DE1259105B

DE1259105B - Verfahren zur Waermebehandlung von Titanlegierungen

Info

Publication number: DE1259105B
Application number: DE1955R0017120
Authority: DE
Inventors: Robert Isaac Jaffee; Horace Russell Ogden
Original assignee: CRUCIBLE STEEL INTERNATIONAL S
Current assignee: CRUCIBLE STEEL INTERNATIONAL S
Priority date: 1955-07-26
Filing date: 1955-07-26
Publication date: 1968-01-18

Description

Verfahren zur Wärmebehandlung von Titanlegierungen Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Titanlegierungen, bestehend aus 0,5 bis 23°/o eines oder mehrerer der a-Stabilisatorelemente Zinn, Antimon oder Aluminium, jedoch nicht über 19% Antimon und nicht über 1211;u Aluminium, sowie 0,5 bis 20% eines oder mehrerer der l3-Eutektoid-Stabilisatorelemente Kupfer, Kobalt, Nickel, Silicium oder Beryllium, jedoch nicht über 12°/o Kobalt oder Nickel, 311/o Silicium und 211/u Beryllium, und in denen die letztgenannten Elemente bis zur Hälfte durch bis zu 2011/() Molybdän, Vanadium, Niob und/oder Tantal, bis zu 511/u Mangan, bis zu 3,5% Eisen und bis zu 12% Chrom und Wolfram ersetzt sein können, Rest über 50% Titan neben dessen üblichen Verunreinigungen, das dadurch gekennzeichnet ist, daß die Legierungen über die Ubergangstemperatur der j3-Phase hinaus so lange erhitzt werden, bis die Umwandlung in diese Phase praktisch vollständig ist, und daß dann die Legierungen langsam mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 2,5, höchstens bis zu 5,5 = C in der Minute durch den eutektoiden Temperaturbereich hindurch abgekühlt werden.
Die Wärmebehandlung von Legierungen wie den nach der Erfindung eingesetzten, ist bisher nicht durchgeführt worden. Bekannte Legierungen enthalten im allgemeinen beträchtlich weniger Kobalt, Kupfer oder Nickel als die erfindungsgemäß wärmebehandelten. In einem Falle kann der Kupfergehalt 0,1 bis 1011/o betragen, jedoch handelt es sich dann um eine neben Kupfer, Silicium, Kohlenstoff enthaltende Titanlegierung, die frei von Aluminium ist. Andere bekannte Legierungen weisen einen Höchstgehalt von 2% Kupfer auf, weitere sind frei von Kupfer, Kobalt oder Nickel.
Die erfindungsgemäß wärmebehandelten Legierungen weisen bestimmte Mengenbereiche der Bestandteile Kupfer, Kobalt und Nickel auf, wie bereits angegeben.
Die nach der Erfindung wärmebehandelten Legierungen, insbesondere die kupferhaltigen Legierungen, weisen in vielfacher Hinsicht hervorragende Eigenschaften auf. Die Warmverformung ist im Vergleich zu den bisher bekannten Legierungen auf Titangrundlage mit hohem a-Stabilisatoranteil erheblich einfacher. Bei Abschreckung von den Temperaturbereichen der /3- und der a,i3-Phase herunter nehmen 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. Im Zusammenhang mit der Wärmebehandlung wird von der »unteren kritischen Temperatur« die Rede sein. Dies ist jene Temperatur, bei deren Unterschreitung sich die j3-Phase in die (x-Phase und die durch Zerfall der eutektoiden Bestandteile gebildeten Gefügebestandteile umwandelt. Bei den kupferhaltigen Legierungen handelt es sich hierbei um die Verbindung Ti2Cu, die dem Fe3C im Eisen-Kohlenstoff-Diagramm entspricht. Beim Erhitzen unter Ausbildung der f-Phase spricht man dagegen vom »Erhitzen über die Übergangstemperatur der /3-Phase«. Die Wärmebeständigkeit der Legierungen ist auf die Tatsache zurückzuführen, daß die Legierung vollkommen in a-Titan plus diese Verbindung umgewandelt wird. Diese Legierungen besitzen außerdem ausgezeichnete Kriechfestigkeit und hervorragende Schweißeigenschaften.
Die wärmebeständige Form dieser Legierungen erhält man entweder durch langsames Abkühlen innenhalb des kritischen Temperaturbereiches oder durch etwa 1/.1- bis 24stündige Wärmebehandlung bei einer Temperatur, die 25 bis 55°C unterhalb der kritischen (Eutektoid-)Temperatur liegt. Je länger diese Glühbehandlung dauert, desto weicher wird das Metall.
Die Legierungen, die nach der Erfindung wärmebehandelt werden, werden als »a-dispersoide« Legierungen bezeichnet und sind im Grunde genommen in der einfachsten Form ternäre Legierungen, die einen die a-Phase stabilisierenden Legierungsbestandteil, wie Aluminium, Zinn oder Antimon, und einen aktiven eutektoiden ß-Stabilisator, wie Kupfer, Nickel, Kobalt, Silicium oder Beryllium 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 erzeugen. Das Grundgefüge aus a-Phase und darin verteilten anderen Zusatzmetallen bleibt jedoch unverändert.
Diese a-dispersoiden Legierungen eignen sich besonders zur Verwendung bei erhöhten Temperaturen. Wie bereits erwähnt, sind sie gewöhnlich zweiphasige Legierungen und bestehen aus einer starken stabilen (x-Phase und einer Phase darin verteilter Zusatzmetalle. Auf die Verteilung der harten dispergierten Phase sind die ausgezeichneten Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen zurückzuführen.
Das angewandte Wärmebehandlungsverfahren und seine Ausführungsformen spielen eine wichtige Rolle, da die Eigenschaften der Legierungen nach der Wärmebehandlung weitgehend von ihrer Herstellungsvorgeschichte abhängen. Diese Legierungen lassen sich innerhalb von vier Temperaturbereichen warmverformen. In der Reihenfolge der abnehmenden Temperaturen sind dies: der nur-ß-Bereich, der zweiphasige a,ß-Bereich, der dreiphasige a,ß-Zusatzmetall-Bereich und der zweiphasige a-Zusatzmetall-Bereich.
Zum Beispiel erstreckt sich bei den Ti-Al-Cu-Legierungen die Temperatur der Wärmebehandlung für den nur-ß-Bereich von etwa 900 bis gewöhnlich höchstens 980'C, für den zweiphasigen a,ß-Bereich von etwa 845 bis 900°C, für den dreiplfasigen a,ß-Zusatzmetall-Bereich liegt sie bei etwa 800°C und für den zweiphasigen a-Zusatzmetall-Bereich unterhalb von 800'C. Die Gußblöcke aus diesen Ti-AI-Cu-Legierungen werden normalerweise durch Hammerschmieden bei etwa 980°C und anschließendes Walzen oder Gesenkschmieden bei etwa 925°C heruntergearbeitet. Diese Legierungen erfahren normalerweise entweder im a,ß-Temperaturbereich (845 bis 900°C) oder im a-Zusatzmetall-Bereich (etwa 790'C) eine ziemlich starke Querschnittsverminderung um etwa 600/0.
Die kritische Temperatur für die Legierungen, die nach der Erfindung wärmebehandelt werden, schwankt je nach dem entsprechenden Zusatz des aktiven eutektoiden ß-Stabilisators. Für die kupferhaltigen Legierungen beträgt sie etwa 800"C, für die nickelhaltigen etwa 770°C, für die kobalthaltigen etwa 680°C, für die berylliumhaltigen etwa 845°C und für die siliciumhaltigen etwa 860'C. Die ß - Ubergangstemperatur dieser Legierungen schwankt je nach der Legierungszusammensetzung etwas und ist, wie angedeutet, für jede gegebene Zusammensetzung die niedrigste Temperatur oberhalb deren die Legierung allein in der ß-Phase vorliegt. Die günstigsten Temperaturbedingungen für das Abschrecken dieser Legierungen aus der ß-Phase bestehen darin, daß man sie auf etwa 25 bis 55'C über die ß-Ubergangstemperatur erwärmt und anschließend abschreckt. Für die kupferhaltigen Legierungen liegt der günstigste Abschreckbereich aus der ß-Phase etwa bei 815 bis 1010"C und aus der a,ß-Phase in Gegenwart von Aluminium etwa bei 860 bis 875'C, bei Legierungen mit Zinn oder Antimon an Stelle von Aluminium jedoch bei etwa 810 bis 845'C.
Die oberhalb der kritischen Temperatur gebildete ß-Phase wandelt sich bei rascher Abschreckung, z. B. in Wasser, völlig in Martensit und ein feines Eutektoidgefüge um, bei langsamerer Abkühlung von oberhalb der kritischen Temperatur, z. B. durch Abschreckung in Öl oder Abkühlung in Luft, in eine Mischung von aus a-Titan und aus eutektoiden Zerfallsprodukten bestehenden Gefügebestandteilen. Das heißt, 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.
Das bei der Abschreckung von Titanlegierungen dieser Art entstehende martensitartige Gefüge ähnelt sehr dem bei der Stahlabschreckung aus dem Austenit-Temperaturbereich erhaltenen Martensit. Der auf diese Weise bei der Abschreckung entstandene Martensit wird durch anschließende Temperung im Temperaturbereich der a-Zusatzmetall-Phase in ein Mikrogefüge umgewandelt, das aus einer feinen Dispersion der ß-Eutektoid-Zerfallsbestandteile, z. B. von Ti2Cu, Titanberyllid usw., in einem a-Titan-Grundgefüge besteht. Dieser Vorgang ähnelt dem Tempern von Stahl, bei dem der durch Abschreckung entstehende Martensit in eine feine Dispersion von Fe:3C in einer Ferritgrundmasse übergeht.
Zur Umwandlung des Martensits in diesen Titanlegierungen benötigt man verhältnismäßig hohe Temperaturen, die etwas weniger als 25 bis 55°C unterhalb der kritischen (Eutektoid-)Temperatur liegen. Für die kupferhaltigen Legierungen beträgt der Härtungsbereich z. B. etwa 540 bis 760'C, liegt also im Vergleich zum Härtungsbereich des Stahls von etwa 400 bis 540'C ziemlich hoch. Durch diese Temperung der Titanlegierungen werden diese in einen für die anschließende Verwendung bei erhöhten Temperaturen geeigneten Zustand aus a-Titan und dispergierten Gefügebestandteilen umgewandelt.
Die hohe Erweichungstemperatur dieser erfindungsgemäß wärmebehandelten Legierungen macht sie für Verwendungsgebiete bei hoher Temperatur geeignet, z. B. für Schaufelräder von Düsentriebwerkskompressoren, Bolzen für Kompressorengehäuse, Auskleidungen und Gehäuse für Düsentriebwerkverbrennungskammern u. dgl.

