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DE69220292T2 - Auf TiAl basierende intermetallische Verbindung, Legierungen und Verfahren zur Herstellung dieser - Google Patents

Auf TiAl basierende intermetallische Verbindung, Legierungen und Verfahren zur Herstellung dieser

Info

Publication number
DE69220292T2
DE69220292T2 DE69220292T DE69220292T DE69220292T2 DE 69220292 T2 DE69220292 T2 DE 69220292T2 DE 69220292 T DE69220292 T DE 69220292T DE 69220292 T DE69220292 T DE 69220292T DE 69220292 T2 DE69220292 T2 DE 69220292T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
alloy
tial
temperature
phase
heat treatment
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
DE69220292T
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English (en)
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DE69220292D1 (de
Inventor
Naoya Masahashi
Munetsugu Matsuo
Youji Mizuhara
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of DE69220292D1 publication Critical patent/DE69220292D1/de
Publication of DE69220292T2 publication Critical patent/DE69220292T2/de
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Expired - Fee Related legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

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Description

  • Diese Erfindung betrifft Legierungen intermetallischer Verbindungen auf Titan- Aluminium-(TiAl-) Basis und Verfahren zu deren Herstellung. Insbesondere betrifft diese Erfindung aus mehreren Bestandteilen bestehende Systeme intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis mit hoher superplastischer Verformbarkeit und Festigkeit, die Chrom als drittes Hauptelement enthalten. Die erfindungsgemäßen Legierungen intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis werden für hitzebeständige Baumaterialien verwendet, die hohe spezifische Festigkeit erfordern.
  • Obwohl für intermetallische TiAl-Verbindungen große Erwartungen als hitzebeständiges Material gehegt werden, sind diese aufgrund geringer Duktilität schwierig umzuformen. Diese geringe Umformbarkeit, ein Haupthindernis bei der Verwendung von TiAl, kann durch zwei Verfahren verbessert werden, das heißt Anwendung eines geeigneten Umformverfahrens und Herstellung mit passender Gestaltung der Legierungsbestandteile. Die geringe Umformbarkeit wird im allgemeinen durch den Mangel an Duktilität bei Zimmertemperatur verursacht. Jedoch bleibt die Umformbarkeit von TiAl-Legierungen selbst bei höheren Temperaturen unverbessert, und deshalb können Walz-, Schmiede- und andere herkömmliche Umformverfahren nicht direkt angewandt werden.
  • Anwendbare Umformverfahren schließen nettoformnahe Herstellung, wobei ein typisches Beispiel hierfür Pulvermetallurgie ist, und modifizierte Arten von Walz-, Schmiede- und anderen herkömmlichen Umformverfahren ein, einschließlich umhüllendes und isothermes Walzen. Das Verformen von Superlegierung auf Co-Basis (S-816) (vorläufige Japanische Patentveröffentlichung Nr. 213 361 von 1986) durch umhüllendes Walzen bei Hochtemperatur (bei einer Temperatur von 1373 K und einer Geschwindigkeit von 1,5 m/min) und Formen durch isothermes Schmieden bei einer Temperatur von 800ºC (1073 K) oder mehr und einer Verformungsgeschwindigkeit 10&supmin;² s&supmin;¹ oder weniger (vorläufige Japanische Patentveröffentlichung Nr. 171 862 von 1988) wurden berichtet. Diese Verfahren erreichen Verformen und Formen, indem eine charakteristische Eigenschaft von TiAl, bei 800ºC (1073 K) Duktilität aufzuweisen, zusammen mit der Empfindlichkeit der mechanischen Eigenschaften von TiAl gegenüber der Verformungsgeschwindigkeit ausgenutzt werden. Sie sind immer noch ungeeignet für die Massenproduktion, weil zum Erreichen von zufriedenstellendem Verformen und Formen die Temperatur oberhalb 1273 K gehalten werden muß, und die Verformungsgeschwindigkeit so gering wie möglich gehalten werden muß. In einem weiteren berichteten Formverfahren wird ein gemischter Preßling aus Titan und Aluminium einer hohen Temperatur und hohem Druck ausgesetzt (vorläufige Japanische Patentveröffentlichung Nr. 140 049 von 1988). Während dieses Verfahren einen Vorteil gegenüber den vorstehend erwähnten aufweist, daß nämlich nicht nur primäres Formen, sondern auch verschiedenes sekundäres Formen geleistet werden kann, bringt die Verwendung von aktivem Titan und Aluminium unvermeidbar Beimischen von unerwünschten Verunreinigungen mit sich.
