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Legierung auf Titangrundlage Die Erfindung bezieht sich auf -aluminiumbaltige
Legierungen auf Titangrundlage und stellt eine Verbesserung der in der nicht zum
Stand der Technik zählenden deutschen Auslegeschrift 1179 006 beschriebenen
Titanlegierungen. dar. Diese Legierungen bestehen aus 0,5 bis 46--0/,-Aluminium
und einem oder mehreren fl-Stabilisatoren, darunter auch 0,5 bis
5 % Kobalt, wobei diese Legierungen gegebenenfalls noch
-0,25 bis 5 (l/. Kupfer. und/oder Nickel sowie gegebenenfalls
0,25 bis 311/, Siliziuni und/oder 0 ' 1
bis 10/, Beryllium enthalten
können, Rest wenigstens 50 % Titan.
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Kupfer, Nickel, Kobalt, Silizium und Beryllium gehören alle zu der
Gruppe der sogenannten aktiven eutektoiden oder verbindungsbildenden P-Stabilisatoren,
d. h." bei ihrem Vorhandensein als Legierungszusätze neben Titan bilden.diese
Elemente beim Ab-
kühlen bis unter die kritischen Temperaturen Ver-; bindungen
und damit ein Mikrogefüge, das aus a-Titan unä innerhalb der- a-Grundmasse verteilten
Verbindungsbestandteilen besteht.
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Es wurde nun gefunden,-dag sich die brauchbaren Zusatzmengen bei diesen
Titan-Aluminium-mLegierungen, die einen oder mehrere aktive, eutektoid wirkende
ß-Stabilisatoren wie Kupfer, Nickel oder Kobalt enthalten, bis züi. 12
01, Aluminium mit bis zu 200/, Kupfer oder bis zu je 120/, Nickel
und Kobalt erhöhen lassen.
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Die brauchbaren. Mengenbereiche für diese Legierungen liegen bei.
0,5 bis 12 0/0 Aluminium, mehr als 5 bis,#20.0/, Kupfer, mehr
als 5 bis 12 9/oKobalt und/o der mehr als 5 bis 12 0/0 Nickel,
während der Rest aus Titan -und Verunreinigungen besteht.- Bei diesen Legierungen
läßt. sich. an Stelle der Gesamt- oder einer Teilmenge. des Aluminiums Zinn, in
Mengen von etwa 3 Gewichtsprozent Zinn für 10/,- Aluminium, und innerhalb
des brauchbaren Bereiches von 0,5 bis 23 0/, Zinn verwenden. Alle
diese- die x-Phase stabilisierenden Zusätze erhöhen den Widerstand des Titans gegenüb-er
Deformierungen, Die obere Grenze für diese Zusätze beträgt-für Aluminium 120/, und
für Zinn 23 %. . - .
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Es wurde nun gefunden, daß die Reihe der obenerwähnten, insbesondere
der -kupferhaltigen Legierungen in vielfacher -Hinsicht hervorragende Eigenschaften
aufweist: Im Vergleich zu den bisher bekannten Legierungen auf Titangrundlage mit
*hohem a-Stabilisatoxanteil ist ihre- Warmverformbarkeit erheblich besser. Bei Abschreckung
von den Temperaturbereichen der fl- und der x-ß-Phase nimmt ihre Härte und Festigkeit
weit mehr zu. Sie besitzen. eine ausgezeichnete Festigkeit bei erhöhten Temperaturen
bis zu etwa 650'C, einen hohen - Elastizitätsmodul und im Vergleich
zu den bisher bekannten Legierungen auf Titangrundlage ein hohes Verhältnis des
Elastizitätsmoduls zur Dichte. Sie weisen - insbesondere wenn sie unterhalb
der -unteren kritischen Temperatur wärmebehandelt werden - eine ausgezeichnete
Wärmebeständigkeit auf; die untere kritische Temperatur ist jene, bei deren Unterschreitung
sich die ß-Phase in die x-Phase sowie die durch Zerfall - der vorhandenen
aktiven eutektoiden Bestandteile gebildeten Verbindungen umwandelt. Bei den kupferhaltigen
Legierungen handelt es sich hierbei um die Verbindung Ti,Cu, die dem Fe3C im Eisen-Kohlenstoff-Diagramm
entspricht. Diese Wärmebeständigkeit ist auf die Tatsache zurückzuführen, daß die
Logierung vollkommen in x-Titan plus diese Verbindung umgewandelt wird. Diese Legierungen
besitzen außerdem ausgezeichnete Kriechfestigkeiten und hervorragende Schweißeigenschaften.
