DE68916414T2

DE68916414T2 - Titanaluminid-Legierungen.

Info

Publication number: DE68916414T2
Application number: DE68916414T
Authority: DE
Inventors: Raymond Grant Rowe
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1989-03-20
Filing date: 1989-12-27
Publication date: 1995-02-16
Anticipated expiration: 2009-12-28
Also published as: DE68916414D1; JPH02247345A; CA2010672A1; EP0388527B1; US5032357A; JP3097748B2; EP0388527A1

Description

Hintergrund der Erfindung

Diese Erfindung bezieht sich auf Legierungen auf Titangrundlage und mehr im besonderen auf Titan-Aluminid- Legierungen mit hoher Festigkeit bei erhöhten Temperaturen. Die Legierungen dieser Erfindung haben auch eine genügende Duktilität und Bruchzähigkeit bei Raumtemperatur, so daß sie brauchbar als Konstruktionsmaterialien sind.
Es kann ein großes technologisches Interesse in einer Titan-Aluminid-Verbindung, die drei Titanatome pro Aluminiumatom enthält, gefunden werden, weil sie eine geringe Dichte und eine hohe Festigkeit mit Bezug auf Superlegierungen auf Eisen- oder Nickelbasis oder konventionelle Titan- Legierungen aufweist. Auf dem Gebiet der Titan-Legierungen wird diese Verbindung als Ti&sub3;Al bezeichnet, und sie wird im folgenden als Trititan-Aluminium bezeichnet. Derzeit begrenzen einige der mechanischen Eigenschaften der Trititan-Aluminium-Legierungen ihre Brauchbarkeit. Einige der beschränkenden Eigenschaften sind geringe Duktilität bei Raumtemperatur, sehr geringe Beständigkeit gegen Bruch und ein Mangel an metallurgischer Stabilität bei Temperaturen oberhalb von 649ºC (1200ºF). Um an Stelle von Superlegierungen auf Eisen- oder Nickelbasis eingesetzt zu werden, müssen die Trititan- Aluminium-Legierungen daher hinsichtlich ihrer Duktilität, Bruchzähigkeit bei Raumtemperatur und ihrer metallurgischen Stabilität oberhalb von 649ºC (1200ºF) verbessert werden.
Unterschiedliche Betriebstemperaturen in verschiedenen Teilen einer Gasturbine stellen bei hoher Temperatur erhöhte Anforderungen an die Festigkeit und Stabilität von Legierungen, die in den Turbinen eingesetzt werden. So mögen z. B. Teile im Turbinenabschnitt bei Temperaturen bis zu 871ºC (1600ºF) betrieben werden, während Teile im Kompressor bei 760ºC (1400ºF) betrieben werden, bei noch geringeren Betriebstemperaturen für Teile, wie Gehäuse und Strömungsverstärker. Derzeit bekannte Trititan-Aluminium-Legierungen weisen eine Kombination mechanischer Eigenschaften auf, die sie brauchbar machen würden als Konstruktionsmaterialien zum Betrieb bei Temperaturen bis zu etwa 599ºC (1110ºF) in stationären Anwendungen mit geringerer Spannung. Durch Verbessern der Festigkeit und Stabilität von Trititan-Aluminid-Legierungen bei hoher Temperatur können sie daher in mehr Teilen einer Gasturbine eingesetzt werden.
Das Gefüge von Titan-Legierungen und die Art, in der es sich mit einer Veränderung der Zusammensetzung ändert, ist im Stand der Technik gut bekannt. Wird Aluminium zu Titan-Legierungen hinzugegeben, dann ändert sich die Kristallform der Titan-Legierungen. Geringe Prozentsätze von Aluminium gehen in feste Lösung in Titan, und die Kristallform bleibt die reinen Titans, die eine dicht gepackte hexagonale α-Phase ist. Höhere Konzentrationen von Aluminium, etwa 25 bis 35%, bilden die intermetallische Verbindung Trititan- Aluminium mit einer geordneten hexagonalen Kristallform, die als α-2 bezeichnet wird. Trititan-Aluminium ist das in dieser Anmeldung interessierende Material, weil die Titan-Aluminium- Legierungen dieser Erfindung eine Verbesserung gegenüber Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik darstellen. Weiter haben die Titan-Aluminium-Legierungen dieser Erfindung eine Kristallform, die sich von der Kristallform der Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik unterscheidet.
In reinem Titan wandelt sich die α-Phase bei etwa 879ºC (1615ºF) in eine raumzentrierte kubische β-Phase um. Diese Temperatur, bei der sich die bei geringer Temperatur beständige α-Phase in die bei hoher Temperatur beständige β- Phase umwandelt, ist als die Umwandlungstemperatur bekannt. Gewisse Elemente, die als α-Stabilisatoren bekannt sind, stabilisieren die α-Phase, so daß die Umwandlungstemperatur für solche Legierungen auf oberhalb von 879ºC (1615ºF) erhöht wird. Andere Elemente, wie Niob, stabilisieren den 2-Phasenbereich α plus β. In Titan-Legierungen findet die Umwandlung von der α- zur β-Phase nicht bei einer einzelnen Temperatur, sondern über einen Bereich von Temperaturen statt, in dem sowohl α- als auch β-Phase stabil sind. Als Ergebnis kann in Titan-Aluminid-Legierungen die Zugabe von β-Phasen-Stabilisatoren eine Doppelphasen-Struktur aus β-Phase, gemischt mit α- oder α-2-Phase, was vom Aluminiumgehalt abhängt, fördern.
Begrenzte Zugaben von Niob und anderen β-Phasen- Stabilisatoren, wie Molybdän und Vanadium, verbessern, wie gezeigt wurde, die Duktilität und Kriechfestigkeit von Trititan-Aluminium-Legierungen bei Raumtemperatur, doch waren solche Verbesserungen von einem Verlust an Festigkeit bei hoher Temperatur begleitet. Ein großer Teil der Untersuchungen von Titanaluminiden fand hinsichtlich ihrer Anwendung in Gasturbinen statt. Eine Kombination von Eigenschaften, die in Titanaluminiden für Gasturbinen erwünscht ist, sind hohe Festigkeit und Duktilität bei erhöhten sowie bei Raumtemperatur, Bruchzähigkeit, hoher Elastizitätsmodul, Kriechfestigkeit und Schmiedbarkeit. Es ist daher ein Ausgleich vieler Eigenschaften bei einem in Gasturbinen einzusetzenden Material erforderlich. Es ist jedoch ein unerwünschter Kompromiß zwischen Festigkeit und Duktilität notwendig, wenn Trititan- Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik benutzt werden.
Die Bruchzähigkeit ist ein Maß der Beständigkeit gegenüber Ausdehnung eines Risses, und sie wird in Einheiten von MPa (ksi) mal der Quadratwurzel aus 2,54 cm (inch) gemessen, manchmal abgekürzt als MPa 2,54 cm (ksi· inch). Die Bruchzähigkeit von Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik liegt innerhalb des Bereiches von 69 bis 138 MPa (10 bis 20 ksi) mal Quadratwurzel aus 2,54 cm (inch). Die Bruchzähigkeit der Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik liegt weit unterhalb der 345 bis 414 MPa (50 bis 60 ksi) mal Quadratwurzel aus 2,54 cm (inch), der Bruchzähigkeit von Superlegierungen, die derzeit in rotierenden Komponenten von Gasturbinen benutzt werden. Es wäre daher eine beträchtliche Erhöhung der Bruchzähigkeit von Trititan- Aluminium-Legierungen sehr erwünscht, um die Anforderungen von rotierenden Komponenten in Gasturbinen zu erfüllen.
In der US-PS 3,411,901 von Winter wurde gezeigt, daß Titanaluminid-Legierungen nahe der Zusammensetzung, in Atomprozent, 26,6% Aluminium, 9% Niob, 0,8% Silicium, Rest Titan, eine optimale Kombination von Duktilität und Festigkeit aufweisen. Winter lehrt auch, daß bei Erhöhen des Aluminium- und Niobgehaltes über diese optimale Zusammensetzung hinaus die Härte und Festigkeit abnehmen. Legierungen werden im folgenden manchmal abgekürzt, indem man z. B. diese Legierung als Ti-26,6Al-9Nb-0,8Si angibt. Alle hier angegebenen Legierungszusammensetzungen sind in Atomprozent angegeben.
In der US-PS 4,292,077 von Blackburn et al wurde gezeigt, daß einige mechanische Eigenschaften optimiert waren in einer Trititan-Aluminium-Legierung, enthaltend 25 bis 27% Aluminium und 12 bis 16% Niob. Blackburn zeigte, daß das Erhöhen des Niob-Gehaltes über 16% hinaus unerwünscht ist, weil es oberhalb dieses Niveaus nur eine geringe Verbesserung in der Kriech- bzw. Zeitstandfestigkeit gibt. Weil beim Erhöhen des Niobgehaltes in Trititan-Aluminid-Legierungen die Dichte erhöht wird, führt das Erhöhen des Niobgehaltes über 16% hinaus zu nachteiligen Verhältnissen von Kriechfestigkeit zu Dichte. Eine in der Industrie anerkannte Trititan-Aluminium-Legierung, die für die Herstellung von Komponenten für Gasturbinen brauchbar sein mag, die geringe Anforderungen hinsichtlich der Bruchzähigkeit erfüllen müssen, wird von der Legierung von Blackburn et al abgeleitet und hat die Zusammensetzung Ti-24Al-1 1Nb.
Die US-PS 4,716,020 von Blackburn et al stellt eine Verbesserung gegenüber dem '077-Patent dar und offenbart die gleiche Legierung, aber mit einem Zusatz von 0,5 bis 4% Molybdän und einem etwas geringeren Niobgehalt von 7 bis 15,5%. Es können Vanadium-Zusätze von 0,5 bis 3,5% vorgenommen werden, um einen Teil des Niobs zu ersetzen. Eine in der Industrie anerkannte Bezugslegierung dieser Zusammensetzung ist Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo. Die Lehre des '020-Patentes ist es, daß Molybdän ein besonders einzigartiger Zusatz ist, der die Festigkeit und Kriechfestigkeit der wesentlichen Ti-Nb-Al-Legierung des '077-Patentes bei hoher Temperatur verbessert. Die erhöhte Festigkeit der Ti-Al-Nb-V-Mo-Legierung ist jedoch von einer unerwünschten Verringerung der Beständigkeit der Legierungen gegen Bruch bei Raumtemperatur, mit Bezug auf die Ti-24Al-11Nb-Legierung, begleitet.
Sowohl Winter als auch Blackburn et al haben festgestellt, daß begrenzte Niob-Zusätze von bis zu 16 Atomprozent die Eigenschaften von Aluminiumlegierungen verbessern. Blackburn et al verbesserten dann die Festigkeits- und Kriechbruch-Eigenschaften der Ti-Al-Nb-Legierungen im '020- Patent, nicht durch Modifikation des Niob-Gehaltes, sondern durch den Zusatz von Molybdän.
Im Gegensatz zu den Feststellungen von Winter und Blackburn et al wurde festgestellt, daß die Festigkeit und Bruchzähigkeit von Titan-Aluminid-Legierungen bei hoher Temperatur über die Niveaus dieser Legierungen nach dem Stand der Technik hinaus verbessert wird durch Erhöhen der Niob- Gehalte beträchtlich über 16 Atomprozent.
Die Legierungen dieser Erfindung enthalten Titan- und Aluminium-Gehalte, die typisch sind für Trititan-Aluminium-Legierungen, und es sind Trititan-Aluminium-Legierungen bekannt, die die α-2-Kristallform als ihre normale Phasenstruktur bei geringer Temperatur haben. Legierungen dieser Erfindung enthalten auch einen beträchtlich erhöhten Prozentsatz des die β-Phase stabilisierenden Niobs gegenüber den Legierungen von Winter und Blackburn et al. Da Niob ein β- Phasen-Stabilisator ist, wäre anzunehmen, daß seine Anwesenheit in Trititan-Aluminium-Legierungen etwas β-Phase in der bei tiefer Temperatur beständigen α-2-Phase von Trititan-Legierungen bewahrt. So ist z. B. das bevorzugte Gefüge der Trititan-Aluminium-Legierungen von Blackburn et al, die Niob enthalten, eine Widmanstätten-Struktur, charakterisiert durch eine nadelförmige α-2-Phase, gemischt mit lattenförmiger β- Phase. Überraschenderweise führte die Erhöhung des Niob-Gehaltes in den Legierungen dieser Erfindung beträchtlich über 16 Atomprozent hinaus nicht zu einer Zunahme der Menge von β- Phase mit einer Abnahme der Menge von α-2-Phase. Statt dessen wurde ein neues Gefüge in den Legierungen dieser Erfindung entdeckt, das eine geordnete orthorhombische Kristallform aufweist statt der hexagonalen α-2- oder raumzentrierten kubischen β-Kristallform, die in Trititan-Aluminium-Legierungen bekannt sind. β-, geordnete β- oder α-2-Phase können in den Legierungen dieser Erfindung vorhanden sein, doch wird ein wichtiger Beitrag zu den verbesserten Eigenschaften der Legierungen dieser Erfindung der Anwesenheit der orthorhombischen Phase zugeschrieben. Von der geordneten orthorhombischen Phase wird angenommen, daß sie die intermetallische Verbindung Ti&sub2;AlNb bildet.
Es ist daher eine Aufgabe dieser Erfindung, Titan- Aluminid-Legierungen zu schaffen, die einen beträchtlichen Anteil einer orthorhombischen Kristallform enthalten, umfassend mindestens 25% des Volumenanteiles ihres Gefüges.
Eine andere Aufgabe dieser Erfindung ist es, Titan- Aluminid-Legierungen zu schaffen, die Niobzusätze beträchtlich oberhalb von 16 Atomprozent enthalten und eine hervorragende Zugfestigkeit bei erhöhten Temperaturen bis zu 816ºC (1500ºF) aufweisen, während sie genügend Duktilität bei Raumtemperatur und eine gute Bruchzähigkeit beibehalten, so daß sie brauchbare Konstruktionsmaterialien bilden können.