Als Beispiel für die bei diesen, insbesondere den kupferhaltigen Legierungen, durch Wärmebehandlung und Abkühlung erhältlichen Eigenschaften seien die Werte einer Legierung aus etwa 4% Aluminium, 6% Kupfer und als Rest technisch reinem Titan angegeben, die bei Abschreckung von 860 bis 870°C durch Wasser eine Vickershärte von 375 kg/mm2, eine Zugfestigkeit von 133,6 kg/mm2, eine 0,20/0-Streckgrenze von 91,4 kg/mm2, eine Querschnittsverringerung um etwa 30%, eine Dehnung von etwa 10% und einen Mindestkrümmungsradius von etwa 4 T 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- bi, 16stündiger Wärmebehandlung dieser Legierung bei etwa 700-C sinkt zwar die Vickershärte von etvIt 375 bis auf 330 bis 350 kg/mm'-', aber die nach denn Abschrecken festgestellte Dehnbarkeit von 4 T steigt auf 3 T an. In diesem Zustand sind überaus gut: Wärmebeständigkeit und Festigkeit bei erhöhtcr Temperatur für Arbeitsbedingungen bis zu etwa 315 bis 540-C festzustellen. Die folgende Tabelle 1 zeigt den Einfluß der verschiedenen obengenannten erfindungsgemäßen Wärmebehandlungen auf die mechanischen Eigenschaften einer typischen, erfindungsgemäß zu behandelnden Legierung, die aus 4°/u Aluminium, 6° ;o Kupfer, Rest Titan besteht, im Vergleich zu der entsprechenden binären Legierung ohne a-Stabilisator, die also nur 6°/o Kupfer und als Rest Titan enthält und nicht zum Gegenstand der Erfindung zählt.