  • Ebenso wurden mehrere Verfahren zur Verbesserung der Duktilität bei Zimmertemperatur durch die Zugabe von Elementen berichtet. Während das National Research Institute for Metals of Japan die Zugabe von Mangan (vorläufige Japanische Patentveröffentlichung Nr. 41 740 von 1986) und Silber (vorläufige Japanische Patentveröffentlichung Nr. 123 847 von 1983) vorschlug, schlug die General Electric Corporation die Zugabe von Silicium (US-Patent Nr. 4 836 983), Tantal US-Patent Nr. 4 842 817), Chrom (US-Patent Nr. 4 842 819) und Bor (US-Patent Nr. 4 842 820) vor. Die Gehalte an Silicium, Tantal, Chrom und Bor in den von der General Electric Corporation vorgeschlagenen Legierungssystemen werden, basierend auf der Basis der Biegeablenkung, die durch den Vierpunktbiegeversuch beurteilt wird, bestimmt. Der Gehalt an Titan in all diesen ist entweder gleich oder höher als derjenige von Aluminium. Weitere berichtete Beispiele von verbesserter Duktilität bei hohen Temperaturen schließen die Zugabe von 0,005 bis 0,2 Gew.-% Bor (vorläufige Japanische Patentveröffentlichung Nr. 125 634 von 1988) und die gemeinsame Zugabe von 0,02 bis 0,3 Gew.-% Bor sowie 0,2 bis 5,0 Gew.-% Silicium (vorläufige Japanische Patentveröffentlichung Nr. 125 634 von 1988) ein. Zur Verbesserung weiterer Eigenschaften muß die Zugabe von mehr Elementen erwogen werden. In diesem Zusammenhang wird auf EP-A-0 405 134 und EP-A- 0 406 638 hingewiesen, die TiAlCrSi-oder TiAlCrTa-Legierungen offenbaren. Die Zugabe von Elementen nicht nur zur Verbesserung der Duktilität, sondern beispielsweise auch der Oxidationsbeständigkeit und der Kriechfestigkeit macht eine umfangreiche Einstellung der Bestandteile erforderlich. Eine Verlängerung durch Zug von 3,0% bei Zimmertemperatur wird als Maß für angemessene Duktilität angesehen. Aber dieses Niveau ist von keiner der herkömmlich vorgeschlagenen Legierungen erreicht worden. Um dieses hohe Niveau an Duktilität als solches zu erreichen, müssen Kornverfeinerung und weitere Maßnahmen zur Steuerung der Mikrostruktur zusammen mit der Anwendung geeignet gewählter Umformverfahren ergriffen werden.
  • Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, Legierungen intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis, die superplastische Verformbarkeit bei Temperaturen zur plastischen Umformung und hohe Festigkeit bei Zimmertemperatur und mittleren Temperaturen zeigen, und Verfahren zur Herstellung solcher Legierungen bereitzustellen.
  • Um die vorstehende Aufgabe zu lösen, enthält eine Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis nach Anspruch 1 dieser Erfindung Chrom und besteht im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von gamma- (γ) und beta- (β) Phasen, wobei sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet. Bei geeigneter Steuerung der Mikrostruktur durch die Auswahl der Zusammensetzung und des Umformverfahrens zeigt diese Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis eine hohe superplastische Verformbarkeit bei einer Temperatur von 1173 K oder höher.
  • Eine weitere Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis nach Anspruch 2 dieser Erfindung enthält Chrom und besteht im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von α&sub2;- und γ-Phasen, die aus einer Legierung, die im wesentlich aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, umgewandelt wurde, wobei sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet. Diese Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis zeigt zwischen Zimmertemperatur und 1073 K eine Festigkeit von 400 MPa oder mehr. Deshalb kann diese Legierung durch Ausnutzen ihrer superplastischen Verformbarkeit nahezu so wie das Profil des Endprodukts geformt werden, wobei eine hohe Festigkeit durch die nachfolgende Behandlung unter Ausnutzung der Phasenumwandlung verliehen werden kann.
  • Die erfindungsgemäßen Legierungen intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis bestehen im wesentlichen aus einer Zusammensetzung mit dem folgenden Atombruch.
  • TiaAl100-a-bCrb
  • wobei 1 ≤ b ≤ 5
  • 47,5 ≤ a ≤ 52
  • 2a + b ≥ 100.
  • Nach Anspruch 7 umfaßt ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis, die Chrom enthält und im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, wobei sich die β-Phase an γ- Korngrenzen abscheidet, die Schritte
  • - Schmelzen einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis einer gewünschten Zusammensetzung,
  • - Erstarrenlassen des geschmolzenen Metalls,
  • - Homogenisieren des erstarrten Metalls bei einer gewünschten Temperatur für eine gewünschte Dauer, und
  • - thermomechanisches Behandeln des homogenisierten Metalls, damit sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet.
  • Nach Anspruch 9 umfaßt ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis, die Chrom enthält und im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von α&sub2;- und γ-Phasen besteht, die Schritte
  • - Herstellen einer Legierung, die im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, wobei sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet,
  • - plastisches Verformen der Doppelphasen-Legierung zu einer gewünschten Form bei einer superplastischen Temperatur, und
  • - Umwandeln der Mikrostruktur der superplastisch geformten Doppelphasen-Legierung durch eine Hitzebehandlung in eine Doppelphasen-Legierung, die im wesentlichen aus α&sub2;- und γ-Phasen besteht.
  • Eine bevorzugte, erfindungsgemäße Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis besteht im wesentlichen aus einer Zusammensetzung, deren Atombruch ausgedrückt wird durch:
  • TiaAl100-a-b-cCrbXc
  • X: Nb, Mo, Hf, Ta, W, V
  • wobei 47,5 ≤ a ≤ 52
  • 1 ≤ b ≤ 5
  • 0,5 ≤ c ≤ 3
  • b ≥ c
  • 2a + b + c ≥ 100.