Kurze Zusammenfassung der Erfindung

Diese und andere Aufgaben werden gelöst durch Schaffen einer Legierung auf Titanbasis, die, in Atomprozent, 18 bis 30% Aluminium und 18 bis 34% Niob, Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen, enthält. Titan ist das vorherrschende Element, das einen größeren Gehalt aufweist als irgendein anderes in der Legierung vorhandenes Elemente und es umfaßt die restlichen Atomprozent zusammen mit anderen Elementen, die die Festigkeit, Duktilität und Bruchzähigkeit der Legierung nicht beeinträchtigen und als Verunreinigungen vorhanden sein können. Verunreinigungsmengen von Sauerstoff, Kohlenstoff und Stickstoff sollten jeweils geringer als 0,6 Atomprozent sein, Wolfram sollte weniger als 1,5 Atomprozent betragen.
Die Legierung, die 18 bis 30% Aluminium, 18 bis 34% Niob, Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, hat eine hohe Streck- bzw. Dehngrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1500ºF) und eine gute Bruchzähigkeit. Der Begriff "hohe Streckgrenze", wie er hier benutzt wird, bedeutet, daß die Legierung eine Streckgrenze hat, die mindestens so hoch ist wie die Streckgrenze von Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik, obwohl die hohe Streckgrenze der Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik nur bei Temperaturen bis zu etwa 599ºC (1110ºF) erzielt wird. Der Begriff "gute Bruchzähigkeit", wie er hier benutzt wird, bedeutet, daß die Legierung eine Bruchzähigkeit hat, die zumindest vergleichbar der Bruchzähigkeit von 69 bis 138 MPa (10 bis 20 ksi) mal Quadratwurzel aus 2,54 cm (inch) der Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik ist.
Eine bevorzugtere Legierung der vorliegenden Erfindung enthält etwa 18 bis 25,5% Aluminium, etwa 20 bis 34% Niob, Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen, und sie hat eine hohe Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1500ºF) und eine hervorragende Bruchzähigkeit. Der Begriff "hervorragende Bruchzähigkeit", wie er hier benutzt wird, bedeutet, daß die Legierung eine Bruchzähigkeit hat, die zumindest so hoch und höher ist als die Bruchzähigkeit von 69 bis 138 MPa (10 bis 20 ksi) mal Quadratwurzel aus 2,54 cm (inch) der Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik.
Eine andere bevorzugte Legierung der vorliegenden Erfindung, enthält etwa 23 bis 30% Aluminium, etwa 18 bis 28% Niob, Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen, und sie hat eine hervorragende Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens etwa 816ºC (1500ºF) und eine gute Bruchzähigkeit. Der Begriff "hervorragende Streckgrenze", wie er hier benutzt wird, bedeutet, daß die Legierung eine Streckgrenze hat, die mindestens so hoch und höher ist als die Streckgrenze der Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik.
Eine andere bevorzugte Legierung der vorliegenden Erfindung enthält etwa 21 bis 26% Aluminium, etwa 19,5 bis 28% Niob, Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen, und sie hat eine hervorragende Kombination von Bruchzähigkeit und hoher Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1500ºF). Der Begriff "hervorragende Kombination von Bruchzähigkeit und hoher Streckgrenze", wie er hier benutzt wird, bedeutet, daß die Legierung eine Kombination von Bruchzähigkeit und Streckgrenze aufweist, die mindestens so hoch und höher ist als die der Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik.
Überraschenderweise wurde festgestellt, daß ein Niobgehalt von etwa 18 bis 34% in den Titan-Aluminium-Legierungen dieser Erfindung eine größere Festigkeit bei erhöhter Temperatur ergibt. Diese Festigkeitszunahme wird ohne Verlust an Duktilität bei Raumtemperatur und zusammen mit einer Erhöhung der Bruchzähigkeit gegenüber Niob enthaltenden Trititan- Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik erzielt. In Legierungen dieser Erfindung ist das Verhältnis von Streckgrenze zu Dichte deutlich um bis zu etwa 50% oder mehr gegenüber Niob enthaltenden Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik erhöht.