Tabelle 1

Einfluß der Wärmebehandlung auf die Festigkeitseigenschaften zweier a-Dispersoid-Legierungen

(1 mm dicke Platten)

_ - @ - QLIC'.1'SC:I11111tS-

I.@g@el'@Illg lllld w-al'nl@@)e@l@lll@@ll11.! IU.2-Strec:kgl'ejlze Zel'I'ciitie."llf,Keit Dehnung verminderung

kg, mm- kgimm- °n cllcl

Ti-6 Cu:

Abkühlung im Ofen aus der p'-Phase . . . . . . . . . . . 59,8 77,3 14 19

Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase . . . . . . . . . . . 52,7 70,3 18 19

Abschreckung aus der a,i3-Phase . . . . . . . . . . . . . . . 91,4 119,5 5 16

Abschreckung aus der rx,i3-Phase und Temperung. . 63,3 84,4 11 25

Abschreckung aus der 13-Phase . . . . . . . . . . . . . . . . 94,9 126,6 4 8

Abschreckung aus der 13-Phase und Temperung ... 73,8 91,4 11 16

Ti -4A1-6 Cu:

Abkühlung im Ofen aus der i3-Phase . . . . . . . . . . . 91,4 105,5 19 _'0

Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase . . . . . . . . . . . 77,3 84,4 15 30

Abschreckung aus der a,i3-Phase . . . . . . . . . . . . . . . . 105,5 123,0 4 10

Abschreckung aus der a,ii-Phase und Temperung . . 9-4,9 101,9 11 25

Abschreckung aus der i3-Phase . . . . . . . . . . . . . . . . 126,6 147,6 5 8

Abschreckung aus der il-Phase und Temperung ... 126,6 137,1 3 3

Erfindungsgemäß werden die Wärmebehandlungen in folgender Weise durchgeführt: 1. Wärmebehandlung mit Abkühlung innerhalb des Ofens aus der i3-Phase Sie geschieht in der Weise, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung über die Ubergangstemperatur der i3-Phase hinaus so lange erhitzt werden, bis die Umwandlung in diese Phase praktisch vollständig ist, und daß dann die Legierungen langsam mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 2,5"C, höchstens bis zu 5,5-C in der Minute durch den eutektoiden Temperaturbereich hindurch abgekühlt werden.

Bei dieser Behandlung entsteht ein Gefüge aus einem flechtwerkähnlichen a-Zusatzmetall-Kristallgitter, das von einem groben a-Zusatzmetall-Eutektoidgefüge umgeben ist. Die Menge des Eutektoids schwankt je nach der Zusammensetzung; einige der Legierungen weisen a-»Inseln« auf, in anderen dagegen sind die verschiedenen a-Teilchen in engem Kontakt miteinander verzahnt. Der Hauptvorteil dieser Wärmebehandlung besteht darin, daß sie verhältnismäßig unabhängig. von Herstellungsart und Vorbehandlung ist. 2. Wärmebehandlung durch Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase Ein großer Teil der ersten Legierungsuntersuchungen wurde an Proben durchgeführt, die man dieser Wärmebehandlung unterzogen hatte. Die Vorbehandlung beeinflußt in beträchtlichem Maße das Gefüge der in der (t-Zusatzmetall-Phase geglühten Legierung. Wenn möglich, besteht bei den Legierungen das letzte Warmverformungsverfahren in einer Walzbehandlung im (,t-Zusatzmetall-Bereich. Bei einigen Legierungen jedoch, insbesondere solchen mit hohem Aluminiumgehalt, muß man die Verarbeitung wegen der durch die Zusammensetzung bedingten Sprödigkeit schon im unteren Teil des a,i3-Bereiches oder im a,E3-Zusatzmetall-Bereich zu Ende führen. Die Verarbeitungsverfahren dienen gewöhnlich zur Zerkleinerung der Zusatzmetall-Gefügebestandteile bei ihrer Entstehung und zu ihrer regellosen Verteilung innerhalb der Grundmasse.
Man verfährt erfindungsgemäß so, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung zur Beseitigung von Spannungen und zur Förderung der Ansammlung von Zusatzmetallgefüge-Bestandteilen auf Temperaturen erhitzt werden, die 25 bis 55°C unterhalb der Eutektoidtemperatur liegen, und daß dann die Legierungen etwa auf Zimmertemperatur abkühlen gelassen werden.
Das entstandene Gefüge besteht aus einer gleichmäßigen Dispersion sphäroider Zusatzmetall-Bestandteile in einem feinkörnigen a-Grundgefüge.
3. Wärmebehandlung mit Abschreckung aus der u,f-Phase Durch Abschreckung wandelt sich die -Phase von a-Dispersoidlegierungen in ein martensitisches u-Phasengefüge oder ein sehr feines Eutektoidgefüge um. Infolge der Feinheit des Gefüges war es bisher nicht möglich, die genaue Beschaffenheit des Umwandlungsproduktes zu erforschen. Die Gefüge sind nach der Abschreckung erheblich fester, jedoch weniger dehnbar. Der Zweck dieser Wärmebehandlung ist die Entwicklung eines Teils der auf das Vorhandensein eines martensitischen u- oder eines feinen Eutektoidgefüges zurückzuführenden erhöhten Festigkeit unter Erhaltung einer guten Dehnbarkeit durch die Anwesenheit eines gleichachsigen u-Gefüges. Das endgültige Gefüge wird in beträchtlichem Maße von der Herstellungsvorgeschichte bestimmt. Normalerweise werden die Legierungen in der «,ß-Phase fertig verarbeitet und dann an der Luft gekühlt. Bei genügender Querschnittsverringerung in dem a,i3-Phasengebiet bildet sich ein gleichmäßig feines gleichachsiges a-Gefüge, das je nach der Zusammensetzung entweder von dem Umwandlungsprodukt umgeben ist oder »Inseln« des Umwandlungsproduktes enthält. Bei der Wärmebehandlung erhitzt man die Legierungen auf eine Temperatur innerhalb des a,f-Bereiches und läßt sie dann ins Gleichgewicht kommen. Bei der Anlaßtemperatur bestehen die Legierungen aus gleichachsigem u-Phasengefüge in einer f-Grundmasse. Größe und Form der u-Körner hängen von der Herstellungsvorgeschichte ab, während der Mengenanteil der a-Phase durch die Anlaßtemperatur bestimmt wird. Nach Beendigung der Ausgleichszeit werden die Legierungen rasch auf Zimmertemperatur abgeschreckt, wobei die ß-Phase entweder in ein martensitisches a-Gefüge oder ein sehr feines a-Zusatzmetall-Eutektoid umgewandelt wird.
4. Abschreckung aus der a,(3-Phase und Temperung Die Temperung einer aus dem a,(3-Bereich abgeschreckten Legierung fördert die Zersetzung des martensitischen (t-Gefüges in ein Zusatzmetall- und ein a-Gefüge und die Sphäroidisierung des feinen körnigen a-Zusatzmetall-Eutektoids. Durch Regelung der Härtungsbedingungen läßt sich die Art der entstehenden Zusatzmetallgefüge-Bestandteile beeinflussen. Auf diese Weise ist es möglich, entweder ein sehr feines Gefüge zu entwickeln, oder eines, das sich in seiner Korngröße mit dem beim normalen Anlassen bis zur (x-Zusatzmetall-Phase erhaltenen vergleichen läßt. Man tempert normalerweise bei einer Temperatur unterhalb der Eutektoidtemperatur. Sowohl die Menge wie auch die Verteilung der zusatzmetallhaltigen Phase werden durch das Abschreckungsgefüge bestimmt. 5. Wärmebehandlung mit Abschreckung aus der il-Phase Bei dieser Wärmebehandlung wird die Legierung zur Erreichung einer vollständigen Umwandlung in die /3-Phase genügend lange auf eine Temperatur oberhalb der i3-Ubergangstemperatur erwärmt und anschließend auf Zimmertemperatur abgekühlt. Wie bei der Wärmebehandlung mit Abkühlung im Ofen aus dem (3-Phasengebiet wird hierbei das endgültige Gefüge- höchstens mit Ausnahme der Korngrößenicht von der Herstellungsvorgeschichte beeinflußt. Das Gefüge der abgeschreckten Legierung besteht fast völlig aus martensitischem (i-Gefüge. Verzögert man das Abschrecken etwas oder ist der Querschnitt sehr groß, so bilden sich Zonen mit sehr feinem Eutektoid. Diese Wärmebehandlung hat den Vorteil, daß sie bei den meisten u-Dispersoid-Legierungen hohe Festigkeit ergibt und verhältnismäßig unabhängig von der Herstellungsvorgeschichte ist.
6. Wärmebehandlung mit Abschreckung aus der li-Phase und Temperung Durch das Tempern erzielt man bei aus dem f-Phasengebiet wie aus dem r,t,ü-Phasengebiet abgeschreckten Legierungen ziemlich die gleiche Gefügeänderung. Da das martensitische a-Gefüge in den aus dem f-Phasengebiet abgeschreckten Legierungen einen niedrigeren Legierungsgehalt hat als das in den aus dem u,ß-Phasengebiet abgeschreckten Legierungen vorhandene (der Legierungsgehalt an martensitischem u-Gefiige in einer gegebenen Legierung verhält sich umgekehrt proportional zur Menge), findet man die bei der Temperung entstehenden Verbindungen gewöhnlich vorwiegend an den Korngrenzen zwischen den Märtensitnadeln. Das soweit erhaltene getemperte fl-Gefüge enthält immer die Zusatzmetall-Bestandteile in verhältnismäßig feiner Verteilung.
Eine Prüfung der in Tabelle I aufgeführten Werte der mechanisch-technologischen Eigenschaften zeigt, daß sich die höchste Querschnittsverminderung bei Wärmebehandlung der erfindungsgemäßen Legierung durch Glühen bis zur u-Zusatzmetall-Phase erzielen ließ. Durch Wärmebehandlung mit Abkühlung aus der ß-Phase im Ofen erhält man ein festeres, weniger dehnbares Gefüge, als das durch Glühen bis zur Einstellung des a-Zusatzmetall-Phasengefüges hergestellte. Bei der Ti-6 Cu-Legierung wirkt das Kupfer sowohl als a-Stabilisator als auch als einen Gefügebestandteil bildendes Element. Bei der Ti-4 A1-6 Cu-Legierung dient das Aluminium als (x-Stabilisator, während das Kupfer hauptsächlich wegen seiner einen Gefügebestandteil bildenden Eigenschaft vorhanden ist. Die Abschreckung der erfindungsgemäß wärmebehandelten Legierung zur Erzeugung eines martensitischen a-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 a,(3-Bereich.

