt.
    • Ausführungsbeispiel 47:
  • In einem kleinen, unter Argon als Schutzgas stehenden Ofen wurde, ausgehend von den reinen Elementendie Legierung 14 erschmolzen:
    Ti = 50 At.-%
    Y = 2 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Nach Umschmelzen des Rohlings wurden kleine Proben zur Bestimmung der Härte und der Fliessgrenze sowie der Dehnbarkeit gegossen. Die Stäbe hatten 6 mm Durchmesser und waren 60 mm lang. Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 582 MPa. Der Verlauf über die Temperatur T ist in Fig. 6 gemäss Kurve 14 angegeben. Als Bezugsgrösse ist der Temperaturverlauf der Legierung 1 (reine TiAl) eingezeichnet. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 352 Einheiten. Der Verlauf über die Temperatur T ist in Fig. 2 eingezeichnet. Als Bezugsgrösse ist wiederum Legierung 1 (reines TiAl) angegeben.
    • Ausführungsbeispiel 48:
  • Entsprechend Beispiel 47 wurde aus den reinen Elementen die Legierung 15 erschmolzen:
    Ti = 49 At.-%
    Y = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 650 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 394 Einheiten (Fig. 2). Die härtesteigernde Wirkung des Y-Zusatzes gegenüber dem reinen TiAl ist bemerkenswert und beträgt nahezu 100 %.
    • Ausführungsbeispiel 49:
  • Gemäss Beispiel 47 wurde aus den reinen Elementen die Legierung 16 erschmolzen:
    Ti = 49 At.-%
    Ge = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 482 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 292 Einheiten (Fig. 2).
    • Ausführungsbeispiel 50:
  • Nach Beispiel 47 wurde die Legierung 17 aus reinen Elementen erschmolzen:
    Ti = 49 At.-%
    Pd = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 512 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV erreichte bei Raumtemperatur den Wert von 310 Einheiten (Fig. 2).
    • Ausführungsbeispiel 51:
  • Es wurde genau gleich wie in Beispiel 47 verfahren. Die erschmolzene Legierung 18 hatte die folgende Zusammensetzung:
    Ti = 50 At.-%
    Co = 2 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 426 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug im Durchschnitt 258 Einheiten (Fig. 2).
    • Ausführungsbeispiel 52:
  • Gemäss Beispiel 17 wurde die Legierung 19 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 51 At.-%
    Zr = 1 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 439 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte durchschnittlich 266 Einheiten (Fig. 2).
    • Ausführungsbeispiel 53:
  • Nach Beispiel 47 wurde aus den reinen Elementen die nachfolgende Legierung 20 erschmolzen:
    Ti = 49 At.-%
    Zr = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 512 MPa (Fig. 6). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug im Durchschnitt 310 Einheiten (Fig. 2). Die härtesteigernde Wirkung des Zr-Zusatzes gegenüber Legierung 1 (reines TiAl) beträgt somit ca. 55 %.
    • Ausführungsbeispiel 54:
  • Nach Beispiel 47 wurde die Legierung 21 der nachfolgenden Zusammensetzung aus den reinen Elementen erschmolzen:
    Ti = 48 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Y = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Es wurde eine Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur von 645 MPa erreicht (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur hatte den Wert von 390 Einheiten (Fig. 3).
    • Ausführungsbeispiel 55:
  • In einem Ofen wurde gemäss Beispiel 47 die Legierung 22 mit der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 47 At.-%
    Ge = 2 At.-%
    Zr = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur betrug 513 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur lag bei 311 Einheiten (Fig. 3).
    • Ausführungsbeispiel 56:
  • Ähnlich Beispiel 47 wurde die Legierung 23 aus den Elementen erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Y = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Bei Raumtempertur betrug die Fliessgrenze σ0,2 ca. 539 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV lag bei Raumtemperatur bei 326 Einheiten (Fig. 3).
    • Ausführungsbeispiel 57:
  • Gemäss Beispiel 47 wurde aus den Elementen die Legierung 24 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 50,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Zr = 1 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 416 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur entsprach 252 Einheiten (Fig. 3).
    • Ausführungsbeispiel 58:
  • Gemäss Beispiel 47 wurde die Legierung 25 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Zr = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Bei Raumtemperatur betrug die Fliessgrenze σ0,2 509 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur erreichte 308 Einheiten (Fig. 3).
    • Ausführungsbeispiel 59:
  • Aus den reinen Elementen wurde im Ofen unter Schutzgas die Legierung 26 folgender Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Pd = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur wurde mit 498 MPa gemessen (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur ergab einen Wert von 302 Einheiten (Fig. 3).