Kurze Beschreibung der Zeichnung

Die folgende Beschreibung wird deutlicher unter Bezugnahme auf die beigefügte Zeichnung verstanden werden, in der zeigen:
Fig. 1 ein dreiachsiges Diagramm der Konzentrationen von Titan, Aluminium und Niob in Zusammensetzungen der Legierungen dieser Erfindung,
Fig. 2 ein dreiachsiges Diagramm der Konzentrationen von Titan, Aluminium und Niob in Zusammensetzungen von Legierungen dieser Erfindung, die besonders die Bruchzähigkeit verbessern,
Fig. 3 ein dreiachsiges Diagramm der Konzentrationen von Titan, Aluminium und Niob in Zusammensetzungen von Legierungen dieser Erfindung, die besonders die Streckgrenze verbessern,
Fig. 4 ein dreiachsiges Diagramm der Konzentrationen von Titan, Aluminium und Niob in Zusammensetzungen von Legierungen dieser Erfindung, die Bruchzähigkeit und Streckgrenze verbessern,
Fig. 5 eine graphische Darstellung des Verhältnisses der 0,2%-Zug-Streckgrenze zur Vickers-Härte der Vergleichs-Probenlegierung 989 von Raumtemperatur bis 799ºC (1470ºF),
Fig. 6 eine graphische Darstellung, die die geschätzte Streckgrenze der Probenlegierung 529 zur Bezugsprobenlegierung 989 von Raumtemperatur bis 871ºC (1600ºF) vergleicht,
Fig. 7 eine graphische Darstellung des Verhältnisses der 0,2% Zug-Streckgrenze der Bezugs-Probenlegierung 989 zur 0,2% Biege-Streckgrenze der Bezugs-Probenlegierung 989 von Raumtemperatur bis 799ºC (1470ºF) und
Fig. 8 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis von Streckgrenze zu Dichte von Legierungen dieser Erfindung mit dem gleichen Verhältnis von Legierungen von Blackburn et al vergleicht.

Detaillierte Beschreibung der Erfindung

Titan-Aluminium-Legierungen dieser Erfindung erzielen hervorragende Streckgrenzen bis zu 758 MPa (110 ksi) oder mehr bei erhöhten Temperaturen bis zu 816ºC (1500ºF) und höher. Die Duktilität und die gute Bruchzähigkeit bei Raumtemperatur werden beibehalten, so daß die Legierungen brauchbare Konstruktionsmaterialien bilden können. Legierungen der Erfindung sind in den Fig. 1-4 veranschaulicht, und sie entsprechen den Atom-Prozentsätzen von Titan, Aluminium und Niob im gestrichelten Bereich in den triaxialen Diagrammen der Fig. 1-4. Zum Nutzen von Rechercheuren in diesem Gebiet können die Legierungen dieser Erfindung beschrieben werden durch Bezugnahme auf die Außengrenzen dieses gestrichelten Bereiches im triaxialen Diagramm der Fig. 1. Legierungen, die durch die schraffierten Bereiche in den triaxialen Diagrammen der Fig. 2-4 veranschaulicht sind, liegen innerhalb des schraffierten Bereiches des triaxialen Diagramms der Fig. 1. Die äußeren Grenzen des triaxialen Diagramms in Fig. 1 sind 18 bis 30% Aluminium, 18 bis 34% Niob, Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen. Die Zusammensetzungen sind jedoch auf der Grundlage des Legierungsgehaltes, wie er in den fig. 1-4 abgebildet ist, beansprucht.
Die Bruchzähigkeit der Legierungen dieser Erfindung ist besonders verbessert durch Zusammensetzungen, die dem schraffierten Bereich des dreiachsigen Diagramms der Fig. 2 entsprechen. Die Streckgrenze ist besonders verbessert durch Zusammensetzungen, die dem schraffierten Bereich im dreifachsigen Diagramm der Fig. 3 entsprechen. Sowohl Streckgrenze als auch Bruchzähigkeit sind verbessert durch Zusammensetzungen, die dem schraffierten Bereich im dreiachsigen Diagramm der Fig. 4 entsprechen.