In der nachstehenden Tabelle II sind die mechanischen Eigenschaften typischer, erfindungsgemäß zu behandelnder Titan-Aluminium-Kupfer-LegierLingen nach dem Glühen bis zur u-Zusatzmetall-Phase aufgeführt, während Tabelle III die entsprechenden Daten für diese Legierungen nach Abschreckung aus dem ß-Phasengebiet zeigt.

Tabelle Il

Durchschnittliche mechanische Eigenschaften* der bis zur Bildung der a-Zusatzmetall-Phase

geglühten Ti-AI-Cu-Legierungen

Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß: Querschnitts- Mindestbiege-

(Gewichtsprozent) grenze festigkeit Dehnung verminderung Vickershärte radius T

Rest Titan kg/mm'2 kg/MM2 °(o °/o kg/MM2

2A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 59,1 68,9 26 46 297 2,6

4A1- 2 Cu . . . . . . . . . . . 67,5 78,0 16 34 330 3,6

4A1 - 4 Cu . . . . . . . . . . . 73,1 81,6 18 48 347 3,7

4A1- 6 Cu . . . . . . . . . . . 80,1 87,2 16 34 355 4,3

4A1- 8 Cu . . . . . . . . . . . 94,2 103,4 9 12 - -

4A1 - 10 Cu . . . . . . . . . . 94,2 108,3 9 13 - -

6A1 - 4 Cu . . . . . . . . . . . 102,6 111,1 18 32 - -

8 Al - 5 Cu . . . . . . . . . . . 111,1 118,8 8 8 - -

*) Ergebnisse aus Versuchen mit Blechen wie auch mit Stäben. Die Anzahl der Versuche schwankt zwischen 1 und 3.

Tabelle III

Durchschnittliche mechanische Eigenschaften von aus dem ß-Phasengebiet abgeschreckten

Ti-AI-Cu-Legierungen

Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß- Querschnitts-

(Gewichtsprozent) grenze festigkeit Dehnung verminderung Vickershärte T

Rest Titan

kg/mm- kg/mm-' % °(" kg/MM2

2A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 82,3 94,9 2 7 360 4,8

4 Al - 2 Cu . . . . . . . . . . . 73,1 85,8 7 16 317 3,0

4A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 91,4 100,5 7 8 351 3,4

4 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . I 125,9 133,6 4 8 419 -

4 Al - 8 Cu . . . . . . . . . . . 144,1 148,3 i 3 3 - -

4 Al -10 Cu* . . . . . . . . . . - 79,4 0 - 409 -

*) Zerbrach in den Haltern vor Erreichung der Streckgrenze.

Aus den Daten der Tabelle 1I geht hervor, daß die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften der bis zur Einstellung eines a-Zusatzmetall-Phasengefüges geglühten Ti-Al-Cu-Legierungen hauptsächlich von der Legierungs-Gesamtzusammensetzung abhängen, wobei ein erhöhter Gesamtgehalt an Al und Cu eine Zunahme der Festigkeit und eine Abnahme der Dehnbarkeit bewirkt. Die Werte für die Dehnung, Härte, Streckgrenze und Querschnittsverminderung rechtfertigen den Schluß, daß man durch Erhöhung des Gehalts an A1 und Cu die Festigkeit bei gleichzeitiger Abnahme der Dehnbarkeit steigern kann.

Ein Vergleich der entsprechenden Daten für die aus dem (:-Phasengebiet abgeschreckten Ti-AI-Cu-Legierungen in Tabelle III mit den Werten für diese Legierungen nach dem Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase (s. Tabelle II) zeigt, daß nur die höchstlegierten Proben nach Abschreckung aus dem ß-Phasengebiet Festigkeits- und Dehnungseigenschaften aufwiesen, die sich mit denjenigen der entsprechenden, bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Legierungen vergleichen ließen. Der Unterschied zwischen den beiden Wärmebehandlungsarten ist für die niedriger legierten Legierungen, d. h. diejenigen mit kleinerem Gehalt an A1 und Cu, größer. Daraus ist zu schließen, daß Wärmebehandlungen mit Abschreckungen oder Abschreckungen und anschließendes Tempern nur für die höchstlegierten Systeme dieser Reihe vorteilhaft sind.