  • Eine weitere, bevorzugte, erfindungsgemäße Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis besteht im wesentlichen aus einer Zusammensetzung, deren Atombruch ausgedrückt wird durch:
  • TiaAl100-a-b-dCrbYd
  • Y: Si, B
  • wobei 47,5 ≤ a ≤ 52
  • 1 ≤ b ≤ 5
  • 0,1 ≤ d ≤ 2
  • 2a + b + d ≥ 100.
  • Noch eine weitere, bevorzugte, erfindungsgemäße Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis besteht im wesentlichen aus einer Zusammensetzung, deren Atombruch ausgedrückt wird durch:
  • TiaAl100-a-b-c-dCrbXcYd
  • X: Nb, Mo, Hf, Ta, W, V
  • Y: Si, B
  • wobei 47,5 ≤ a ≤ 52
  • 1 ≤ b ≤ 5
  • 0,5 ≤ c ≤ 3
  • b ≥ c
  • 0,1 ≤ d ≤ 2
  • 2a + b + c + d ≥ 100.
  • Figur 1 zeigt schematisch morphologische Änderungen in der Mikrostruktur. In (a), (b) (c) und (d) werden die Mikrostrukturen einer gegossenen, homogenisierten, isotherm geschmiedeten bzw. umgewandelten Probe gezeigt.
  • Figur 2 ist eine Mikrophotographie, die die Mikrostruktur einer isotherm geschmiedeten Probe zeigt, erhalten durch die erste, in Tabelle 1 aufgeführte, bevorzugte Ausführungsform dieser Erfindung.
  • Figur 3 ist eine Mikrophotographie, die die Mikrostruktur einer ersten isotherm geschmiedeten Probe zeigt, erhalten durch das in Tabelle 1 aufgeführte Vergleichsversuchsverfahren.
  • Figur 4 ist eine Mikrophotographie, die die Mikrostruktur einer umgewandelten Probe zeigt, erhalten durch die erste bevorzugte Ausführungsform dieser Erfindung.
  • Figur 5 ist eine Mikrophotographie, die die Mikrostruktur einer umgewandelten Probe zeigt, erhalten durch das erste, in Tabelle 1 aufgeführte Vergleichsversuchsverfahren.
  • Bezüglich der vorstehend erörterten Probleme haben die Erfinder durch empirische und theoretische Untersuchungen der grundlegenden mechanischen Eigenschaften der aus mehreren Bestandteilen bestehenden Legierungen intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis, der mechanischen Eigenschaften der Materialien, deren Mikrostruktur durch thermomechanische Umkristallisationsbehandlung gesteuert wird, und der Stabilität von Phasen, die einen großen Einfluß auf die mechanischen Eigenschaften von Legierungen haben, die folgende wirksame Lösung gefunden.
  • Zur Erreichung der gewünschten Mikrostruktursteuerung ist einfache Kornverfeinerung durch thermomechanische Umkristallisation ungenügend. Anstelle dessen wird eine Doppelphasen-Mikrostruktur, die im wesentlichen aus γ- und β-Phasen besteht, dadurch erzeugt, daß die β-Phase veranlaßt wird, sich an γ-Korngrenzen abzuscheiden. Durch die induzierte Dehnung, die durch die stark deformierbare β-Phase ausgelöst wird, hat die entstehende Legierung eine superplastische Verformbarkeit, ohne daß die Eigenfestigkeit von TiAl verloren geht. Genau gesagt, ist diese Doppelphasen- Mikrostruktur, die im wesentlichen aus γ- und β-Phasen besteht, eine Multiphasen- Mikrostruktur, die primär aus γ- und β-Phasen plus einer kleinen Menge α&sub2;-Phase besteht, die die Eigenschaften der Legierung nicht beeinflußt. Um eine höhere Festigkeit, Kriechfestigkeit und Beständigkeit gegen Versprödung durch Wasserstoff und Oxidationsbeständigkeit zu erreichen, wird das erhaltene Material mit einer superplastischen Verformbarkeit in eine Doppelphasen-Legierung umgewandelt, die aus α&sub2;- und γ-Phasen besteht. Das integrierte thermomechanische Verfahren zur Mikrostruktursteuerung, das die vorstehenden Schritte beinhaltet, bietet eine wirksame Lösung für die vorstehend erörterten Probleme, wie nachstehend beschrieben.