    • Ausführungsbeispiel 60:
  • Gemäss Beispiel 47 wurde die nachfolgende Legierung 27 unter Schutzgas erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Ge = 0,5 At.-%
    Co = 3 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur ergab einen durchschnittlichen Wert von 488 MPa (Fig. 7). Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur ergab sich zu 296 Einheiten (Fig. 3).
    • Wirkung der Elemente bei den Ausführungsbeispielen 34 - 60:
  • Durch Zulegieren der Elemente Y, Zr, Pd, Ge oder Co zu einer Ti/Al-Grundlegierung wird in allen Fällen eine Härte- und Festigkeitssteigerung erzielt. Dabei ist die Wirkung fallend geordnet: ZY wirkt am stärksten, Co am schwächsten.
  • Im allgemeinen ist die Härtesteigerung mit einer mehr oder weniger starken Einbusse an Dehnbarkeit verbunden, die aber durch Zulegieren von weiteren Elementen, die zähigkeitserhöhend wirken, wenigstens zum Teil wieder wettgemacht werden können.
    Eine Zugabe von weniger als 0,5 At.-% eines Elements ist meist kaum wirksam. Andererseits zeigt sich bei ca. 3 - 4 At.-% eine gewisse Sättigungserscheindung, so dass weitere Zugaben sinnlos sind oder die Eigenschaften des Werkstoffs insgesamt wieder verschlechtern.
    B wirkt im allgemeinen stark zähigkeitserhöhend im Verein mit anderen, die Festigkeit erhöhenden Elementen. Siehe Fig. 10. Hier konnte der durch Zulegieren von Y verursachte Verlust an Dehnbarkeit durch eine Zugabe von nur 0,5 At.-% B praktisch wettgemacht werden. Höhere Zugaben als 1 At.-% B sind nicht notwendig. Ge wirkt in gewissen Fällen ähnlich wie B aber wesentlich schwächer. Zugaben von mehr als 2 At.-% Ge bei Gegenwart weiterer Elemente sind wenig sinnvoll.
    Zur weiteren Optimierung der Eigenschaften bieten sich polynäre Systeme an, bei denen versucht wird, die negativen Eigenschaften von Einzelzugaben durch gleichzeitiges Zulegieren anderer Elemente wieder wettzumachen.
  • Der Einsatzbereich der modifizierten Titanaluminide erstreckt sich vorteilhafterweise auf Temperaturen zwischen 600 °C und 1000 °C.
    • Ausführungsbeispiel 61:
  • In einem Lichtbogenofen wurde unter Argon als Schutzgas die Legierung 33 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 50,5 At.-%
    W = 1 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Als Ausgangsmaterialien dienten die einzelnen Elemente mit einem Reinheitsgrad von 99,99 %. Die Schmelze wurde zu einem Gussrohling von ca. 60 mm Durchmesser und ca. 80 mm Höhe abgegossen. Der Rohling wurde unter Schutzgas wieder aufgeschmolzen und ebenfalls unter Schutzgas zur Erstarrung in Form von Stäben mit ca. 12 mm Durchmesser und ca. 80 mm Länge gezwungen.
  • Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben für Kurzzeitversuche verarbeitet.
  • Eine weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch eine geeignete Wärmebehandlung liegt im Bereich des Möglichen. Ausserdem besteht die Möglichkeit zur Verbesserung durch gerichtete Erstarrung, wofür such die Legierung besonders eignet.
  • Die Vickershärte HV (kg/mm²) bei Raumtemperatur ergab einen Wert von 266 Einheiten (Fig. 4). Als Bezugsgrössen hierfür sind die Legierungen 1 (reines TiAl) sowie Legierung 2 (48 At.-% Al, Rest Ti) eingezeichnet. Die Fliessgrenze σ0,2 (MPa) bei Raumtemperatur hatte den Wert von 440 MPa (Fig. 8). Als Bezugsgrössen hierfür sind wiederum Legierungen 1 (reines TiAl) sowie Legierung 2 (48 At.-% Al und 52 At.-% Ti) angegeben (Fig. 8).
    • Ausführungsbeispiel 62:
  • Analog Beispiel 61 wurde die nachfolgende Legierung 34 unter Argon erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    W = 3 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Schmelze wurde analog zum Ausführungsbeispiel 61 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und in Stabform zur Erstarrung gezwungen. Die Dimensionen der Stäbe entsprachen dem Ausführungsbeispiel 61. Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben verarbeitet. Die damit erreichten Werte der mechanischen Eigenschaften in Funktion der Prüftemperatur sind in den Figuren 4 und 8 dargestellt. Diese Werte können durch eine Wärmebehandlung weiter verbessert werden. Die Vickershärte HV bei Raumtemperatur betrug 329 Einheiten. Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 543 MPa. Die festigkeits- und härtesteigernde Wirkung des W-Zusatzes ist deutlich ersichtlich.
    • Ausführungsbeispiel 63:
  • Genau gleich wie in Beispiel 61 wurde die folgende Legierung 35 unter Argonatmosphäre erschmolzen:
    Ti = 48 At.-%
    W = 3 At.-%
    B = 1 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Vickershärte bei Raumtemperatur betrug 342 Einheiten (Fig. 4). Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur hatte den Wert von 565 MPa (Fig. 8). Die mechanischen Eigenschaften werden also durch die weitere Zugabe von Bor bis zu 1 At.-% kaum mehr geändert. Deshalb stellt sich dieser Wert auch als gerechtfertigte obere Grenze für den Borgehalt der Legierung dar.
    • Ausführungsbeispiel 64:
  • Gemäss Beispiel 61 wurde aus den reinen Elementen die folgende Legierung 36 erschmolzen:
    Ti = 49,5 At.-%