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Die wärmebeständige Form dieser Legierungen erhält man entweder durch
langsames Abkühlen innerhalb des kritischen Temperaturbereiches oder
durch
etwa '/,- bis 24ständiges Glühen gewöhnlich bei einer Temperatur, die, etwa
25 bis 55'C unterhalb der kritischen Temperatur liegt. Je länger diese Glühbehandlung
dauert, desto weicher wird das Metall.
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Bis zu etwa 50111, der angegebenen Höchstmenge an Kupfer, Kobalt und/oder
Nickel ist durch bis zu 200/, eines oder mehrerer der Metalle Molybdän, Vanadium,
Niob und Tantal, bis zu 5 "/, Mangan, bis zu 3,50/" Eisen und bis zu 120/()
Chrom und/oder Wolfram ersetzt, wobei die Mindestmenge an Kupfer, Kobalt oder Nickel
mehr als 501, beträgt. Enthält die Legierung z. B. 100/, Kupfer, so
kann man bis zu 20 "/, Molybdän, Vanadium, Niob oder Tantal, bis zu 12
% Chrom und./Oder Wolfram, bis zu 5
Mangan und bis zu 3,5 %
Eisen zusetzen.
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Diese Legierungen werden aus den obengenannten Gründen als »o#-dispersoide«
Legierungen bezeichnet und sind im Grunde genommen temäre Legierungssysteme, die
einen Legierungsbestandteil, wie Aluminium oder Zinn, das die oc-Phase stabilisiert,
und einen aktiven eutektoiden P-Stabilisator, wie Kupfer, Nickel oder Kobalt, enthalten,
der eine innerhalb der Anwendungstemperatur dieser Legierungen, im allgemeinen bis
zu 650'C, unlösliche Verbindung bildet. Noch kompliziertere Legierungen dieser
Art lassen sich durch Zusatz von zwei oder mehreren aktiven eutektoiden ß-Stabilisatoren
für diese Zwecke herstellen. Das Grundgefüge, die Zweiphasenstruktur aus o,-Phase
und darin verteilt= Verbindungsbestandteilen, bleibt jedoch unverändert.
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Diese a-dispersoiden Legierungen eignen sich besonders zur Verwendung
bei erhöhten Temperaturen. Wie bereits erwähnt, sind sie gewöhnlich Zweiphasenverbinduagen
und bestehen aus - einer starken stabilen oc-Phase und einer darin verteilten
Verbindungsphase. Auf die Verteilung der harten dispergierten Phase sind die ausgezeichneten
Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen zurückzuführen.
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Die bei der Verarbeitung dieser Legierungen angewandten Warmverformungsverfahren
spielen eine wichtige Rolle, da die Eigenschaften der Legierungen nach der Wärmebehandlung
weitgehend von der Vorgeschichte ihrer Herstellung abhängen. Diese Legierungen lassen
sich innerhalb von vier Temperaturbereichen warmverformen. In der Reihenfolge der
abnehmenden Temperaturen sind dies: der Nurfl-Bereich, der zwoiphasige oc-fl-Bereich,
der dreiphasige a-p-Verbindungsbereich -und der zweiphasige x-Verbindungsbereich.
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Zum Beispiel liegt bei den Ti-AI-Cu-Legierungen nach vorliegender
Erfindung die Temperatur der Wärmebehandlung für den Nur-ß-Bereich von etwa
900'C bis, gewöhnlich höchstens .980'C, für den zweiphasigen oc-p-Berfich
bei etwa 845 bis 900'C,
für den dreiphasigen ix-ß-Verbindungsbereich bei etwa
800'C und fÜrden-zweiphasigen o,#-Verbindungsbereich unterhalb von
800'C. Die Gußblöcke aus diesen Ti-AI-Cu-Legierun,-Pn werden normalerweise
durch Hammerschmieden bei etwa 980'C und anschließendes Walzen oder Gesenkschmieden
bei etwa 925'C heruntergearbeitet. Diese Legierungen erfahren normalerweise entweder
im x-p"TemperaturbereiQh (845 bis 900'C) oder im %-Verbindungsbereich (etwa
790'C) eine ziemlich starke Quprschnittsverringerung, um etwa 60 "[,.