  • Die Abscheidung von β-Phase an γ-Korngrenzen ist für das Verleihen der vorstehenden superplastischen Verformbarkeit unbedingt notwendig. Von Chrom, Molybdän, Vanadium, Niob, Eisen und Mangan ist bekannt, daß sie β-Phase in Titanlegierungen stabilisieren. Unter diesen Elementen wurde Chrom als das dritte Element für TiAl ausgewählt, weil nur Chrom die gewünschte Abscheidung in der primären Untersuchung der Mikrostruktursteuerung bewirkte. Um die ungenügende Festigkeit der ternären TiAlCr-Legierung auszugleichen, ohne die Abscheidung von β-Phase an γ- Korngrenzen zu hemmen, wurden mehrere Elemente mit hohem Schmelzpunkt zugegeben. In einer Untersuchung der Verformbarkeit bei Zimmertemperatur vor der Anwendung der Mikrostruktursteuerung wurde für Molybdän, Vanadium, Niob, Wolfram, Hafnium und Tantal bewiesen, daß sie die Festigkeit erhöhen, wodurch die TiAl-Legierungen verbessert und verstärkt werden, ohne die Verbesserung der Druckverformbarkeit bei Zimmertemperatur aufgrund der Zugabe von Chrom zu beeinträchtigen. Die Verbesserung der Festigkeit trat nicht nur bei Zimmertemperatur, sondern auch bei höheren Temperaturen auf. Demgemäß wurden Molybdän, Vanadium, Niob, Wolfram, Hafnium und Tantal als viertes Legierungselement ausgewählt. Selbst in den quatären Systemen mit diesen Elementen erfolgte die Abscheidung von β-Phase an γ-Korngrenzen in im wesentlichen zufriedenstellender Weise. Solange die Mengen an viertem Legierungselement und Chrom, dem dritten Legierungselement, innerhalb bestimmter Grenzen gehalten wurden, ergab sich kein Problem. Anschließend wurde Mikro-Legieren mit einem fünften Element, um weitere Verstärkung zu erreichen, mit Bor und Silicium untersucht. Für diese zwei Elemente wurde bewiesen, daß sie die Festigkeit zwischen Zimmertemperatur und 1073 K merklich verbessern, ohne die Erzeugung der β-Phase durch Chrom und der festen Lösung durch die vierten Legierungselemente zu beeinträchtigen.
  • Es wird bevorzugt, daß die Legierungselemente innerhalb der folgenden Grenzen gehalten werden.
  • Die Zugabe von Chrom muß erfolgen, wobei der Gehalt an Titan höher gehalten wird als der von Aluminium. Wenn das vierte Legierungselement eine bestimmte Grenze überschreitet, beeinträchtigt die entstehende Festigkeitszunahme der Matrix die superplastische Verformbarkeit, selbst wenn sich β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet. Deshalb muß die Menge an Chrom größer als die des vierten Legierungselements sein. Ferner müssen Chrom und das vierte Legierungselement als eine direkte Substitution für Aluminium zugegeben werden. Um die Abscheidung von β-Phase sicherzustellen, muß außerdem die Zugabe von Chrom wenigstens 1% (Atomgewicht-%, dies gilt für alle angegebenen Prozentsätze) betragen. Bei weniger als 1% scheidet sich nicht genügend β-Phase an γ-Korngrenzen ab, um die gewünschte superplastische Verformbarkeit zu verleihen. Bei mehr als 5% tritt eine abgeschiedene Phase, die primär aus Titan und Chrom besteht, in der Matrix auf, wodurch die Dichte der Legierung zwecklos gesteigert wird, obwohl die Superplastizität unvermindert bleibt.
  • Der Kernpunkt der Betrachtung bei der Zugabe des vierten Legierungselements ist, seine Menge unterhalb derjenigen von Chrom zu halten. Wie berichtet worden ist, gestatten insbesondere Molybdän (30.1.1990. 53rd Study Meeting on Superplasticity im Osaka International Exchange Center) und Titan (Metall. Trans. A, 14A (1983), 2170) die Abscheidung der β-Phase in der Matrix. Die verstärkte Matrix beschädigt die an γ-Korngrenzen erzeugte β-Phase. Derart muß die Abscheidungsstelle von β-Phase auf γ-Korngrenzen begrenzt sein. Die hier genannten Erfinder fanden, daß die in der Matrix abgeschiedene β- Phase zur Verbesserung der Festigkeit beiträgt, aber nicht dazu, die Verformbarkeit zu sichern. Deshalb muß die Menge des vierten Legierungselements immer kleiner als die von Chrom sein und im Bereich von 0,5 bis 3% liegen. Bei weniger als 0,5% verbessert Zugeben des vierten Legierungselements nicht definitiv die Verstärkung der Lösung. Die Obergrenze ist auf 3% festgelegt, weil übermäßiges Verstärken der Matrix unnötig ist, um die Verformbarkeit bei hohen Temperaturen durch die Abscheidung von β-Phase an γ- Korngrenzen sicherzustellen. Unzulängliches Verstärken kann durch die Hitzebehandlung zur Umwandlung, die nachfolgend angewandt werden soll, angemessen ausgeglichen werden.
  • Silicium und Bor werden als fünftes Legierungselement hinzugefügt, um die Festigkeit bei Temperaturen unterhalb von mittleren Temperaturen zu erhöhen. Eine geringe Zugabe dieser Elemente hilft bei der Lösungsverstärkung und beim Abscheidungshärten durch eine fein verteilte abgeschiedene Phase. Die Menge des fünften Legierungselements wird so bestimmt, daß das Erzeugen von β-Phase an γ-Korngrenzen und die Wirkung des vierten Legierungselements zur Verbesserung der Erzeugung der Lösungsverstärkung in der Matrix nicht verschlechtert werden. Während keine merkliche Verstärkung bei weniger als 0,1% erreicht wird, verfestigt die abgeschiedene Phase bei mehr als 2% die Matrix übermäßig, wobei infolgedessen sogar die an γ-Korngrenzen abgeschiedene β-Phase die akkumulierte Dehnung nicht entspannt.