Die ausgezeichneten Eigenschaften der bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Al-Cu-Legierungen bei erhöhten Temperaturen, z. B. bei 540'C; werden durch die in der folgenden Tabelle TV aufgerührten Versuchsergebnisse gezeigt.

Tabelle IV

Festigkeitseigenschaften der bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-AI-Cu-Legierungen

bei erhöhter Temperatur (540°C)*

Zusammensetzung Geschätzte Querschnitts-

(Gewichtsprozent) 0,2-Streckgrenzc Zerreißfestigkeit Dehnung verminderung

Rest Titan kg/MM2 kg/mm= ° o /o o/°

2A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 28,1 33,0 34 83

4 Al - 2 Cu . . . . . . . . . . . 14,1 26,0 40 94

4 A1- 4 Cu . . . . . . . . . . . 35,2 42,2 46 82

*) Für die Prüfungen wurden sowohl Stäbe wie Blechproben benutzt. Die meisten der angegebenen Werte stammen von einer einzigen

Probe.

Fortsetzung

Zusammensetzung Geschätzte Querschnitts-

(Gewichtsprozent) 0,2-Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung verminderung

Rest Titan kg/mm2 kg/mm2 °/o °%

4A1-6 Cu . . . . . . . . . . . 38,7 50,6 36 90

4A1-8 Cu . . . . . . . . . . . 40,1 58,4 35 74

4 Al -10 Cu . . . . . . . . . . 39,4 54,1 45 87

4 A1-12 Cu . . . . . . . . . . - 45,7 - -

6 A1-2 Cu . . . . . . . . . . . 43,6 57,6 50 68

6 Al - 4 Cu . . . . . . . . . . . 47,8 59,1 52 84

6 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . 57,6 72,4 40 74

8 Al - 2 Cu . . . . . . . . . . . 48,5 69,6 45 49

8 Al - 4 Cu . . . . . . . . . . . 54,1 67,4 55 83

8 Al - 5 Cu . . . . . . . . . . . 59,1 76,6 45 70

8 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . 67,5 85,8 40 66

10 Al - 2 Cu . . . . . . . . . . 61,9 87,9 - 20

10 Al - 4 Cu . . . . . . . . . . 61,2 88,6 30 53

10 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . 65,4 83,0 50 75

12 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . - 68.9 28 25

12 Al - 8 Cu . . . . . . . . . . 45,0 75,2 5 15

* Für die Prüfungen wurden sowohl Stäbe wie Blechproben benutzt. Die meisten der angegebenen Werte stammen von einer einzigen

Probe.

Zur Untersuchung der thermischen Stabilität von Ti-Al-Cu-a-Dispersoid-Legierungen nach verschiedenen erfindungsgemäßen Wärmebehandlungen setzte man sie 24 Stunden lang einer Temperatur von 425°C aus und prüfte danach erneut die Härte- und Biegungseigenschaften, Die durch diese Glühbehandlung erzielte Wirkung ist aus den in der folgenden Tabelle V angeflihrten Werten erkennbar. Aus diesen Daten geht hervor, daß die abgeschreckten Legierungen - wie zu erwarten - unbeständig waren. Als die stabilsten erwiesen sich die bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten und die aus der ß-Phase abgeschreckten und getemperten Legierungen. Diese Ergebnisse zeigen außerdem, daß während der Wärmebehandlung bei den aus der a,ß--Phase abgeschreckten und gehärteten Legierungen sich eine beträchtliche Menge der Zusatzmetallgefüge-Bestandteile ausgeschieden hatte,

Tabelle V

Einfluß einer 24stündigen Erhitzung auf 425°C auf die Härte-'und Biegeeigenschaften

von Ti-AI-Cu-Legierungen

Änderung der Eigenschaften

Nach der Wärmebehandlung nach 24stündiger Erhitzung

auf

Legierung Wärmebehandlung Vickershärte Vickershärte

(10 kg Belastung) T (10 kg Belastung)

kg/mm2 kg/mm2

Ti - 2 Al - 4 Cu bis zur a-Verbindungsphase ge-

glüht . .. . . . . . . . . . . . . . . . . . . 297 2,6 +15 +0,2

Ti - 4A1- 4 Cu desgl. 347 3,6 - 5 -0,2

Ti - 4 A1- 2 Cu desgl. 330 3,6 +10 -0,6

Mittelwert 325 3,3 + 7 -0,2

T1 - 2 Al - 4 Cu aus dem a,ß-Phasengebiet ab-

geschreckt ........ ....... 353 4,6 +11 +0,7

Ti - 4 Al - 4 Cu desgl. 385 4,4 + 50 +5,6

Ti-4A1-2 Cu desgl. 361 2,8 + 3 -0,2

Mittelwert 366 3,9 +21 +2,0

Ti-2 AI-4 Cu aus dem a,ß-Phasengebiet ab-

geschreckt und getempert ... 328 4,2 +47 +1,0

Ti - 4A1- 4 Cu desgl. 385 8,3 +18 +1,3

Ti - 4 Al - 2 Cu desgl. 340 3,6 +44 +0,4

Mittelwert 351 5,4 +36 +0,9

Fortsetzung

Änderung der Eigenschaften

Nach der Wärmebehandlung nach 24stündiger Erhitzung

auf 425-C

Legierung Wärmebehandlung Vickershärte Vickershärte

(10 kg Belastung) T (10 kg Belastung) T

kg/mm2 k /mm->

Ti - 2 Al - 4 Cu aus dem (3-Phasengebiet abge-

schreckt . . . . . . . . . . . . . . . . . . 360 5,0 +l2 + 5,0

Ti - 4 Al - 4 Cu desgl. 351 3,4 +55 +6,6

Ti - 4 Al - 2 Cu desgl. 317 3,0 +37 + 1,6

Mittelwert 343 3,8 +35 +4,4

Ti - 2 Al - 4 Cu aus dem f-Phasengebiet abge-

schreckt und getempert ..... 385 9,4 -11 +0,4

Ti - 4 Al - 4 Cu desgl. 369 10,0 + 18 0,0

Ti - 4 Al - 2 Cu desgl. 362 3,1 +22 0,0

Mittelwert 372 7,5 +10 +0,1

Die Ergebnisse von Zeitstandfestigkeitsversuchen mit den Ti-AI-Cu-Legierungen sind in der nachstehenden Tabelle VI aufgeführc. Aus diesen Daten geht hervor, daß bei Zunahme des Kupfergehalts die Bruchdehnungseigenschaften dieser Legierungen wesentlich besser werden; bei Kupferzusätzen von etwa 8% und darüber erhält man sogar ungewöhnlich gute Bruchdehnungseigenschaften.