Beispiele

Die folgende Tabelle I führt die Zusammensetzungen einer Reihe von hergestellten Titan-Aluminid-Legierungen auf. Tabelle I - Legierungszusammensetzungen Probe Legierung Zusammensetzung, Atomprozent Rest andere Zusätze *Vergleich
In Tabelle I haben die Proben 1-17 Zusammensetzungen, die formuliert sind, um den Umfang der Legierungen dieser Erfindung zu bestimmen. Die Proben-Nr. 18 und 19 wurden als Bezugslegierungen aus der Zusammensetzung von Blackburn et al in der US-PS 4,292,077 hergestellt. Legierungen der Proben Nr. 1-11 wurden nicht abschmelzend im Lichtbogenofen geschmolzen und rasch durch Schmelzverdüsen als Bänder verfestigt. Die Bänder wurden durch heißisostatisches Druckpressen bei 974ºC (1785ºF) zu Zylindern verdichtet. Ein Warmgesenkschmieden bei 999ºC (1830ºF) wurde ausgeführt, um die Höhe der Zylinder um etwa 6 : 1 zu vermindern und Scheiben herzustellen. Die Proben Nr. 12 bis 17 wurden nicht abschmelzend im Lichtbogenofen zu flachen Knöpfen geschmolzen und diese durch Warmgesenkschmieden um etwa 3 : 1 bei 999ºC (1830ºF) zu Scheiben verformt Aus den geschmiedeten Scheiben wurden rechteckige Rohlinge maschinell hergestellt und in Titanrohren innerhalb von mit Getter versehenen, argon-gefüllten Quarzrohren zur Wärmebehandlung eingekapselt. Ein mit Gettern versehenes Rohr enthielt Yttrium als einen Getter. Da Yttrium eine höhere Affinität für Sauerstoff und Stickstoff hat, minimiert es die Verunreinigung der Titanrohlinge durch in den argon-gespülten Rohren vorhandenen Restsauerstoff und -stickstoff.
Die Rohlinge wurden in zwei Stufen geglüht. Die Glühung der ersten Stufe fand bei einer Temperatur unmittelbar oberhalb der β-Übergangstemperatur statt. Die β-Übergangstemperatur ist die Temperatur, bei der sich das Gefüge von Titan oder Titanlegierungen aus der bei tiefer Temperatur beständigen α- oder α-2-Phase in die bei hoher Temperatur beständige β-Phase umwandelt. Die β-Übergangstemperaturen variieren in Abhängigkeit von der Zusammensetzung der Titanlegierungen. In Abhängigkeit von der Zusammensetzung der Probe, die aus den Beispiellegierungen 1-17 hergestellt war, wurde das Glühen der ersten Stufe daher bei einer Temperatur gerade oberhalb der β-Übergangstemperatur für diese Zusammensetzung ausgeführt. Die Glühungen der ersten Stufe oberhalb der β-Übergangstemperatur fanden im Bereich von 1121ºC (2050ºF) bis 1249ºC (2280ºF) für 1 bis 2 Stunden statt. Einige Rohlinge wurden in der Stufe unterhalb der β-Übergangstemperatur bei 999ºC (1830ºF) geglüht, um eine feinere Korngröße herzustellen. Die Glühung der zweiten Stufe erfolgte bei 871ºC (1600ºF) für 2 bis 4 Stunden.
Die für jeden Rohling benutzte spezifische Glühzeit und -temperatur ist in den folgenden Tabellen II-VIII gezeigt. Die geglühten Rohlinge wurden dann maschinell zu 33x4·25 mm-Stäben zum Dreipunkt-Biegetesten, in kleine Probestücke für das Ermitteln der Vickers-Härte und in 25·2,5·2,5 mm-Stäbe mit Kerbe zum Testen der Bruchzähigkeit verarbeitet. Es wurde auch ein Satz von 1,5·3·25 mm-Stäben maschinell aus den Rohlingen der Legierung 907 für ein Vierpunkt-Biegetesten hergestellt.
Die Bezugslegierungen nach dem Stand der Technik wurden zubereitet durch Kaufen von Barren mit den Zusammensetzungen, die als Proben-Nr. 18 und 19 in Tabelle I gezeigt. Die Barren wurden unter Anwendung von Schmiede- und Walzenparametern, die bekanntermaßen die mechanischen Eigenschaften dieser Legierungen optimieren, zu Platten von 5·55·220 mm verarbeitet. Die Platten wurden eine Stunde lang bei 1163ºC (2125ºF) wärmebehandelt, mit Gebläse abgeschreckt und 1 Stunde wieder auf 760ºC (1400ºF) erhitzt, gefolgt von einem Abkühlen im Ofen. Aus den wärmebehandelten Platten wurden durch Entladungsbearbeiten mit einer Elektrode Rohlinge hergestellt. Flache Proben für die Zugprüfung wurden aus den Rohlingen zu einer Meßbreite von 2,03 mm (0,08 inch), einer Meßlänge von 6,35 mm (0,25 inch) und einer Dicke von 1,52 mm (0,06 inch) gewalzt. Kleine Probestücke wurden für das Ermitteln der Vickers-Härte aus den Rohlingen maschinell hergestellt. Aus den Rohlingen wurden maschinell auch Stäbe von 3·4·25 mm zum Dreipunkt-Biegetesten hergestellt.
Es wurden zwei Verfahren benutzt, um die Festigkeit der aus den Probenlegierungen dieser Erfindung hergestellten Rohlinge bei hoher Temperatur mit der von Rohlingen zu vergleichen, die aus den Bezugslegierungen nach dem Stand der Technik hergestellt waren. Das erste Verfahren bestand darin, die Vickers-Härte mit einer Diamantpyramide (VHN) der kleinen Probekörper-artigen Rohlinge bei Temperaturen von Raumtemperatur bis 999ºC (1830ºF) zu bestimmen. Das zweite Verfahren bestand in der Ausführung von Biegetests von Raumtemperatur bis 927ºC (1700ºF) an Stäben, die maschinell auf die Größe der Biegeprüfung gebracht worden waren.
Die Vickers-Härte wurde bestimmt, weil die Eindringhärte ein Indikator der Streckgrenze von Materialien ist, wie durch W. Hirst und M.G.J.W. Howse in "The Indentation of Materials by Wedges, Proceedings of the Royal Society A.", Band 311, Seiten 429-444 (1969) gezeigt. Auch S.S. Ohiang, D.B. Marshall und A.G. Evans zeigen in "The Response of Solids to Elastic/Plastic Indentation, I. Streses and Residual Stresses", Journal of Applied Physics, Band 53, Seiten 298-311 (1982) experimentelle Daten, die die Beziehung zwischen Eindringhärte und Streckgrenze stützen.
Um die Beziehung zwischen Eindringhärte und Streckgrenze zu bestimmen, wurden Prüfungen der Vickershärte mit Diamantpyramide und Zugprüfungen an den aus der Zusammensetzung von Beispiel 18 zubereiteten Rohlingen ausgeführt. Die Probe 18 ist eine der Bezugslegierungen nach dem Stand der Technik, die in Tabelle I als Legierung 989 bezeichnet ist. Die Zugprüfungen und die Prüfungen der Vickershärte wurden über einen Bereich von Temperaturen von 22ºC (72ºF) bis 81600 (1500ºF) ausgeführt. Die Ergebnisse der Zugprüfungen sind unten in Tabelle II gezeigt, und die Ergebnisse der Prüfungen der Vickershärte sind in Tabelle III gezeigt. Tabelle II Zug-Streckgrenze gegenüber Temperatur für Ti-24Al-11Nb (Atomprozent), wärmebehandelt 1 h bei 1160ºC (2120ºF)und 1 h bei 760º (1400ºF) Temperatur Streckgrenze Tabelle III Vickershärte-Zahl (VHN) in Abhängigkeit von der Temperatur für die Legierung 989 (Ti-24Al-11Nb Atomprozent), wärmebehandelt 1 h bei 1160ºC (21120ºF) und 1 h bei 760ºC Temperatur
Die Vickershärte-Prüfungen wurden an den aus Legierung 989 hergestellten Probekörpern unter Anwendung eines pyramidenförmigen Diamant-Eindringkörpers mit einer Eindringlast von 1000 g ausgeführt. Die Prüfungen der Streckgrenze beim Zugversuch wurden an einer INSTRON-Zugvorrichtung unter Anwendung der Dehnungsraten ermittelt, die in der ASTM-Spezifikation E8 "Standard Methods of Tension Testing of Metallic Materials", Annual Book of ASTM Standards, Band 03.01, Seiten 130-150, 1984 empfohlen sind.
In der graphischen Darstellung der Fig. 5 ist das Verhältnis der Streckgrenze beim Zugversuch zur Vickershärte- Zahl auf der Ordinate in Abhängigkeit von der Temperatur auf der Abszisse gezeigt. Die graphische Darstellung der Fig. 5 zeigt die lineare Beziehung zwischen der Streckgrenze beim Zugversuch und der Vickershärte-Zahl in Trititan-Aluminium- Legierungen. Diese lineare Beziehung kann derart beschrieben werden, daß die Streckgrenze beim Zugversuch gleich der Konstanten 0,314, multipliziert mit der Vickershärte-Zahl ist. In einer Gleichungsform, worin Y die Streckgrenze und VNH die Vickershärte-Zahl ist, ist die lineare Beziehung zwischen Zug-Streckgrenze und Vickershärte Y = 0,314·VHN.
Es wurde dann die Vickershärte an Rohlingen, die aus Legierung 529 in Tabelle I hergestellt waren, von Raumtemperatur bis 999ºC (1830ºF) gemessen. Die Streckgrenze wurde unter Anwendung der gleichen Proportionalitätskonstanten 0,314, die aus der Legierung 989 entwickelt worden war, bestimmt. Auf diese Weise konnte die Streckgrenze der Legierung 529 und die der Bezugslegierung 989 von Raumtemperatur bis 816ºC (1500ºF) auf der Grundlage der Vickershärte-Prüfungen verglichen werden. Dieser Vergleich ist in Fig. 6 gezeigt. Die Streckgrenze der Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo-Legierung bei erhöhten Temperaturen, wie sie in Tabelle I, Spalte 3, des '020-Patentes von Blackburn et al offenbart ist, ist zum Vergleich in Fig. 6 ebenfalls gezeigt. Aus diesem Vergleich in Fig. 6 wird deutlich, daß die Legierungen dieser Erfindung eine verbesserte Festigkeit bei tiefer und hoher Temperatur gegenüber den Niob enthaltenden Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik und selbst gegenüber verbesserten Trititan-Aluminium-Legierungen haben, die Niob, Vanadium und Molybdän enthalten.