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Die kritische Temperatur filr diese Legier4:agen schwankt
je nach dem entsprechenden Zusatz des aktiven eutektoidem fl-StabMators.
T fir die kupte> haltigen Legierungen beträgt sie etwa 800'C, für
die nickelhaltigen etwa 7701C und für die kobalthaltigen etwa 680'C.
Wie bereits für die Wärmebehandlung der o#-Verbiliclungsphase erwähnt wurde, werden
diese Legierungen alle, etwa 25 bis 55'C unterhalb der kritischen Temperatur
behandelt. Die ß-Überg,angsternperatur dieser Legierungen schwankt je
ngch
der Leffierungszusammensetzung etwas und ist für jede gegebene Zusammensetzung die
niedrigste Temperatur oberhalb deren die Legierung allein in der fl-Phase vorliegt.
Die günstigsten Temperaturbedingungen für das Abschrecken dieser Legierungen aus
der P-Phase besteht darin, daß man sie auf etwa 25 bis 55'C über die P-Übergangstemperatur
erwärmt und anschließend abschreckt. Für die kupferhaltigen Legierungen liegt der
günstigste Abschreckbereich für die aus der fl-Phase abgeschreckten Leg #erungen
etwa bei 815 bis 1010'C und aus dem "#-p-Feld in Gegenwart von Aluminium
etwa bei 860 bis 875'C, bei Legierungen mit Zinn an Stelle von Aluminium
jedoch bei etwa 810 bis 845'C.
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Der Gesamtgehalt an den in diesen Legierungen vorhandenen oc-Stabilisatoren
Aluminium und Zinn soll, unter Berücksichtigung der obenerwähnten oberen Grenzen
für die einzelnen Elemente, zwischen 0,5 und 230/, gehalten werden,
wobei das Mengenverhältnis so sein soll, daß beim Vorliegen eines Best,andteils
in der Nähe der oberen Grenze dieser Menge die anderen in entsprechend kleineren
Mmgen innerhalb des zulässigen Bereiches vorhanden sind.
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Vorzugsweise ist das Mengenverhältnis des verbindung5bildenden ß-Stabilisators
Kupfer, Nickel oder Kobalt zu den tx-Stabüisatoreii so, daß, wenn die Menge des
fl-Stabilisators an der oberen Grenze seines zulässigen Bereichs liegt, die Menge,
der a-Stabilisatoren an der unteren Grenze liegt, und umgekehrt.
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Bei diesen Legierungen wandelt sich die oberhalb der kritischen Temperatur
gebildete ß-Phase bei rascher Abschreckung, z. B. in Wasser, völlig in eine martensitartige
Form und ein feines Eutektoid. um, bei langsamerer Abkühlung von oberhalb der kritischen
Temperatur, z. B. durch Abschreckung In Öl
oder Abkühlung in Llift, in eine
Mischung vQn oc-Titan und aus eutektoiden Zerfallprodukten bestehenden Vßrbindungsbestandteilen,
d, h., bei diesen Legierungen bleibt die ß-Phase beim Abschrecken von oberhalb
der kritischen Temperatur nicht erhalten, und auch die ß-Umwandlung ist mit einer
deutlichen Zunahme an Härte und Zugfestigkeit verbunden.
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Das bei der Abschre(zkung von Titanlegierungen dieser Art entstehende
martensitartige Gefüge ähnelt sehr dem bei der Stahlgbschreckung von dem Austenit-Temperaturbereich
erhaltenen Martensit. Der auf diese Weise, bei der Abschreckung entstandene Martensit
wird durch anschließende Temperung im Temperaturbereich der (y.-Verbindungsphase
in ein Mik#ogefüge umgewandelt, das aus einer feinen Dispersion der ß-EutQktoid-Zerfallsbestandteüe,
z. B. von TiaCu, Titauberyllid usw., in einem o#-Titan-Grundgefüge besteht. Dieser
Vorgang ähnelt dem TQmpern von Stahl, bei dem der durch Abschreckung entstehende
Martensit in eine feine Dispersion von Fe,C in einer Ferritgrundmasse. übergeht.
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Zur Umwandlung, in martensitartiges Gefüge in diesen Titanlegierungen
benötigt man verhältnismäßig
hohe Temperaturen, die nicht ganz
bei 25 bis 55'C unterhalb der kritischen Temperatur liegen. Für die kupferligItigen
Legierungen beträgt der Härtungsbereich z. B. etwa 540 bis 760'C, liegt also
im Vergleich zum Härtungsbereich des Stahls, etwa 400 bis 540'C, ziemlich hoch.