Tabelle VI

Ergebnisse der Zeitstandfestigkeitsversuche bei bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten

Ti-AI-Cu-Legierungen

Zusammensetzung Angewandte

(Gewichtsprozent) Versuchstemperatur Zugbelastung Bruchzeit Dehnung

Rest Titan "C kg/mm= Stunden

4 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . 425 56,3 16,1 14,7

4A1- 6 Cu . . . . . . . . . . . 425 52,7 48 23,0

4 Al - 8 Cu . . . . . . . . . . . 425 56,3 150,1 5,5

4 A1-10 Cu . . . . . . . . . . 425 > 56,3 362,0 * >6,8*

*) Versuch wurde nach 362 Stunden eingestellt.

Die in den folgenden Tabellen VII, VIII und IX angeführten Werte der mechanischen Eigenschaften zeigen den Einfluß eines ganzen oder teilweisen Ersatzes des Aluminiums durch die a-Stabilisatoren Zinn und Antimon in kupferhaltigen, erfindungsgemäß wärmebehandelten a-Dispersoid-Legierungen.

Tabelle VII

Durchschnittliche mechanische Eigenschaften von Ti-Cu-Legierungen mit Al-, Sn- bzw. Sb-Zusätzen

Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß- i Querschnitts-

(Gewichtsprozent) grenze festigkeit Dehnung verminderung Vickershärte T

Rest Titan

kg/mm' kg/mm' °/o °/o kg/MM=

Nach dem Glühen bis zur (i-Zusatzmetall-Phase

4 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . 61,2 98,9 20 46 277 2,1

6 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . 63,3 78,8 14 25 - -

6 Cu - 6 Sb . . . . . . . . . . . . . . . 68,2 83,7 10 16 - -

4 Cu - 4 AI - 4 Sn . . . . . . . 94,2 102,6 13 25 366 5,6

4,5 Cu - 2 Al - 3 Sn ....... 71,0 79,4 6 17 310 6,6

4 Cu - 2 Al - 3 Sn - 0,1 Be 68,2 79,4 12 19 294, 1,5

Nach dem Abschrecken aus dem ,B-Phasengebiet

4 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . 85,1 102,6 2 3 370 5,7

6 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . 106,2 137,1 6 13 430 7,6

6 Cu - 6 Sb . . . . . . . . . . . . . . . 98,4 129,4 4 12 388 7,1

4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . . 106,2 119,5 5 13 - -

Fortsetzung

Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß- Querschnitts-

(Gewichtsprozent) grenze festigkeit Dehnung verminderung Vickershärte T

Rest Titan kg/mm2 kg/mm2 °/o °/o kg/mm2

Mechanische Eigenschaften bei erhöhter Temperatur (540°C) nach vorausgegangenem Glühen

bis zur a-Zusatzmetall-Phase

4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . : : 44,3 57,6 40 87 -

6 Cu - 10 Sb . . . . . . . . . . . . 35,2 46,4 48 67 -

Tabelle VIII

Einfluß einer 24stündigen Erhitzung auf 425°C auf die Härte und Biegeeigenschaften der bis zur

a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Cu-Legierungen mit Al- und Sn-Zusätzen

Zusammensetzung Vor der Erhitzung Änderung durch die Erhitzung

(Gewichtsprozent) Vickershärte T Vickershärte

Rest Titan T

kgJmm2 kgJmm2

4 Cu - 6 Sn . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2,1 277 0,3 - 5

4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . ...... 6,8 366 0,4 -62

4 Cu - 2 Al - 3 Sn - 0,1 Be .... 1,5 294 2,7 26

Tabelle 1X

Fr;@chni@@e der Zeitstandfestigkeitsversuchc bei einer I715 zur «-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Cu-Legierung

mit Al- und Sn-Zusätzen

Zusammensetzung Angewandte

(Gewichtsprozent) Versuchstemperatur Zugbelastung Bruchzeit Dehnung

Rest Titan C kg/mm= Stunden

4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . . . . . . 427 56,3 > 407,8 -

4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . . . . . . 427 59,1 >282,5'= 0,67

4 Cu - 4 Al - 4 Sn . . . . . . . . . . . . 427 i 66,8 >343* 4,6

* Diese Ergebnisse stammen von je einer Probe. Nach 407,8 Stunden bei einer Zugbelastung von 56,3 kg/mm= wurde die Zugbelastung

auf 59,8 kg/mm2, nach weiteren 282,5 Stunden bei 59,7 kg/mm= wurde sie dann auf 63,3 kg/mm= erhöht. Der Versuch wurde nach

weiteren 343 Stunden bei einer Zugbelastung von 66,8 kg/mm2 eingestellt.

Die Eigenschaften dieser bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten, Sn und/oder Sb enthaltenden Legierungen ähneln ziemlich denen der Ti-AI-Cu-Legierungen unter den gleichen Wärmebehandlungsbedingungen. Hierbei ist das Zinn als Legierungsbestandteil wiederum dem Antimon etwas überlegen. Es zeigt sich, daß diese a-substituierten Legierungen nach Abschreckung aus der ß-Phase etwa die gleichen mechanischen Eigenschaften wie die entsprechenden Ti-AI-Cu-Legierungen besitzen, diese Gleichwertigkeit bleibt auch bei erhöhten Temperaturen erhalten. Die Zeitstandfestigkeitsversuche zeigten, daß man durch Erhöhung des der Aluminiummenge entsprechenden a-Stabilisatorgehalts über 4% hinaus sogar noch weitere Verbesserungen der Zeitstandfestigkeitseigenschaften erzielen kann. Die Versuche in der Wärme zeigen, daß diese a-substituierten Legierungen nach dem Glühen bis zur a-Zusatzmetall-Phase gute thermische Stabilität aufweisen.

In den nachstehenden Tabellen X bis einschließlich XIII wird die Wirkung des ganzen oder teilweisen Ersatzes des Kupfers in den obenerwähnten kupferhaltigen a-Dispersoid-Legierungen durch andere, Gefügebestandteile bildende Elemente, wie Beryllium, Nickel, Kobalt und Silicium, sowie der Einfluß eines teilweisen Ersatzes des Kupfers durch das verhältnismäßig träge eutektoide Element Mangan gezeigt.