Das zweite Verfahren, das zum Bewerten der Festigkeit der Legierungen dieser Erfindung bei hoher Temperatur benutzt wurde, war die Dreipunkt-Biegeprüfung. Stabförmige Probekörper für die Dreipunkt-Biegeprüfung, die wie oben beschrieben für die Beispiel Nr. 2, 3 und 5 bearbeitet waren, wurden im Vakuum bei Temperaturen von 649ºC (1200ºF) bis 982ºC (1800ºF) getestet. Die Dreipunkt-Biegeprüfungen wurden in Übereinstimmung mit dem Department of the Army Standard MIL-STD-1942A (Vorschlag): "Flexural Strength of High Performance Ceramics at Ambient Temperatures" ausgeführt. Vierpunkt-Biegeprüfungen wurden an den aus Probe 17 hergestellten Rohlingen gemäß dem angegebenen Army-Standard ausgeführt. Die 0,2%-Streckgrenze der Außenfaser und eine Abschätzung der Dehnung der Außenfaser beim Bruch wurde bestimmt. Die 0,2%- Streckgrenze der Außenfaser ist die Spannung, bei der die plastische Dehnung der Außerfaser 0,2% beträgt. Die Außenfaser-Dehnung ist eine Messung der Duktilität und stellt die Menge der plastischen Verformung dar, die an der Außenfaser- Oberfläche der Biegeprobe zur Zeit des Bruches vorhanden ist. Die maximale Dehnung, die erzielt werden konnte, betrug etwa 5 bis 6% wegen Beschränkungen im Biegeausmaß vor dem Auftreten einer Beeinflussung durch den Träger des Probestabes.
Die Kalibrierung der Biegeprüfungen erfolgte durch Biegeprüfungen an den Stäben, die aus der Bezugslegierung 989 nach dem Stand der Technik hergestellt waren und Vergleichen dieser Ergebnisse mit den einachsigen Zugprüfungen, die an der Legierung 989 ausgeführt wurden und die in Tabelle II gezeigt sind. Das Verhältnis der 0,2% Zug-Streckgrenze, YT zur 0,2% Biege-Streckgrenze, YB ist als eine Funktion der Temperatur in Fig. 7 aufgetragen. Diese experimentellen Daten passen gut zu der linearen Beziehung YT = 0,67·XB.
Die Ergebnisse der Biegeprüfungen an Rohlingen, hergestellt aus den Zusammensetzungen der Proben 2, 3, 5 und 17 in Tabelle I, sind in den folgenden Tabelle IV und V gezeigt. Die Zug-Streckgrenze wurde für jede in den Tabellen IV und V gezeigte Biegeprüfung unter Anwendung der oben genannten linearen Beziehung YT = 0,67·YB errechnet. Tabelle IV Biege-Streckgrenze (YB) und geschätzte Streckgrenze (YT) von Legierungen mit Zusammensetzungen nahe der von Ti-25Al-25Nb und oberhalb der β-Übergangstemperatur wärmebehandelt Test Legierung Test-Temperatur Außenfaser-Dehnung Biege-Streckgrenze geschätzte Zug-Streckgrenze Wärmebehandlung für bei
* Eine 0,2%ige plastische Dehnung wurde nicht erzielt YS als Spannung beim Bruch RT = Raumtemperatur Tabelle V Biege-Streckgrenze (YB) und geschätzte Streckgrenze (YT) von Legierungen mit Zusammensetzungen nahe der von Ti-25Al-25Nb, wärmebehandelt unterhalb der β-Übergangstemperatur Test Legierung Test-Temperatur Außenfaser-Dehnung Biege-Streckgrenze geschätzte Zug-Streckgrenze Wärmebehandlung
* Eine 0,2%ige plastische Dehnung wurde nicht erzielt YS als Spannung beim Bruch
RT Raumtemperatur
Tabelle IV enthält die Ergebnisse von Streckgrenzen-Prüfungen an Rohlingen, die oberhalb der β-Übergangstemperatur wärmebehandelt worden waren, während Tabelle V die Testergebnisse für Proben enthält, die unterhalb der β-Übergangstemperatur wärmebehandelt wurden. Durch Vergleich der Tabellen IV und V ist ersichtlich, daß die Streckgrenze der Legierungen dieser Erfindung durch Wärmebehandeln oberhalb der β-Übergangstemperatur allgemein verbessert wird. Durch Vergleichen der Tabelle IV und II ist ersichtlich, daß die Zug-Streckgrenze der Legierungen dieser Erfindung um fast 200% gegenüber den Trititan-Aluminium-Legierungen mit Niob nach dem Stand der Technik verbessert ist.
Das Gefüge der Legierungen dieser Erfindung wurde unter Anwendung standardgemäßer metallographischer Techniken untersucht. Metallographische Proben aus den Rohlingen, hergestellt aus den Proben Nr. 5-7 in Tabelle I, wurden bei Temperaturen im Bereich von 982ºC (1800ºF) bis 1199ºC (2190ºF) 2 Stunden lang wärmebehandelt, um den Temperaturbereich zu bestimmen, bei dem die Legierungen dieser Erfindung sich von den bei geringer Temperatur stabilen Phasen in die bei hoher Temperatur stabilen Phasen, wie die β-Phase umwandeln. Diese Proben aus den Proben Nr. 5-11 wurden auch bei diesen Temperaturen wärmebehandelt, um zu bestimmen, welche Gefüge sich entwickeln, wenn die Legierungen dieser Erfindung über ihre Phasen-Umwandlungstemperatur erhitzt und danach abgekühlt werden. Die durch ein solches Erhitzen und Abkühlen entwikkelten Gefüge werden Umwandlungs-Gefüge genannt.
Proben aus den Rohlingen, hergestellt aus den Proben Nr. 1-4 und 12-17 in Tabelle I, wurden für Zeitdauern von 70 bis 100 Stunden bei Temperaturen im Bereich von 649ºC (1200ºF) bis 1093ºC (2000ºF) wärmebehandelt. Die Proben wurden für derart ausgedehnte Zeitdauern von 70 bis 100 Stunden wärmebehandelt, um die Stabilität des Gefüges der Legierungen dieser Erfindung zu bestimmen.
Die Proben aus den Proben-Nr. 1-17 wurden dann metallographisch untersucht, um zu bestimmen, welche Gefügeänderungen aufgrund der Wärmebehandlungen stattgefunden hatten. Alle Proben wurden während der Wärmebehandlung eingekapselt, um eine Verunreinigung durch Sauerstoff zu verhindern. Die Ergebnisse der metallographischen Untersuchung sind in der folgenden Tabelle VI gezeigt.
Die metallographische Untersuchung dieser Proben zeigte, daß einige der Gefüge stabil blieben oder nur eine geringe Rekristallisation selbst nach den langen Glühungen zeigten, die an den Proben aus den Proben-Nr. 1-4 und 12-17 vorgenommen wurden. Diese stabilen Gefüge sind in Tabelle VI als die Typ 1, 2, 3-Gefüge bezeichnet. Andere Legierungen wiesen eine Ausscheidung auf, die eutektoide Phasen, Korngrenzenphasen oder sehr scharfe nadelartige Phasen zu sein schienen, und diese sind in Tabelle VI als Typ 4-Gefüge bezeichnet. Noch eine andere Probenlegierung wies parallele Lamellenphasen sowie Widmanstätten-Zersetzung auf, und sie wurde als Typ 5-Gefüge gekennzeichnet. Tabelle VI Umwandlungsgefüge geglühter Proben Probe Nr. Legierung Nr. Gefüge unterscheidende mechanische Eigenschaft höchste Bruchzähigkeit Kombination hoher Bruchzähigkeit und hoher Festigkeit höchste Festigkeit
Messungen der Bruchzähigkeit wurden an gekerbten Stäben ausgeführt, die hergestellt waren aus Proben Nr. 1-5 und der Probenlegierung 19 nach dem Stand der Technik. Einige Proben wurden zusätzlich 100 Stunden lang bei Temperaturen von 649ºC (1200ºF) bis 1093ºC (2000ºF) wärmebehandelt, wie in der folgenden Tabelle VIII gezeigt. Die Prüfungen wurden bei Raumtemperatur durch Dreipunkt-Biegen gemäß dem ASTM Standard E399-81 ausgeführt, der Standard Test Method for Plane-Strain Fracture Toughness of Matallic Materials, Annual Book of ASTM Standards, 1981, Part 10; Metals-Mechanical, Fracture and Korrosion Testing; Fatigue: Erosion and Wear; Effect of Temperature. American Society for Testing and Materials, 1981 Philadelphia, PA, Seiten 588-618. Die Stäbe waren jedoch nicht durch Ermüdung vorgerissen, so daß die Bruchzähigkeit, die als KQ bezeichnet ist, hier als ein relativer Wert angegeben wird. Diese Messung gestattet Abschätzungen der Bruchzähigkeit für das vergleichende Einordnen von Legierungen dieser Erfindung mit Bezug auf die Probenlegierung 19, die in Tabelle I als Legierungs Nr. 996 angegeben ist. Die Ergebnisse der Bruchzähigkeits-Prüfungen an den geglühten Stäben sind unten in Tabelle VII gezeigt, während die Ergebnisse an Stäben, die einer zusätzlichen 100 Stunden dauernden Alterungsbehandlung unterworfen worden waren, in Tabelle VIII gezeigt sind. Tabelle VII Bruchzähigkeit KQ bei Raumtemperatur von wärmebehandelten und gealterten Proben Legierung Wärmebehandlung Tabelle VIII Bruchzähigkeit KQ bei Raumtemperatur von wärmebehandelten und gealterten Proben Legierung Wärmebehandlung
Tabelle VII zeigt, daß einige der Legierungen dieser Erfindung hinsichtlich der Bruchzähigkeit der Legierung 996 nach dem Stand der Technik vergleichbar sind oder diese sogar übertreffen. Die Tabelle VIII zeigt, daß es nur einen sehr geringen Verlust an Bruchzähigkeit in den Legierungen dieser Erfindung gibt, die für ausgedehnte Zeitdauern von bis zu 100 Stunden bei Temperaturen von bis zu mindestens 982ºC (1800ºF) erhitzt worden sind.
Die Dichte der Legierungen dieser Erfindung wurde bestimmt durch Vergleichen des Gewichtes einer Probe in Luft mit ihrem Gewicht in Siliconöl. Eine Nickelprobe von 8,88 g/cm³ Dichte wurde als ein Standard benutzt. Die Dichte variierte für verschiedene Zusammensetzungen von 5,0 g/cm³ bis 6,0 g/cm³, wie in der folgenden Tabelle IX gezeigt.