  • Eine feinkörnige Doppelphasen-Mikrostruktur, die im wesentlichen aus γ- und β- Phasen besteht, wobei sich β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet und γ-Phase die Matrix bildet, wird sodann durch Anwenden von Homogenisieren und thermomechanischen Hitzebehandlungen vorzugsweise unter den folgenden Bedingungen erhalten.
  • Die Probe der geschmolzenen Legierung wird durch eine Hitzebehandlung für eine Dauer von 2 bis 100 Stunden bei einer Temperatur zwischen 1273 K und der Solidustemperatur homogenisiert. Diese Behandlung entfernt die Blockseigerung, die im Schmelzverfahren eingetreten ist. Ebenso stabilisiert die Einstellung des strukturellen Gleichgewichts die lamellare Phase, die aus anfänglicher α&sub2;-Phase und etwas sich darin abscheidender β-Phase besteht. Die entstehende, feinkörnige Doppelphasen-Mikrostruktur, die aus γ- und β-Phasen besteht, enthält eine kleine Menge α&sub2;-Phase, bei der es trotz der thermomechanischen Hitzebehandlung mißlang, diese in β-Phase umzuwandeln. Die α&sub2;- Phase ist sehr gering, wobei sie nicht mehr als einige Prozente, bezogen auf den Volumenbruch, ausmacht und für diese Erfindung bedeutungslos ist.
  • Die thermomechanische Hitzebehandlung muß unter solchen Bedingungen durchgeführt werden, daß die anfängliche gegossene Doppelphasen-Mikrostruktur, die aus γ- und α&sub2;-Phasen besteht, aufgebrochen wird, um die Umkristallisation der γ-Phase zu ermöglichen. Denkbar ist, daß die abgeschiedene β-Phase, die durch thermische Umwandlung oder eine andere, der thermomechanischen Behandlung vorangehende Hitzebehandlung erzeugt wurde, der durch die thermomechanische Behandlung induzierten Deformation, um die Umkristallisation der γ-Phase zu verursachen, ausreichend standhalten kann. Schließlich wird von der umkristallisierten γ-Phase angenommen, daß sie sich zu einer Mikrostruktur, die aus an γ-Korngrenzen abgeschiedener β-Phase besteht, ändert, wobei die im Verlauf des Kornwachstums deformierte β-Phase als eine Barriere dient. Basierend auf der aus den empirischen Ergebnissen abgeleiteten, vorstehenden Annahme wurden die erforderlichen Bedingungen der thermomechanischen Hitzebehandlung untersucht. Wenn Chrom als das dritte Legierungselement verwendet wird, wie von den Erfindern offenbart, wird β-Phase in α&sub2;-Phase der anfänglichen lamelleren Struktur im Schmelzverfahren erzeugt. Daher ist die thermomechanische Umkristallisation zur Erzeugung der β-Phase nicht unbedingt wesentlich. Deshalb liegt die Temperatur, in dem Bereich, in dem die γ-Phase umkristallisiert wird, zwischen 1173 K und der Solidustemperatur. Unterhalb von 1173 K findet keine angemessene Umkristallisation von γ-Körnern und, als Folge davon, keine Kristalliation von β-Phase an γ-Korngrenzen statt. Um eine einheitliche Mikrostruktur zu erhalten, wurde der Prozentsatz an Umformung auf 60% und mehr festgelegt. Umformung unterhalb dieses Grads hinterläßt nichtumkristallisierte Bereiche. Dann bildet sich keine zufriedenstellende Doppelphasen-Mikrostruktur, die im wesentlichen aus γ- und β-Phasen besteht, wobei sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet, und etwas in der Matrix verbliebene β-Phase hemmt die Verleihung von superplastischer Verformbarkeit.
  • Wenn die anfängliche Verformungsgeschwindigkeit 0,5 s&supmin;¹ oder mehr beträgt, scheidet sich β-Phase an γ-Korngrenzen nicht genügend ab, weil nichtumkristallisierte deformierte Strukturen zusätzlich zu umkristallisierten Mikrostrukturen erzeugt werden. Wenn die anfängliche Verformungsgeschwindigkeit weniger als 5 10&supmin;&sup5; s&supmin;¹ beträgt, wachsen feine umkristallisierte γ-Körner, wodurch die diesen eigene Superplastizität drastisch verschlechtert wird. Das Ergebnis ist der Verlust an Superplastizität, welche diese Erfindung kennzeichnet, sowie eine merkliche Produktivitätsabnahme. Unter diesen Bedingungen beträgt der Volumenbruch an β-Phase an γ-Korngrenzen zwischen 2 und 25%. Unterhalb von 2% ist nicht genügend β-Phase zum superplastischen Umformen vorhanden. Oberhalb von 25% ist die Festigkeit, die von Legierungen auf TiAl-Basis gefordert wird, unerreichbar.