Durch diese Temperung dor Titanlegierungen werden diese in einen für die anschließende
Verwendung bei erhöhten Temperaturen geeigneten Zustand aus a-Titan und dispergierten
Verbindungsbestandteilen umgewandelt.
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Die hohe Erweichungstemperatur dieser Legierungen macht sie für Verwendungsgebiete
bei hoher Temperatur geeignet, z. B. für Schaufelräder von Düsentriebwerkkompressoren,
Bolzen für Kompressorengehäuse, Auskleidungen und Gehäuse für Düsentriebwerk-Verbrennungskammern.
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Als Beispiel für die bei diesen, insbesondere den kupferhaltigen Legierungen,
durch Abschreckung und Temperung erhältlichen Eigenschaften seien die Werte einer
Legierung aus etwa 411/, Aluminium, 60/0 Kupfer und als Rest technisch reinem
Titan angegeben, die bei Wasserabschreckung von 860
bis 870'C eine
Vickershärte von 375 kg/mm2, eine Zugfestigkeit von 133,6 kg/mm2,
eipe 0,2-Grenze von 91,4 kg/mm2, eine Querschnittsverringerung um etwa
3001, eine Dehnung von etwa 10"/, und einen Mindestkrümmungsradius von etwa
4T aufwies. (Als Mindestkrümmungsradius T bezeichnet man den Radius, ausgedrückt
als Vielfaches der Probendicke, auf den die Probe zu einem Winkel von
75' gebogen werden kann, ohne zu zerbrechen.) Diese Eigenschaften wurden
nebeneinander - soweit bekannt -
bisher noch nie von Titanlegierungen
erreicht, Bei etwa 1- bis 16stündiger Temperung dieser Legierung bei etwa
700'C sinkt zwar die Vickershärte von etwa 375 bis auf 330
bis 350, aber die nach dem Abschrecken festgestellte Dehnbarkeit von 4T steigt
durch das Tempern auf 3 T an. In diesem Zustand sind überaus gute Wärmebeständigkeit
und Festigkeit bei erhöhter Temperatur für Arbeitsbedingungen bis zu etwa
315 bis 540'C festzustellen.
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Die folgende Tabelle I zeigt den Einfluß der verschiedenen obengenannten
Wärmebehandlungen auf die mechanischen Eigenschaften einer typischen Legierung nach
vorliegender Erfindung, die aus 4 "/, Aluminium,
6 0/0 Kupfer, Rest Titan
besteht, im Vergleich zu der entsprechenden binären Legierung ohne ,x-Stabilisator,
die also nur
6 "/, Kupfer und als Rest Titan enthält und nicht zum Gegenstand.
der Erfindung zählt,
Eine, Prüfung der in Tabelle I- ausgeführten Daten zeigt, daß sich die höchste Dehnbarkeit
bei Wärmebehandlung der Legierungen durch Glühen bis zur oc-Verbindungsphase erzielen
ließ. Durch Wärmebehandlung mit Abkühlugg aus der ß-Phase im Ofen erhält man ein
festeres, weniger dehnbares Gefüge als das durch Glühen bis zur a-Verbindungsphase
hergestellte. Bei der Ti-6Cu-Legierung wirkt der Kupfer sowohl als oc-Stabihsator
wie auch als Verbindungsbildner. Bei der Ti-4A1-6Cu-Legierung dient das Aluminium
als o#-Stabilisator, während das Kupfer hauptsächlich wegen seiner eine Verbindung
bildenden Eigenschaft vorhanden ist. Die Abschreckung dieser Legierungen zur Erzeugung
eines martensitischen oc-Gefüges führt zu einer Steigerung der Festigkeit und einer
Abnahme der Dehnbarkeit. Wie zu erwarten, ist die Festigkeitszunahme bei der Abschreckung
aus dem Nur-ß-Bereich größer als aus dem x-ß-Bereich.
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In der nachstehenden TabelleII sind die mechanischen Eigenschaften
typischer erfindungsgemäßer Titan-Aluminium-Kupfer-Legierungen nach dem Anlassen
bis zur x-Verbindungsphase aufgeführt, währeud Tabelle
111 die entsprechenden
Daten filr diese Legierungen nach Abschreckung aus der ß-Phase zeigt.