Tabelle IX

Dichtemessungen

Legierung Nr. Dichte (g/cm³i
662 4,7
629 5,14
923 5,16
924 5,25
921 5,31
914 5,45
649 5,5
619 5,5
922 5,55
907 5,8
529 6,0
Die Dichte der Legierungen Ti-24Al-11Nb und Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo nach Blackburn et al ist als 4,7 bzw. 4 64 g/cm³ bekannt. Die Festigkeit der Legierungen dieser Erfindung, bezogen auf die Dichte der Legierungen wurde bestimmt durch Dividieren der Streckgrenze jeder Legierung durch ihre Dichte. Diese korrigierte Festigkeit kann mit der korrigierten Festigkeit der Legierungen nach Blackburn et al verglichen werden. Fig. 8 zeigt diesen Vergleich der auf die Dichte bezogenen Festigkeit zwischen Legierungen dieser Erfindung und Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik. Eine Zunahme des Verhältnisses von Streckgrenze zu Dichte wird als eine Verbesserung angesehen, da Teile geringeren Gewichtes hergestellt werden können, die die gleiche Festigkeit oder Belastbarkeit haben, wie Teile, die aus dichteren Materialien hergestellt sind. In einer Gasturbine erzeugen Teile geringerer Dichte weniger Zentrifugalspannung in rotierenden Teilen und verringern das Gesamtgewicht der Gasturbine.
Unter Bezugnahme auf Fig. 8 ist ersichtlich, daß die Legierungen dieser Erfindung hinsichtlich des Verhältnisses von Streckgrenze zu Dichte um mindestens 50% gegenüber den Niob enthaltenden Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik verbessert sind. Einige Legierungen der vorliegenden Erfindung ergeben sogar ein verbessertes Verhältnis von Streckgrenze zu Dichte gegenüber den Niob, Vanadium und Molybdän enthaltenden Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik.
Die folgende Diskussion der mechanischen Eigenschaften und Gefügeeinstufungen, die oben und in den Figuren angegeben worden sind, zeigt, daß die Bereiche von Titan, Aluminium und Niob, die die Zusammensetzungen der Legierungen dieser Erfindung definieren, kritisch sind. Fig. 6 zeigt die höhere Festigkeit einer Legierung dieser Erfindung bei Raumtemperatur und, was wichtiger ist, bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1500ºF). Die Festigkeit dieser neuen Legierung ist gegenüber den Ti-Al-Nb- und Ti-Al-Nb-V-Mo-Legierungen von Blackburn et al nach dem Stand der Technik verbessert. Als ein Ergebnis dieser Verbesserung wird der begrenzte Betriebstemperaturbereich von bis zu 599ºC (1110ºF) für die Trititan-Aluminium-Legierungen von Blackburn et al nach dem Stand der Technik bei den Legierungen dieser Erfindung bis zu Temperaturen von mindestens 816ºC (1500ºF) verbessert.
Die durch Biegeprüfung ermittelte Streckgrenze und die errechneten Zug-Streckgrenzen, die in Tabelle IV angegeben sind, zeigen auch den verbesserten Festigkeits- und Temperatur-Bereich der Legierungen dieser Erfindung. So hat z. B. die Legierung 629 eine geschätzte Zug-Streckgrenze von 758 MPa (110 ksi) bei 816ºC (1500ºF). Dies ist mit Tabelle II zu vergleichen, wo gezeigt ist, daß die Zug-Streckgrenze der Bezugslegierung 989 nach dem Stand der Technik im Bereich von 674 MPa (97,8 ksi) bei Raumtemperatur bis 362 MPa (52,5 ksi) bei 799ºC (1470ºF) liegt. Die geschätzte Zug-Streckgrenze der Legierung 629 bei 816ºC (1500ºF) ist beträchtlich höher als die Streckgrenze der Bezugslegierung 989 bei geringer und erhöhten Temperaturen. Dies ist eine merkliche Zunahme hinsichtlich der Festigkeit gegenüber den Ti-Al-Nb-Legierungen nach dem Stand der Technik, und es erhöht den brauchbaren Temperaturbereich in Legierungen dieser Erfindung um fast 204ºC (400ºF). Weiter ist dies eine brauchbare Festigkeitszunahme, weil die Bruchzähigkeit der Legierungen dieser Erfindung der von Ti-Al-Nb-Legierungen nach dem Stand der Technik vergleichbar ist.
In den Tabellen IV und V ist ersichtlich, daß die Außenfaser-Dehnung der Legierungen dieser Erfindung vergleichbar ist der Duktilität von Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik.
Die gute Duktilität bei erhöhten Temperaturen zeigt, daß die Legierungen dieser Erfindung gut in der Hitze schmiedbar sind. Tatsächlich haben Rohlinge, die in den obigen Beispielen hergestellt wurden, eine ausgezeichnete Heißschmiedbarkeit gezeigt. Normales Heißschmieden von Zylindern aus Titanlegierung zu Scheiben erfolgt durch Einführen des Zylinders in einen Schmiedering aus Nickellegierung, um ein Reißen der Kanten in der geschmiedeten Scheibe zu verhindern. Ein Schmiedering aus Nickellegierung wurde nicht benutzt beim Herstellen von Rohlingen aus einigen der Probenlegierungen, und es trat während des Heißschmiedens kein Kantenreißen auf. Die Herstellung von Komponenten für Gasturbinen wird durch solche neuen und einzigartigen Heißschmiedeeigenschaften erleichtert.
Die Gefüge-Einstufungen in Tabelle VI wurden in fünf separate Typen unterteilt. Die Gefüge des Typs 1 wurden durch orthorhombische und β-Phasen charakterisiert, die als eine feine zweiphasige, gleichachsige oder nadelförmige Struktur verteilt sind, die mehr β-Phase als andere Legierungen dieser Erfindung enthält. Die β-Phase war in Mengen bis zu etwa 25% vorhanden, während die orthorhombische Phase als mindestens etwa 50% des Vol.-Anteiles aller existierenden Phasen vorhanden war. Die Gefüge des Typs 2 enthielten wenig oder keine β-Phase, waren nadelförmiger und nicht so fein wie die Strukturen des Typs 1. Die Gefüge des Typs 3 waren deutlich nadelförmig und hatten etwa die Größe der Strukturen des Typs 2. Die orthorhombische Phase war zu mindestens 75% des Vol.-Anteils aller in den Gefügen des Typs 2 vorhandenen Phasen vorhanden. Die Strukturen des Typs 3 enthielten keine β-Phase, zeigten jedoch eine einphasige orthorhombische oder gemischte α-2- und orthorhombische Struktur, die vorherrschend orthorhombisch war. Diese Strukturen des Typs 1-3 charakterisierten die Legierungen dieser Erfindung. Die Legierungen mit Gefügen des Typs 1-3 und Zusammensetzungen wie in Tabelle I gezeigt, sind in Tabelle VI gezeigt.
Legierungen außerhalb der Zusammensetzungen, die durch diese Erfindung definiert sind, wiesen nicht die erwünschte orthorhombische Phase in feinen Strukturen auf, die den Legierungen dieser Erfindung eine gute Bruchzähigkeit und hervorragende Festigkeit bei erhöhten Temperaturen gibt. Die Legierungen 662, 921, 922 und 924 wiesen z. B. ein Gefüge vom Typ 4 auf. Die Gefüge des Typs 4 enthielten Phasen, die durch metallographische Untersuchung nicht bestimmt werden konnten. Diese nicht bestimmten Phasen waren als nadelförmige Strukturen, Flecken von zwei Phasen möglicherweise eutektoider Bereiche, scharfe nadelartige Phasen und feine Ausscheidungen vorhanden. Legierungen mit Gefügen des Typs 4 haben eine Kombination von Aluminium und Niob, die höher ist als die Konzentration dieser Elemente in den Zusammensetzungen dieser Erfindung. Die Zusammensetzungen der Legierungen 662, 921, 922 und 924 sind in Tabelle I gezeigt.