  • Die thermomechanische Hitzebehandlung wird in einer nichtoxidierenden Atmosphäre und in einem Vakuum von 0,667 Pa (5 10&supmin;³ Torr) oder weniger durchgeführt. In einer oxidierenden Atmosphäre oder bei einem geringeren Vakuum werden die Legierungen intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis oxidiert, wodurch verschiedene Eigenschaften verschlechtert werden. Die Abkühlgeschwindigkeit beträgt wenigstens 10 K/min. Bei einer Legierung, die im wesentlichen aus γ-Phase und aus an deren Korngrenzen abgeschiedener β-Phase besteht, wird superplastisches Umformen zunächst durch Ausnutzen der β-Phase erreicht. Wenn mit einer langsameren Geschwindigkeit als 10 K/min abgekühlt wird, wandelt sich jedoch ein Teil der β-Phase in α&sub2;- und γ-Phase um, wodurch die ausgezeichnete superplastische Verformbarkeit der Legierung verschlechtert wird. In der zweiten Stufe nimmt die Festigkeit der Legierung, die superplastisch umgeformt wurde, zu, indem β- und γ-Phasen in α&sub2;- und γ-Phasen umgewandelt werden. Bei dieser Hitzebehandlung zur Umwandlung sind die Temperatur und Dauer wichtig, aber die Abkühlgeschwindigkeit ist nicht wesentlich. Betrachtet man die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens, so gibt es keine Notwendigkeit die Abkühlgeschwindigkeit übermäßig zu verringern. Das Ziel der Hitzebehandlung zur Umwandlung wird erreicht, wenn die Ablühlgeschwindigkeit größer als 10 K/min ist. Die untere Temperaturgrenze wird auf 873 K festgesetzt, um die zur Verwirklichung der superplastischen Deformation notwendige β-Phase so stabil wie möglich zu halten, weil die Abkühlgeschwindigkeit und die untere Temperaturgrenze der Stabilisierung der lamellaren Struktur im TTT-Diagramm äquivalent sind. Weil die untere Temperaturgrenze so hoch wie möglich gehalten werden muß, wurden 873 K als die höchstmögliche Temperatur gewählt. Unterhalb dieser Temperatur wird die lamellare Struktur stabiler, und im nachfolgenden Verfahren der Hitzebehandlung zur Umwandlung wird Wiedererhitzen notwendig, wodurch die Komplexität des Verfahrens größer wird.
  • Die Ti-Legierungskapseln, die die Proben enthalten, mit denen das isotherme Schmieden, Warmstrangpressen und Walzen durchgeführt wird, wurden auf 0,667 Pa (5 10&supmin;³ Torr) oder weniger evakuiert, damit die Proben nicht mit der Atmosphäre in Kontakt kommen, um ihre Oxidation zu verhindern, wodurch es möglich wird, daß die nachfolgenden thermomechanischen Hitzebehandlungen in der Atmosphäre durchgeführt werden. Die Proben, mit denen das isotherme Schmieden, Warmstrangpressen und Walzen durchgeführt wird, wurden zugunsten der Einfachheit des Verfahrens in die Ti- Legierungskapseln eingehüllt, weil die Ti-Legierung für den minimal notwendigen Schutz vor Oxidation sorgen kann, der durch die anschließenden Verfahren zur thermomechanischen Struktursteuerung erforderlich wird.
  • Die Kapseln oder Hülsen aus der Ti-Legierung wurden wegen der geringen Reaktivität an der Kontaktgrenzfläche mit dem untersuchten Material und des passenden Festigkeitsverhältnisses der Probe zur Ti-Legierung bei der Umformtemperatur verwendet. Wenn die Festigkeit des untersuchten Materials sehr viel höher ist als die der Kapsel oder Hülse, wirkt auf die Proben fast kein hydrostatischer Druck ein, weil die Kapsel oder Hülse die Umformdehnung trägt. Im schlechtesten Fall kann die Kapsel oder Hülse vor der Mikrostruktursteuerung brechen. Im gegenteiligen Fall wird die Umformdehnung durch die Deformation der Kapsel oder Hülse verbraucht. Anschließend nimmt die Last, welche die Probe umformt, ab, wodurch der Fortschritt der thermomechanischen Umkristallisation verzögert wird. Im schlechtesten Fall kann die Kapsel oder Hülse brechen.