Aus den Daten der Tabelle
U geht hervor, daß die Festigkeits- und D#ehnüngseigens#haften
der bis zufoc-Verbindungsphase geglühten Ti-AI-Cu-Legierungen hauptsächlich von
der Legierungs-Gesaratzusammensetzung abhängen, wobei ein erhöhter Gesamtgehalt
an AI und Cu eine Zunahme der Festigkeit und eine Abnahme der Dehnbarkeit bewirkt.
Die Werte für die Dehnung, Härte, Streckgrenze und Querschnittsverringerung rechtfertigen
den Schluß, daß man durch Erhöhung des Gehalts an
Al. -und Cu die Festigkeit
bei gleichzeitiger Abnahme der Dehnbarkeit steigern kann.
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Ein Vergleich der entsprechenden Daten für die aus der ß-Phase abgeschreckten
Ti-AI-Cu-Legierungen in Tabelle III mit den Werten für diese Legierungen nach dem
Glühen bis zur a-Verbindungsphase (s. Tabelle II) zeigt, daß nur die höchstlegierten
Proben nach Abschreckung aus der-fl-Phase Festigkeits- und Dehnungseigenschaften
aufwiesen. die sich mit denjenigen der entsprechenden, bis zur x-Ver-bindungsphase
geglühten Legierungen vergleichen ließen. - Der Unterschied zwischen den
beiden WärmebehaDdlungsarten ist für die niedrigerlegierten Legierungen,
d. h. diejenigen mit kleinerem Gehalt an Nicht-Titanmetallen, größer. Daraus
ist zu schließen, daß Wärmebehandlungen mit Abschrekkungen oder Abschreckungen und
anschließendes Tempern nur für die höchstlegierten Systeme dieser Reihe vorteilhaft
sind-.
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Die ausgezeichneten Eigenschaften der bis zur ,cc-Verbindungsphase
geglühten Ti-AI-Cu-Legierungen bei erhöhten Temperaturen, z. B. bei 540'C, werden
durch die in der folgenden TabelleIV aufgeführten Versuchsergebnisse gezeigt.
| Tabelle IV |
| Zugfestigkeitseigenschaften |
| der bis zur oc-Verbindungsphase geglühten |
| Ti-Al-Cu-Legierungen bei erhöhter |
| Temperatur (540'C)* |
| Zusammen- zerreiß- Querschnitts- |
| Setzung Geschätzte festig- Deh- verminde- |
| (Gewichts- 0,2-Grenze keit nung rang |
| prozent) |
| Rest Titan kg/min2 kg/rim2 0/, |
| 4A1 - 6Cu 38,7 50,6 36 90 |
| 4A1-8Cu 40,1 58,4 35 74 |
| 4A1 - 10Cu 39,4 54,1 45 87 |
| 4A1 - 12Cu - 45,7 - - |
| 6Ä1 - 6Cu 57,6 72,4 40 74 |
| 8A1 - 6Cu 67,5 85,8 40 66 |
| 10A1 - 6 Cu 65,4 83,0 50 75 |
| 12A1-6Cu - 68,9 28 25 |
| 12A1-8Cu 45,0 75,2 5 15 |
| Für die Prüfunge n wurden sowohl Stäbe als auch Blech- |
| proben benutzt. Die meisten der angegebenen Werte |
| stammen von einer einzigen Probe. |
Aus den Daten der vorstehenden Tabelle IV geht hervor, daß das Zulegieren anderer
Metalle die Zugfestigkeit des Titans bei erhöhter Temperatur merklich steigert.
Es zeigt sich, daß die günstigen Wirkungen des Kupfers ganz von dem gleichzeitigen
Gehalt an dem oc-Stabilisator, nämlich Aluminium, abhängen. Bei, niedrigem Aluminiumgehalt
ergibt der Zusatz von Kupfer eine große Festigkeitssteigerung bei erhöhter Temperatur.
Erhöht man jedoch den Aluminiumgehalt, so erweist sich ein Zusatz von
Kupfer
als weniger vorteilhaft. So läßt sich z. B. eine Legierung mit 2 Gewichtsprozent
Aluminium durch Kupferzusätze um bis zu
100/, verbessern. Da sich binäre
Titan-Aluminium-Legierungen mit mäßigem Aluminiumgehalt schwer verarbeiten lassen,
ist der günstige Einfluß von Kupferzusätzen auf die Festigkeit bei erhöhter Temperatur
besonders vorteilhaft bei geschmiedeten Legierungen dieser Reihe.