    Mn = 2 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Bei Raumtemperatur betrug die Vickershärte 295 Einheiten (Fig. 4). Die Fliessgrenze σ0,2 bei Raumtemperatur hatte den Wert von 487 MPa (Fig. 8). Die härtesteigernde Wirkung von Mangan ist demnach bei gleichem Borgehalt etwas schwächer als diejenige von Wolfram.
    • Ausführungsbeispiel 65:
  • Es wurde gemäss Beispiel 61 die nachfolgende Legierung 37 erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Cr = 3 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Die Vickershärte bei Raumtemperatur erreichte den Wert von 350 Einheiten (Fig. 4). Bei Raumtemperatur betrug die Fliessgrenze σ0,2 578 MPa (Fig. 8). Durch den kombinierten Zusatz von Wolfram und Bor wird offenbar die höchste Festigkeitssteigerung der hier untersuchten Serie von dotiertem TiAl erreicht.
    • Ausführungsbeispiel 66:
  • Entsprechend Beispiel 61 wurde aus den reinen Elementen die folgende Legierung 38 unter Schutzgasatmosphäre erschmolzen:
    Ti = 47,5 At.-%
    Mn = 2 At.-%
    Nb = 2 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 48 At.-%
  • Bei Raumtemperatur betrug die Vickershärte 323 Einheiten (Fig. 4). Die Fliessgrenze σ0,2 war bei Raumtemperatur gleich 533 MPa (Fig. 8). Die kombinierte Wirkung von Mangan und Bor bei gleichzeitiger Anwesenheit von 2 At.-% Niob entspricht ungefähr derjenigen von Chrom mit Bor.
    • Ausführungsbeispiel 67:
  • Gemäss Beispiel 61 wurde die Legierung 39 der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Cr = 2 At.-%
    Mn = 1 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    A% = 48 At.-%
  • Die Untersuchung ergab eine Vickershärte bei Raumtemperatur von 345 Einheiten (Fig. 4). Bei Raumtemperatur wurde eine Fliessgrenze σ0,2 von 569 MPa gemessen (Fig. 8).
  • Der Einfluss von W und B auf die mechanischen Eigenschaften ist in Fig. 11 nochmals zusammengestellt. Für die anderen Dotierelemente ergeben sich ähnlich geformte Kurven. Meist läuft die Härte bei ca. 3 bis 4 At.-% Dotierungselement durch ein Maximum. Wesentlich höhere Zusätze als 4 At.-% sind deshalb wenig sinnvoll. Dies gilt zum mindesten strenggenommen für die Einzelelemente.
    • Ausführungsbeispiel 68 - 77:
  • Entsprechend Beispiel 61 wurden die folgenden Legierungen unter Argonatmosphäre erschmolzen:
    Ti = 48,5 At.-%
    Nb = 3 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 48 At.-%
    Ti = 46,5 At.-%
    W = 3 At.-%
    Cr = 2 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 48 At.-%
    Ti = 46 At.-%
    W = 1 At.-%
    Cr = 2 At.-%
    Nb = 2 At.-%
    B = 1 At.-%
    Al = 48 At.-%
    Ti = 46,5 At.-%
    W = 2 At.-%
    Mn = 1 At.-%
    Nb = 2 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 48 At.-%
    Ti = 46 At.-%
    W = 1 At.-%
    Cr = 1 At.-%
    Mn = 2 At.-%
    Nb = 1 At.-%
    B = 1 At.-%
    Al = 48 At.-%
    Ti = 47 At.-%
    W = 3 At.-%
    Mn = 3 At.-%
    B = 1 At.-%
    Al = 46 At.-%
    Ti = 47 At.-%
    W = 4 At.-%
    Nb = 1 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 47,5 At.-%
    Ti = 46,5 At.-%
    Cr = 2 At.-%
    Nb = 1 At.-%
    B = 0,5 At.-%
    Al = 50 At.-%
    Ti = 46,2 At.-%
    W = 1 At.-%
    Cr = 1 At.-%
    Mn = 0,7 At.-%
    B = 0,1 At.-%
    Al = 51 At.-%
    Ti = 46 At.-%
    Cr = 0,7 At.-%
    Mn = 0,6 At.-%
    Nb = 0,5 At.-%
    B = 0,2 At.-%
    Al = 52 At.-%
  • Im übrigen wurde wie unter Beispiel 61 verfahren.
    • Wirkung der Elemente bei den Ausführungsbeispielen 61-77:
  • Durch Zulegieren der Elemente W, Cr, Mn und Nb einzeln oder in Kombination zu einer Ti/Al-Grundlegierung wird in allen Fällen eine Härte- und Festigkeitssteigerung erzielt. Dabei ist die Wirkung von Kombinationen (z.B. Mn+Nb) am stärksten. Im allgemeinen ist die Härtesteigerung mit einer mehr oder weniger starken Einbusse an Dehnbarkeit verbunden, die aber durch Zulegieren von weiteren Elementen, die zähigkeitserhöhend wirken, wenigstens zum Teil wieder wettgemacht werden können.
    Eine Zugabe von weniger als 0,5 At.-% eines Elements ist meist kaum wirksam. Andererseits zeigt sich bei ca. 3 - 4 At.-% eine gewisse Sättigungserscheinung, so dass weitere Zugaben sinnlos sind oder die Eigenschaften des Werkstoffs insgesamt wieder verschlechtern.
  • B wirkt im allgemeinen stark zähigkeitserhöhend im Verein mit anderen, die Festigkeit erhöhenden Elementen (Fig. 11). Hier konnte der durch Zulegieren von W verursachte Verlust an Dehnbarkeit durch eine Zugabe von nur 0,5 At.-% B praktisch wettgemacht werden. Höhere Zugaben als 1 At.-% B sind nicht notwendig.
    Zur weiteren Optimierung der Eigenschaften bieten sich polynäre Systeme an, bei denen versucht wird, die negativen Eigenschaften von Einzelzugaben durch gleichzeitiges Zulegieren anderer Elemente wieder wettzumachen.
  • Der Einsatzbereich der modifizierten Tianaluminide erstreckt sich vorteilhafterweise auf Temperaturen zwischen 600 °C und 1000 °C.
  • Die erfindungsgemässe Hochtemperaturlegierung für mechanisch hochbeanspruchte Bauteile thermischer Maschinen ist nicht auf die Ausführungsbeispiele beschränkt und kann folgende Zusammensetzung aufweisen:



            TixElyMezAl1-(x+y+z)

    , wobei

    El = B, Ge oder Si und Me = Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, und/oder Zr bedeuten und gilt:
    • 0,46 ≦ x
    ≦ 0,54,
    0,001 ≦ y
    ≦ 0,015 für El = Ge und Me = Cr, Hf, Mn, Mo, Nb, Ta, V und/oder W,
    0,001 ≦ y
    ≦ 0,015 für El = Si und Me = Hf, Mn, Mo, Ta, V und/oder W,
    0 ≦ y
    ≦ 0,01 für El = B und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr ,
    0 ≦ y
    ≦ 0,02 für El = Ge und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr,
    0,0001 ≦ y
    ≦ 0,01 für El = B und Me = Cr, Mn, Nb und/oder W,
    0,01 ≦ z
    ≦ 0,04, falls Me = Einzelelement,
    0,01 ≦ z
    ≦ 0,08, falls Me zwei oder mehr Einzelelemente und
    0,46 ≦ (x+y+z)
    ≦ 0,54.

Claims (1)

  1. Hochtemperaturlegierung für Maschinenbauteile auf der Basis von dotiertem TiAl mit folgender Zusammensetzung:



            TixElyMezAl1-(x+y+z)

    , wobei

    El = B, Ge oder Si und Me = Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, und/oder Zr bedeuten und gilt:
    0,46 ≦ x   ≦ 0,54,
    0,001 ≦ y   ≦ 0,015 für El = Ge und Me = Cr, Hf, Mn, Mo, Nb, Ta, V und/oder W,
    0,001 ≦ y   ≦ 0,015 für El = Si und Me = Hf, Mn, Mo, Ta, V und/oder W,
    0 ≦ y   ≦ 0,01 für El = B und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr ,
    0 ≦ y   ≦ 0,02 für El = Ge und Me = Co, Ge, Pd, Y und/oder Zr,
    0,0001 ≦ y   ≦ 0,01 für El = B und Me = Cr, Mn, Nb und/oder W,
    0,01 ≦ z   ≦ 0,04, falls Me = Einzelelement,
    0,01 ≦ z   ≦ 0,08, falls Me zwei oder mehr Einzelelemente und
    0,46 ≦ (x+y+z)   ≦ 0,54.
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