  • In der ersten Stufe wird die Mikrostruktur mit ausgezeichneter superplastischer Verformbarkeit durch die thermomechanische Behandlung hergestellt. Anschließend wird die β-Phase durch die Hitzebehandlung zur Umwandlung in der zweiten Stufen zum Verschwinden gebracht, was durch Ausnutzen der Tatsache bewirkt wird, daß die in der ersten Stufe erzeugte β-Phase eine metastabile Phase ist. Dies bedeutet, daß β-Phase, die nicht zur Festigkeit beiträgt, durch das Gleichgewicht in der Hitzebehandlung in die Doppelphase aus α&sub2;- und γ-Phase umgewandelt wird, die zur Festigkeit beiträgt. Die Erfinder offenbarten, daß die in der ersten Stufe erzeugte β-Phase bei Anwendung der geeigneten Hitzebehandlung leicht verschwindet. Weitere Untersuchungen offenbarten, daß die β-Phase in einem Nichtgleichgewichtszustand existiert. In Anbetracht der Stabilität der β-Phase wird die Hitzebehandlung zur Umwandlung zwischen 1173 K und der Solidustemperatur für eine Dauer von 2 bis 24 Stunden angewandt. Die in der ersten Stufe erzeugte β-Phase, die sich thermisch in einem metastabilen Zustand befindet, wandelt sich leicht in eine Doppelphasen-Mikrostruktur, die aus α&sub2;- und γ-Phasen besteht, um. Unterhalb von 1173 K dauert die Umwandlung unwirtschaftlich lange. Der Volumenbruch der in der Hitzebehandlung zur Umwandlung erzeugten α&sub2;-Phase hängt vom Volumenbruch der β-Phase an den anfänglichen γ-Korngrenzen ab. Um superplastische Deformation ohne Beeinträchtigung der Festigkeit der γ-Phase herbeizuführen, sollte die β- Phase an γ-Korngrenzen vorzugsweise 2 bis 25% betragen, wie vorstehend erwähnt. Der Volumenbruch der α&sub2;-Phase, die durch Beseitigen der β-Phase im vorstehenden Bereich erzeugt wurde, wird in Abhängigkeit von der anfänglichen β-Phase und den Bedingungen der angewandten Hitzebehandlung zur Umwandlung natürlich mindestens 5% oder maximal 40% betragen. Wenn der Prozentsatz der anfänglichen β-Phase weniger als 2% beträgt, oder die Dauer und Temperatur der Hitzebehandlung zur Umwandlung nicht lange und hoch genug sind, um die β-Phase zu beseitigen, wird der Prozentsatz unter 5% liegen. In diesem Fall verbleibt ein Teil der β-Phase unentfernt, und die gewünschte Verbesserung bezüglich Festigkeit wird nicht erreicht. Wenn der Prozentsatz der anfänglichen β-Phase mehr als 25% beträgt, oder die Dauer und Temperatur der Hitzebehandlung zur Umwandlung länger und höher sind, übersteigt der Prozentsatz der α&sub2;-Phase 40%. Diese Bedingungen sind praktisch bedeutungslos, da keine weitere Verfestigung möglich ist. Der Mechanismus der Verfestigung hängt lediglich von der Phasenumwandlung der metastabilen β-Phase an γ-Korngrenzen ab, nicht aber von irgendwelchen anderen Faktoren. Solange der Prozentsatz der β-Phase an γ-Korngrenzen innerhalb von 25% bleibt, übersteigt der Volumenbruch der α&sub2;-Phase, die durch Phasenumwandlung daraus erzeugt wurde, nicht unbedingt 40%.
  • Figur 1 zeigt schematisch morphologische Änderungen in der soeben beschriebenen Mikrostruktur. Figur 1 (a) zeigt die Mikrostruktur einer gegossenen Probe, die durch Erstarren einer geschmolzenen, chromhaltigen Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis hergestellt wurde. Die erstarrte Struktur ist eine grobe Struktur, die aus lamellaren Kolonien 1 aus γ- und α&sub2;-Phasen besteht. Figur 1 (b) zeigt die Mikrostruktur einer homogenisierten Probe, die aus gleichachsigen Körnern besteht, die einige lamellare Kolonien 1 enthalten. Inseln von β-Phase 3 existieren in den Matrizen der γ-Phase 2 und der lamellaren Kolonien 1 (der α&sub2;-Phase). Figur 1 (c) zeigt die Mikrostruktur einer isotherm geschmiedeten Probe, in der sich 1 bis 5 µm breite Filme der β-Phase 5 an den Grenzen der γ-Körner 4 abscheiden, die als Ergebnis der Umkristallisation auch zu gleichachsigen Körnern verfeinert wurden. Figur 1 (d) zeigt die Mikrostruktur einer thermisch umgewandelten Probe, in der γ-Körner 6 unvergröbert bleiben. Die in Figur 1 (c) gezeigte, metastabile β-Phase ist als Ergebnis der Phasenumwandlung in stabile α&sub2;- und γ- Phasen verschwunden. Ob die α&sub2;-Phase lamellare Kolonien erzeugt oder nicht, hängt von den Bedingungen der Hitzebehandlung zur Umwandlung ab.