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Die Ergebnisse von Zeitstandfestigkeitsversuchen mit den Ti-AI-Cu-Legierungen
sind in der nachstehenden Tabelle V aufgeführt. Aus diesen Daten geht hervor, daß
bei Zunahme des Kupfergehalts die Bruchdehnungseigenschaften. dieser Legierungen
wesentlich besser werden; bei Kupferzusätzen von etwa
8 0/" und darüber erhält
man sogar ungewöhnlich gute Bruchdehnungseigenschaften.
| Tabelle V |
| Ergebnisse der Zeitstandfestigkeitsversuche |
| bei bis zur x-Verbindungsphase geglÜhten |
| Ti-AI-Cu-Legierungen |
| Zusammen- Ange- |
| setzung Versuchs- Bruch- Deh- |
| (Gewichts- temperatur wandter zeit nung |
| prozent) Zug |
| Rest Titan c kg/nu-n2 Stunden 0/, |
| 4A1 - 6Cu 425 56,3 16,1 14,7 |
| 4A1 - 6 Cu 425 52,7 48 23,0 |
| 4A1 - 8 Cu 425 56,3 150,1 5,5 |
| 4A1 - 10Cu 425 > 56,3 362,0* > 6,8* |
| * Versuch wurde nach 362 Stunden eingestellt. |
Die in der folgenden Tabelle VI aufgeführten Daten zeigen den Einfluß eines ganzen
oder teilweisen Ersatzes des Aluminiums durch den #x-Stabilisator Zinn in kupferhaltigen
a-Dispersoidlegierungen.
Die Eigenschaften dieser bis zur o#-Verbindungsphase geglühten Sn enthaltenden Legierungen
ähneln ziemlich denen der Ti-AI-Cu-Legierungen unter den gleichen Wärmebehandlungsbedingungen.
Es zeigt sich, daß diese x-substituierten Legierungen nach Abschrecken aus der ß-Phase
etwa die gleichen mechanischen Eigenschaften wie die entsprechenden Ti-Al-Cu-Legierungen
besitzen, diese Gleichwertigkeit bleibt auch bei erhöhten Temperaturen erhalten.
Die Bruchdehnungsversuche zeigten, daß man durch Erhöhung des der Aluminiummenge
entsprechenden x-Stabilisatorgehalts über 40/, hinaus sogar noch weitere Verbesserungen
der Bruchdehnungseigenschaften erzielen kann. Die Alterungsversuche zeigen, daß
diese oc-substituierten Legierungen nach dem Glühen bis zur a-Verbindungsphase gute
Wärmebeständigkeit aufweisen.
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In den nachstehenden Tabellen VII bis X wird die Wirkung des Ersatzes
des Kupfers in den obenerwähnten kupferhaltigen x-Dispersoidlegierungen durch Nickel
oder Kobalt gezeigt.
| Tabelle VII |
| Durchschnittliche mechanische Eigenschaften der bis zur a-Verbindungsphase
geglühten |
| Ti-AI-Legierungen mit Co, Ni-Zusätzen |
| Zusammensetzung 0,2-Grenze Zerreißfestigkeit Dehnung
Querschnitts- Vickershärte |
| (Gewichtsprozent) verminderung T |
| Rest Titan kg/mm2 kg/MM2 0/0 0/0 kg/nun' |
| 4A1 - 6 Co 89,3 102,6 9 12 356 3,8 |
| 4A1 - 6M 75,9 85,8 4 12 331 8,7 |
| Tabelle IX |
| Mechanische Eigenschaften bei erhöhter |
| Geb-rauchstemperatur (540'C) der bis zur |
| oc-Verbindungsphase geglühten |
| Ti-AI-Legierungen mit Cu-, Ni oder Co-Zusatz |
| Zusammen- Zerreiß- Querschnitts- |
| setzung 0,2- festig- Deh- verminde- |
| (Gewichts- Grenze keit nung rung |
| Prozent) |
| Rest Titan kg/mm' kg/mm2 0/, 0/0 |
| 4A1-6Co - 40,1 44 87 |
| -4A1 - 6Ni - 3753 53 84 |
| Zum Vergleich |
| 4A1 - 6Cu. 39,7 50,6 36 90 |
| Tabelle X |
| Einfluß einer 24stündigen Erhitzung auf 425 0 C auf
die |
| Härte- und Biegeeigenschaften der bis zur cc-Ver- |
| bindungsphase geglühten Ti-AI-Legierungen mit Ni |
| oder Co-Zusatz |
| Zusammen- |
| setzung Vor der Zunahme durch |
| (Gewichts- Erhitzung die Erhitzung |
| Prozent) 1 Vickers- 1 Vickers- |
| Rest Titan härte T härte |
| 4A1-6Ni 94 331 "' +0 6 -2 |
| 4A1 - 6Col 2:8 356 +7,'2 +55 |
| -1: Können statt bis zur oc-Verbindungsphase auch bis
zur |
| _a-ß-Zusatzmetallphas-e geglüht sein. |
Aus den in Tabelle VII zusammengestellten Daten über die mechanischen Eigenschaften
dieser Legierunge,u nach dem Glühen bis zur Bildung der oc-Verbindungsphase geht-hervor,
daß die Ti-Al-Co-Legierungen, mit Ausnahme von Ti
- AI - Ni, den Ti-Al-Cu-Legierungen
gleichwertig sind. Die Legierungen mit Nickel- oder Kobaltzusatz sind durch die
Ab-
schreckung gen-Cigend gut härtbar. Die bei den Ti-A1-Co-Legierungen nach
der Abschreckung auftretende Kombination von großer Härte und guten Biegeeigenschaften
erscheint besonders günstig.