Tabelle X

Durchschnittliche mechanische Eigenschaften der bis zur a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Al-Legierungen

mit Cu-, Be-, Ni-, Co- bzw. Si-Zusätzen

Zusammensetzung Querschnitts-

(Gewichtsprozent) 0,2-Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung I verminderung Vickershärte T

Rest Titan

kg/mm2 kg/mm2 01n °% kg/mm2

2 Al - 0,5 Be . . . . . . . . . . 49,2 60,5 28 44 264 2,1

4A1-0,5 Be . . . . . . . . . . 61,9 73,1 16 24 258 2,3

4 Al - 4 Co . . . . . . . . . . . 82,3 95,6 10 10 335 5,4

Fortsetzung

Zusammensetzung 0,2-Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung Querschnitts- Vickershärte T

(Gewichtsprozent) verminderung

Rest Titan kg/mm= kg/mm* °/° °/° kg/mm'-'

4A1-6 Co . . . . . . . .'. . . 89,3 102,6 9 12 356 3,8

4A1-4M . . . . . . . . . . . 67,5 75,2 6 16 316 6,8

4A1- 6 Ni . . . . . . . . . . . 75,9 85,8 4 12 331 8,7

4 Al - 0,5 Si . . . . . . . . . . 72,4 81,6 14 25 - -

4A1- 1 Si . . . . . . . . . . . . 66,8 74,5 16 38 317 2,4

2 Al - 3,9 Cu - 0,15 Be 68,2 79,4 10 18 322 4,6

4 Al - 5 Cu - 1 Mn ... 90,0 94,9 15 37 372 2,8

Das Glühen erfolgte etw 10 bis 38'C unter der jeweiligen kritischen Temperatur.

Tabelle XI

Durchschnittliche mec anische Eigenschaften der aus der ß-Phase abgeschreckten Ti-Al-Legierungen

mit Cu-, Be-, Co-, Ni- bzw. Si-Zusätzen

I I

Zusammensetzung 0,2-Streck- Zerreiß- I Querschnitts

(Gewichtsprozent) grenze Festigkeit Dehnung i verminderung Vickershärte T

Rest Titan

kg/mm= kg / mm= °i° °;° kg!mm=

i

2 Al - 0,5 Be . . . . . . . . . . 67,4 ' 78,0 8 10 330 5,0

4A1-0,5 Be . . . . . . . . . . 92,8 106,9 2 7 382 i > 10,0

5 Cu - 0,5 Be . . . . . . . . . - - - - i 473 i > 10,0

2 Al - 5 Cu - 0,5 Be . . .. - - - - ( 473 > 10,0

4A1- 5 Cu - l Mn . . . 139,2 143,4 1 3 469 >10,0

2A1- 3 Cu - 1 Si ..... - . - - - 354 5,5

2A1- 5 Cu - 0,5 Si . : . - - - I - 377 5,3

4 Al - 0,5 Be* . . . . . . . . . . 68,9 85,8 8 7 275 4,8

4A1- 4 Co * . . . . . . . . . . - - - - 382 3,2

4 Al - 6 Co* . . . . . . . . . . . - - - - 400

4,4

4 Al - 4 Ni* . . . . . . . . . . - - - - 433 8,8

4 Al - 6 Ni* .......... - - - - 446 9,2

4A1- 5 Cu - l Mn* .. 93,5 129,4 12 22 381 2,6

2 Al - 0,5 Si* . . . . . . . . . . - - - - 236 1,8

2 Al - 1,0 Si* . . . . . . . . . - - - - 326 2,4

*) Diese Proben wurden aus der a-f-Phase abgeschreckt.

Die Legierungen wurden hierbei auf etwa 10 bis 38°C über die ß-Ubergangstemperatur erhitzt und dann abgekühlt. Diese Temperatur schwankt geringfügig.

Tabelle XII

Festigkeitseigenschaften bei erhöhter Gebrauchstemperatur (540°C) der bis zur «-Zusatzmetall-Phase

geglühten Ti-Al-Legierungen mit Cu-, Be-, Ni-, Co- bzw. Si-Zusätzen

Zusammensetzung Geschätzte Zerreißfestigkeit Dehnung Querschnitts-

(Gewichtsprozent) Streckgrenze verminderung

Rest Titan kg/mm2 ` kg/mm2 °% °/°

2 Al - 0,5 Be . . . . . . . . . . 15,5 25,3 46 74

4A1- 4 Co . . . . . . . . . . . - 38,7 44 90

4 Al - 6 Co . . . . . . . . . . . - 40,1 44 87

10 Al - 5 Co . . . . . . . . . . 30,2 57,0 5 5

4A1-4M . . . . . . . . . . . - 33,1 42 64

4 Al - 6 Ni . . . . . . . . . . . - 37,3 53 84

10 Al - 5 Ni . . . . . . . . . . 41,5 55,5 15 30

Fortsetzung

Zusammensetzung Geschätzte Querschnitts-

(Gewichtsprozent) Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung verminderung

Rest Titan

kg/mm= kg/mm'= "/o "ln

4 Al - 0,5 Si . . . . . . . . . . - 42,2 26 57

4A1-5 Cu- 1 Mn ... 42,2 53,4 46 97

Zum Vergleich:

4A1- 4 Cu .... . ...... 35,2 42,2 46 82

4 Al - 6 Cu . . . . . . . . . . . 38,7 50,6 36 90

Tabelle XIII

Einfluß einer 24stündigen Erhitzung auf 425°C auf die Härte- und Biegeeigenschaften der bis zur

a-Zusatzmetall-Phase geglühten Ti-Al-Legierungen mit Cu-, Be-, Ni- bzw. Co-Zusätzen

Zusammensetzung Vor der Erhitzung Änderung durch die Erhitzung

(Gewichtsprozent) Vickershärte T Vickershärte

Rest Titan T kg/mm= kgJmm2

2 Al - 0,5 Be . . . . . . . . . . 2,5 241 -0,5 +20

4 A1-1 Si . . . . . . . . . . . . 2,4 317 +1,9 -25

4A1-4Ni ........... 6,5 316 -0,6 -52

4 Al - 6 Ni . . . . . . . . . . . 9,4 331 -I-0,6 - 2

4 Al - 4 Co* . . . . . . . . . . 5,9 335 +4,1 +13

4 Al - 6 Co* . . . . . . . . . . 2,8 356 +7,2 +55

4 Al - 5 Cu -1 Mn ... 2,8 372 -f-3,7 -21

*) Können statt bis zur a-Zusatzmetall-Phase auch bis zur a,ß-Zusatzmetall-Phase geglüht sein.

Aus den in Tabelle X zusammengestellten Daten über die mechanischen Eigenschaften dieser Legierungen nach dem Glühen bis zur Bildung der n-Zusatzmetall-Phase geht hervor, daß alle diese erfindungsgemäß wärmebehandelten Legierungen, mit Ausnahme von Ti - Al - Ni und Ti - Al - Cu - Be, den Ti-AI-Cu-Legierungen gleichwertig sind. Es zeigt sich, daß die Ti-AI-Be- und Ti-AI-Si-Legierungen den niedriglegierten Ti-Al-Cu-Legierungen, die Ti-AI-CO-und Ti-Al-Cu-Mn-Legierungen dagegen den hochlegierten Ti-AI-Cu-Legierungen gleichwertig sind.