Die Legierung 550 hat eine Kombination von Aluminium und Niob, die geringer ist als die der Legierungen dieser Erfindung, wie in Tabelle I gezeigt. Die Legierung 550 ist durch ein Gefüge vom Typ 4 charakterisiert, das gröber und schärfer ist als die Gefüge vom Typ 1-3. Das Gefüge vom Typ 5 ist eine Widmanstätten-Struktur mit einem gröberen Abstand der Latten relativ zu den Strukturen der Zusammensetzungen dieser Erfindung, und sie ist ähnlicher dem Gefüge, das in Ti-Al-Nb-Legierungen mit geringerem Niobgehalt im Stand der Technik beobachtet wurde. Die Legierung 550 wies auch Bereiche feinen parallelen Lattenwachstums innerhalb umgewandelter Widmanstätten-Körner auf. Diese Bereiche werden allgemein mit sprödem mechanischen Verhalten in Verbindung gebracht.
Die Zusammensetzungen der Legierungen dieser Erfindung definieren daher kritische Bereiche von Titan, Aluminium und Niob, die eine neue orthorhombische Phase in einem erwünschten feineren Gefüge als dem von Niob enthaltenden Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik erzeugen.
Die Gefüge-Einstufungen zeigten auch, daß die Legierungen dieser Erfindung während eines langen Aussetzens gegenüber erhöhten Temperaturen in inertem Gas bis zu mindestens 816ºC (1500ºF) stabil bleiben. Ein Langzeiteinsatz bei diesen Temperaturen in Luft oder Verbrennungsgasen erfordert Schutzüberzüge. Die Ausdehnung des Betriebsbereiches dieser Legierungen bis zu 816ºC (1500ºF) ist jedoch eine deutliche Verbesserung gegenüber dem Betriebsbereich bis zu 599ºC (1110ºF) für die Legierungen von Blackburn et al.
Ein Vergleich des Gefüges mit den mechanischen Eigenschaften von Legierungen dieser Erfindung zeigte, daß die Strukturen vom Typ 1-3 jeweils für eine gewisse Verbesserung in bestimmten mechanischen Eigenschaften charakteristisch war. Legierungen, die die beste Bruchzähigkeit, aber eine geringere Streckgrenze aufwiesen, hatten das Gefüge vom Typ I. Diese Legierungszusammensetzungen sind als der schraffierte Bereich im dreiachsigen Diagramm der Fig. 2 gezeigt. Legierungen mit der höchsten Streckgrenze, aber geringerer Bruchzähigkeit sind durch das Gefüge des Typs 2 charakterisiert. Diese Legierungszusammensetzungen sind als der schraffierte Bereich im dreiachsigen Diagramm der Fig. 3 gezeigt. Legierungen, die hohe Streckgrenze und annehmbare Bruchzähigkeit kombinieren, waren durch das Gefüge des Typs 3 charakterisiert. Diese Legierungszusammensetzungen sind als der schraffierte Bereich im dreiachsigen Diagramm der Fig. 4 gezeigt.
Die Bruchzähigkeit, KQ, wie in den Tabellen VII und VIII gezeigt, ist vergleichbar oder besser als die der Ti-Al- Nb-Legierungen nach dem Stand der Technik. Allgemein nimmt mit steigender Streckgrenze bei den Legierungen dieser Erfindung die Bruchzähigkeit ab. Ist ein deutlicher Vorteil in der Festigkeit gegenüber Ti-Al-Nb-Legierungen nach dem Stand der Technik gezeigt, dann ist die Bruchzähigkeit jedoch zumindest vergleichbar. Ist die Streckgrenze nur etwa höher als bei den Niob enthaltenden Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik, dann ist die Bruchzähigkeit in Legierungen dieser Erfindung merklich höher. Es ist wichtig, zu bemerken, daß eine Bruchzähigkeit von 247 MPa (35,79 ksi) mal Quadratwurzel aus 2,54 cm (inch) in Legierungen dieser Erfindung gefunden wurde. Dies ist eine deutliche Verbesserung gegenüber der Bruchzähigkeit von 69-138 MPa (10-20 ksi) mal Quadratwurzel aus 2,54 cm (inch) bei Trititan-Aluminiden nach dem Stand der Technik. Als Ergebnis haben die Legierungen dieser Erfindung mehr mögliche Anwendungen in Gasturbinen als die Niob enthaltenden Trititan-Aluminium-Legierungen nach dem Stand der Technik.
Die in Tabelle VIII gezeigten Messungen der Bruchzähigkeit zeigen auch die strukturelle Stabilität der Legierungen dieser Erfindung. Gekerbte Stäbe, die für längere Zeitdauern von bis zu 100 Stunden bei Temperaturen bis zu mindestens 982ºC (1800ºF) erhitzt wurden, zeigten einen sehr geringen Abfall in der Bruchzähigkeit bei den in Tabelle VIII getesteten Legierungen, wenn sie für ausgedehnte Zeitdauern hohen Temperaturen ausgesetzt wurden. Dies zeigt, daß das Gefüge recht stabil bleibt ohne viel Bildung von versprödenden Phasen und Ausscheidungen in den Legierungen dieser Erfindung, wenn sie für ausgedehnte Zeitdauern hohen Temperaturen ausgesetzt werden.
Fig. 8 zeigt die verbesserte Dichte-korrigierte bzw. auf die Dichte bezogene Festigkeit der Legierungen dieser Erfindung. Die Legierungen 529, 629 und 649 zeigen eine Verbesserung von über 50% hinsichtlich der auf die Dichte bezogene Festigkeit gegenüber Ti-Al-Nb-Legierungen nach dem Stand der Technik. Die Legierungen 629 und 649 zeigen sogar eine deutliche Verbesserung in der auf die Dichte bezogenen Festigkeit bei Temperaturen bis zu 704ºC (1300ºF) und darüber gegenüber Ti-Al-Nb-V-Mo-Legierung nach dem Stand der Technik. Wie bereits erläutert, wurden die Streckgrenzen-Daten für die Ti-Al-Nb-V-Mo-Legierung aus der Offenbarung von Blackburn et al im '020-Patent entnommen. Das '020-Patent gibt nur die Streckgrenze der Ti-Al-Nb-V-Mo-Legierung bis zu 649ºC (1200ºF) an, doch wird angenommen, daß die Streckgrenze oberhalb dieser Temperatur rasch abfällt. Es ist wichtig zu bemerken, daß die Ti&sub3;Al-Legierungen dieser Erfindung, die einen einzigen Zusatz, Niob, enthalten, vergleichbar sind, hinsichtlich der auf die Dichte bezogenen Streckgrenze mit der Trititan-Aluminium-Legierung von Blackburn et al aus dem '020-Patent, die drei Zusätze, Niob, Vanadium und Molybdän, enthält, oder diese sogar übersteigt.
Die Glühzeiten und -temperaturen, die in den vorstehenden Beispielen benutzt wurden, wurden ausgewählt auf der Grundlage der frühesten Kenntnis der Eigenschaften der Legierungen dieser Erfindung. Es wird erwartet, daß bei weiterer Untersuchung hinsichtlich der Diffusionskinetik und Reaktion des Gefüges aufthermo-mechanische Bearbeitung noch weitere Verbesserungen hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften der Legierungen dieser Erfindung erzielt werden können. Dies wurde in anderen Titan-Aluminium-Legierungen gezeigt, wenn unterschiedliche Lösungsglüh-, Kühl- und Heißschmiede-Glüh-Techniken entwickelt wurden.
Dem Fachmann auf diesem Gebiet wird klar sein, daß zusätzliche Variationen in den Legierungen dieser Erfindung vorgenommen werden können, ohne daß der Rahmen dieser Erfindung verlassen wird, der nur durch die beigefügten Ansprüche beschränkt ist.