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Die Daten über die Zugfestigkeitseigenschaften bei erhöhter Temperatur
in Tabelle IX zeigen, daß auf der Grundlage gleicher Gewichtsanteile sowohl Kobalt
als auch Nickel dem Kupfer hinsichtlich ihrer Wirkung auf die Eigenschaften bei
erhöhter Temperatur etwas unterlegen ist. Der Zusatz einer kleinen Menge Mangan
erweist sich in dieser Hinsicht als vorteilhaft.
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Die in Tabelle X angegebenen Glühversuche zeigen, daß die Ti-AI-Ni-Legierungen
annehmbar wärmebeständig (thermiscii stabil) sind. Die Ti-AI-Co-Legierungen jedoch
weisen bestimmte Anzeichen von Unbeständigkeit auf. Die Eigenschaften der Ti-AI-Ni-Legierungen
bei gewöhnlicher Temperatur zeigen, daß Nickel kein günstiges Zusatzelement für
a-Dispersoidlegierungen -ist. --Ersetzt man einen kleinen Teil des Kupfers durch,
Mangan, so werden die Eigenschaften der Legierungen im. Vergleich zu den entsprechenden
Ti-AI-Cu-Legierungen etwas besser; die manganhaltigen Legierungen sind jedoch nicht
wärmebeständig. -
Das Merkmal, womit sich die erfindungsgemäßen Legierungen
von denen der Entgegenhaltungen unterscheiden, besteht in erster Linie in den beanspruchten
Mengenbereichen der Metalle Kupfer, Kobalt und Nickel als Legierungsbestandteil.
Die erfindungsgemäßen unteren Grenzen der zugesetzten Mengen dieser Metalle liegen
alle oberhalb der für die gleichen Metalle in den Entgegenhaltungen angegebenen
Mengen.
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Die französische Patentschrift 1070 589 sowie die USA.-Patentschrift
2 669 513 beschreiben eine Legierung mit einem Höchstgehalt an Lupfer von
501,
Der Höchstgehalt an Kupfer der in der USA.-Patentschrift 2
622 023 genannten Legierung beträgt 2 0/" während die in der britischen Patentschrift
677 413 beschriebene Legierung überhaupt kein Kupfer, Kobalt oder Nickel
enthält.
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Wie oben an-geführt, ist die Warmverformbarkeit der erfindungsgemäßen
Legierungen im Vergleich zu den bekannten - Legierungen auf Titangrundlage
mit hohem Stabilisatoranteil erheblich besser. Bei Abschreckung von den Temperaturbereichen
der ß- und der oc-ß-Phase nimmt ihre Härte und Festigkeit weit mehr zu. Sie
besitzen eine ausgezeichnete Festigkeit bei erhöhten Temperaturen bis zu etwa
650'C,
einen hohen Elastizitätsmodul und im Vergleich zu den bisher bekannten
Legierungen auf Titangrundlage ein hohes Verhältnis des Elastizitätsmoduls zur Dichte.
Sie weisen - insbesondere, wenn sie unterhalb der unteren kritischen Temperatur
wärmebehandelt werden - eine ausgezeichnete Wärmebeständigkeit auf.