Wie die Daten über die Eigenschaften nach der Abschreckung aus der ß-Phase in Tabelle XI zeigen, sind die Ti-AI-Be- und Ti-Al-Si-Legierungen gegen Abschreckhärtung nur wenig empfindlich. Die Legierungen mit. Nickel-, Kobalt- und Manganzusätzen hingegen sind durch die Abschreckung genügend gut hartbar. Die bei den Ti-AI-Co-Legierungen nach der erfindungsgemäßen Abschreckung auftretende Kombination von großer Härte und guten Biegeeigenschaften ist für die Praxis besonders vorteilhaft.
Die Werte über die Festigkeitseigenschaften bei erhöhter Temperatur nach vorausgegangener erfindungsgemäßer Wärmebehandlung in Tabelle XII . zeigen, daß auf der Grundlage gleicher Gewichtsanteile sowohl Kobalt wie auch Nickel dem Kupfer hinsichtlich ihrer Wirkung auf die Eigenschaften bei erhöhter Temperatur etwas unterlegen sind. Der Zusatz einer kleinen Menge Mangan erweist sich in dieser Hinsicht als vorteilhaft. Die Ti-4 A1-0,5 Si-Legierung ist der Ti-4 A1-4 Cu-Legierung ebenbürtig an Festigkeit, jedoch nicht an Dehnbarkeit.
Die in Tabelle XIII behandelten Wärmeversuche zeigen, daß die Ti-AI-Be-, Ti-AI-Si- und Ti-AI-Ni-Legierungen ausreichend thermisch stabil sind nach vorausgegangener erfindungsgemäßer Wärmebehandlung. Die Ti-AI-Co- und Ti-AI-Cu-Mn-Legierungen jedoch weisen bestimmte Anzeichnen von Unbeständigkeit auf. Aus diesen Ergebnissen geht hervor, daß das Mangan auf Grund seiner die ß-Phase stabilisierenden Eigenschaften für die Erhaltung dieser Phase günstig ist.

Claims

Patentansprüche: 1. Verfahren zur Wärmebehandlung von Titanlegierungen zwecks Weichglühens, bestehend aus 0,5 bis 23% eines oder mehrerer der a-Stabilisatorelemente Zinn, Antimon oder Aluminium, jedoch nicht über 19% Antimon und nicht über 12% Aluminium, sowie 0,5 bis 20% eines oder mehrerer der ß-Eutektoid-Stabilisatorelemente Kupfer, Kobalt, Nickel, Silicium oder Beryllium, jedoch nicht über 12% Kobalt oder Nickel. 3% Silicium und 2% Beryllium, und in denen die letztgenannten Elemente bis zur Hälfte durch bis zu 20% Molybdän, Vanadium, Niob und/oder Tantal, bis zu 5% Mangan, bis zu 3,5% Eisen und bis zu 12% Chrom und Wolfram ersetzt sein können, Rest über 50% Titan neben dessen üblichen Verunreinigungen, d a d u r c h g e -kennzeichnet, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung über die Ubergangstemperatur der ß-Phase hinaus so lange erhitzt werden, bis die Umwandlung in diese Phase praktisch vollständig ist, und daß dann die Legierungen langsam mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 2,5; höchstens bis zu 5,5°C in der Minute durch den eutektoiden Temperaturbereich hindurch abgekühlt werden.
2. Verfahren zur Wärmebehandlung zwecks Weichglühens von Legierungen der im Anspruch 1 angegebenen Zusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung zur Beseitigung von Spannungen und zur Förderung der Ansammlung von Zusatzmetallgefüge-Bestandteilen auf Temperaturen erhitzt werden, die 25 bis 55°C unterhalb der Eutektoidtemperatur liegen, und daß dann die Legierungen etwa auf Zimmertemperatur abkühlen gelassen werden.
3. Verfahren zum Härten von Legierungen der im Anspruch 1 angegebenen Zusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung bis über die Eutektoidtemperatur hinaus so lange erhitzt werden, bis das Gleichgewicht der Legierungen oder aber die Umwandlung in die ß-Phase praktisch erreicht ist, worauf die Legierungen rasch durch die Eutektoidtemperatur hindurch mit solcher Geschwindigkeit abgekühlt werden, die zur Erzeugung eines martensitartigen oder eines feinen Eutektoidgefüges ausreicht.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung so lange im (,t,[3-Temperaturbereich erhitzt werden, bis sich ein Gleichgewicht eingestellt hat, worauf die Legierungen rasch durch die Eutektoidtemperatur hindurch abgekühlt werden.
5. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungen so lange über die ß-Ubergangstemperatur hinaus erhitzt werden, bis die Umwandlung in die ß-Phase praktisch vollständig ist, worauf die Legierungen durch die Eutektoidtemperatur hindurch mit einer zur Bildung eines martensitartigen Gefüges ausreichenden Geschwindigkeit abgekühlt werden.
6. Verfahren zum Tempern von Legierungen, die nach einem der Ansprüche 3 bis 5 gehärtet worden sind, dadurch gekennzeichnet, daß sie längere Zeit auf Temperaturen unterhalb der Eutektoidtemperatur erhitzt werden.
7. Abänderung des Verfahrens zum Härten von Legierungen der im Anspruch 1 angegebenen Zusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungen nach der abschließenden Warmverformung über die untere kritische Temperatur hinaus erwärmt wird, bis wenigstens ein erheblicher Teil in die ß-Phase umgewandelt ist, worauf die Legierungen dann bis unter die kritische Temperatur mit solcher Geschwindigkeit abgekühlt werden, daß sich ein martensitartiges oder ein feines Eutektoidgefüge bildet. B. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungen so lange im a,ß-Temperaturbereich erhitzt werden, bis das Gleichgewicht hergestellt ist, worauf die Legierungen rasch durch die kritische Temperatur hindurch abgekühlt werden. 9. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungen so lange über die ß-Ubergangstemperatur hinaus erhitzt werden, bis die Umwandlung in die ß-Phase praktisch vollständig ist, worauf die Legierungen dann durch die untere kritische Temperatur hindurch mit solcher Geschwindigkeit abgekühlt werden, daß sich ein martensitartiges Gefüge bildet. 10. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die gehärteten Legierungen außerdem noch getempert werden, indem sie auf eine Temperatur unterhalb der Eutektoidtemperatur erhitzt werden. In Betracht gezogene Druckschriften Französische Patentschrift Nr. 1070 589; britische Patentschrift Nr. 677 413, USA.-Patentschriften Nr. 2 622 023, 2 661 286, 2669513. In Betracht gezogene ältere Patente Deutsche Patente Nr. 1 082 418, 1 120 153, 1 142 445, 1 163 556.