Claims

1. Titan-Aluminium-Legierung, umfassend Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten, die als die schraffierte Fläche in Fig. 1 gezeigt sind, wobei Niob mindestens 18% ist, wobei die Legierung eine hohe Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) und eine gute Bruchzähigkeit aufweist.

2. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 1, wobei die Legierung bei Temperaturen von 927ºC (1.700ºF) bis 1093ºC (2.000ºF) schmiedbar ist.

3. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 1, weiter gekennzeichnet durch eine orthorhombische Phase, umfassend mindestens etwa 50% des Volumenanteils aller Phasen, die in dem Gefüge der Legierung vorhanden sind.

4. Titan-Aluminium-Legierung, umfassend Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten, die als die schraffierte Fläche in Fig. 2 gezeigt ist, wobei Niob mindestens 18% ist, wobei die Legierung eine hohe Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) und eine hervorragende Bruchzähigkeit hat.

5. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 4, wobei die Legierung bei Temperaturen von 927ºC (1.700ºF) bis 1093ºC (2.000ºF) schmiedbar ist.

6. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 4, weiter gekennzeichnet durch eine orthorhombische Phase, umfassend mindestens etwa 50% des Volumenanteils aller Phasen, die in dem Gefüge der Legierung vorhanden sind.

7. Titan-Aluminium-Legierung, umfassend Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten, die als die schraffierte Fläche in Fig. 3 gezeigt ist, wobei Niob mindestens 18% ist, wobei die Legierung eine hervorragende Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) und eine gute Bruchzähigkeit hat.

8. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 7, wobei die Legierung bei Temperaturen von 927ºC (1.700ºF) bis 1093ºC (2.000ºF) schmiedbar ist.

9. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 7, weiter gekennzeichnet durch eine orthorhombische Phase, umfassend mindestens etwa 50% des Volumenanteils aller Phasen, die in dem Gefüge der Legierung vorhanden sind.

10. Titan-Aluminium-Legierung, umfassend Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten, die als die schraffierte Fläche in Fig. 4 gezeigt sind, wobei Niob mindestens 18% ist, wobei die Legierung eine hervorragende Kombination von Bruchzähigkeit und hoher Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) hat.

11. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 10, wobei die Legierung bei Temperaturen von 927ºC (1.700ºF) bis 1093ºC (2.000ºF) schmiedbar ist.

12. Titan-Aluminium-Legierung nach Anspruch 10, weiter gekennzeichnet durch eine orthorhombische Phase, umfassend mindestens etwa 50% des Volumenanteils aller Phasen, die in dem Gefüge der Legierung vorhanden sind.

13. Gasturbinenkomponente, hergestellt aus einer Legierung, umfassend Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten, die als die schraffierte Fläche in Fig. 1 gezeigt sind.

14. Gasturbinenkomponente nach Anspruch 13, worin die Legierung aus Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten zusammengesetzt ist, die als die schraffierte Fläche in Fig. 2 gezeigt sind.

15. Gasturbinenkomponente nach Anspruch 13, worin die Legierung aus Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten zusammengesetzt ist, die als die schraffierte Fläche in Fig. 3 gezeigt sind.

16. Gasturbinenkomponente nach Anspruch 13, worin die Legierung aus Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten zusammengesetzt ist, die als die schraffierte Fläche in Fig. 4 gezeigt sind.

17. Gegenstände mit hoher Streckgrenze bei erhöhten Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) und guter Bruchzähigkeit, hergestellt aus einer Legierung, umfassend Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten, die als die schraffierte Fläche in Fig. 1 gezeigt sind.

18. Gegenstand nach Anspruch 17, mit hoher Streckgrenze bei erhöhten Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1. 500ºF) und hervorragender Bruchzähigkeit, hergestellt aus der genannten Legierung, worin Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten vorliegen, die als die schraffierte Fläche in Fig. 2 gezeigt sind.

19. Gegenstand nach Anspruch 17, mit hervorragender Festigkeit bei erhöhten Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) und guter Bruchzähigkeit, hergestellt aus der genannten Legierung, worin Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten vorliegen, die als die schraffierte Fläche in Fig. 3 gezeigt sind.

20. Gegenstand nach Anspruch 17, mit einer hervorragenden Kombination von Bruchzähigkeit und hoher Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF), hergestellt aus der genannten Legierung, worin Titan, Aluminium und Niob in den Atomprozenten vorliegen, die als die schraffierte Fläche in Fig. 4 gezeigt sind.

21. Titan-Aluminium-Legierung, umfassend in Atomprozent:

18 bis 30% Aluminium und

18 bis 34% Niob,

Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Legierung eine hohe Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) und eine gute Bruchzähigkeit aufweist.

22. Titan-Aluminium-Legierung, umfassend in Atomprozent:

18 bis 25,5% Aluminium und

20 bis 34% Niob,

Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Legierung eine hohe Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) und eine hervorragende Bruchzähigkeit aufweist.

23. Titan-Aluminium-Legierung, umfassend in Atomprozent:

23 bis 30% Aluminium und

18 bis 28% Niob,

Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Legierung eine hervorragende Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1500ºF) und eine gute Bruchzähigkeit aufweist.

24. Titan-Aluminium-Legierung, umfassend in Atomprozent:

21 bis 26% Aluminium und

19,5 bis 28% Niob,

Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Legierung eine hervorragende Kombination von Bruchzähigkeit und hoher Streckgrenze bei Temperaturen bis zu mindestens 816ºC (1.500ºF) aufweist.

25. Gasturbinenkomponente, hergestellt aus einer Legierung, umfassend in Atomprozent:

18 bis 30% Aluminium und

18 bis 34% Niob,

Rest Titan und unvermeidbare Verunreinigungen.