    • Beispiele
  • Barren mit ungefähr 80 mm Durchmesser und ungefähr 300 mm Länge von Legierungen intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis wurden aus verschiedenen Gemischen aus hochreinem Titan (Reinheit 99,9 Gew.-%), Aluminium (Reinheit 99,99 Gew.-%) und Chrom (Reinheit 99,3 Gew.-%) hergestellt, die durch das Plasmaschmelzverfahren geschmolzen wurden. Die Barren wurden 96 Stunden im Vakuum bei 1323 K homogenisiert. In Tabelle 1 sind die chemisch analysierten Zusammensetzungen der homogenisierten Barren angegeben. Zusätzlich zu den in Tabelle 1 aufgeführten Bestandteilen enthielten die Legierungen 0,009 bis 0,018% Sauerstoff, 0,002 bis 0,009% Stickstoff, 0,003 bis 0,015% Kohlenstoff und 0,02% Eisen. Als Folge der Homogenisierung wurden die Körner, welche die Barren ausmachten, gleichachsig. Die Korngröße der Proben, welche Beispiel 1 dieser Erfindung darstellen, betrug 80 µm. Tabelle 1-1
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich Tabelle 1-2
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich
  • Die zylindrischen Barren mit 35 mm Durchmesser und 42 mm Länge, die aus den vorstehenden Barren durch das Elektroentladungsverfahren herausgeschnitten wurden, wurden isotherm geschmiedet. Im isothermen Schmiedeverfahren wurden die Probe bei 1473 K im Vakuum mit einer anfänglichen Verformungsgeschwindigkeit von 10&supmin;&sup4; s&supmin;¹ um 60% verringert. Figur 2 ist eine Mikrophotographie, welche die Struktur der isotherm geschmiedeten Probe zeigt, die Beispiel 1 dieser Erfindung darstellt. Während die Größe der gleichachsigen, feinkörnigen γ-Körner im Mittel 20 µm betrug, schied sich an den Korngrenzen eine Phase nieder, die nicht dicker als wenige µm war. Die an den Korngrenzen abgeschiedene Phase wurde als β-Phase identifiziert. Figur 3 ist eine Mikrophotographie der Mikrostruktur der isotherm geschmiedeten Probe, welche die Versuchslegierung zum Vergleich 1 darstellt. Wenngleich die Struktur aus gleichachsigen, feinen Körnern bestand, die im Mittel 25 µm Durchmesser hatten, wurde an den Korngrenzen keine abgeschiedene Phase beobachtet.
  • Proben für Untersuchungen der Zugfestigkeit mit einem Querschnittsmaß von 11,5 mm 3 mm 2 mm wurden aus den isotherm geschmiedeten Barren durch das Drahtschneideverfahren herausgeschnitten. Untersuchungen der Zugfestigkeit wurden bei verschiedenen Verformungsgeschwindigkeiten und Temperaturen im Vakuum durchgeführt. Jede Untersuchung wurde solange fortgesetzt, bis die Probe bei einer fest eingestellten anfänglichen Verformungsgeschwindigkeit und Temperatur riß, und eine echte Spannungechte Dehnungs-Kurve wurde aus dem erhaltenen Ergebnis abgeleitet. Der Empfindlichkeitsfaktor der Verformungsgeschwindigkeit (m) und die Verlängerung wurden aus der echte Spannung-echte Dehnungs-Kurve abgeleitet. Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse, die bei einer Temperatur von 1473 K und einer echten Spannung von 0,1 erhalten wurden.
  • Wie in Tabelle 1 zu sehen ist, wurde die Verlängerung der erfindungsgemäßen Legierungen bei hohen Temperaturen bemerkenswert verbessert, und der Exponent m lag über 0,3, was den Punkt darstellt, wo Superplastizität eintritt. Im Gegensatz hierzu zeigte keine der Versuchslegierungen zum Vergleich derart hohes Formänderungsvermögen, wie dies bei den erfindungsgemäßen Legierungen selbst bei hohen Temperaturen beobachtet wurde. Das Querschnittsmaß der Proben, die Superplastizität zeigten, wurde gleichförmig deformiert, ohne sich einzuschnüren. Ihre β-Phase an den Korngrenzen dehnte sich nach der Untersuchung der Zugfestigkeit bei hoher Temperatur entlang der Korngrenzen. Zum Vergleich, alle Versuchslegierungen zum Vergleich schnürten sich ein.
  • Tabelle 2 zeigt die Beziehung zwischen den Bedingungen beim Homogenisieren und der thermomechanischen Hitzebehandlung und superplastischer Verformbarkeit. Tabelle 2-1
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich Tabelle 2-2
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich Tabelle 2-3
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich
  • Wie in Tabelle 2 gezeigt, lag bei allen erfindungsgemäßen Legierungen der Wert des Exponenten m über 0,3, was den Punkt darstellt, an dem Superplastizität eintritt, und für alle Versuchsmaterialien zum Vergleich unterhalb 0,3.
  • Die vorstehend beschriebenen Legierungen mit einer β+γ-Doppelphasen-Mikrostruktur wurden 12 Stunden bei 1323 K zur Umwandlung hitzebehandelt. Figur 4 zeigt die Mikrostruktur der Probe, die Beispiel 7 dieser Erfindung darstellt, nach der Hitzebehandlung zur Umwandlung. Wie in Figur 4 gezeigt, blieb die Anfangsgröße von γ-Körnern, ungefähr 18 µm, da keine Vergröberung eintrat, unverändert, obwohl die Konfiguration der β-Phase an Korngrenzen unklar wurde. Figur 5 zeigt die Mikrostruktur der Probe, welche die Versuchslegierung zum Vergleich 9 darstellt, in der sich durch Anwendung der Hitzebehandlung zur Umwandlung eine Vergröberung von γ-Körnern ergab.
  • Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse einer Untersuchung der Zugfestigkeit bei einer Temperatur von 1473ºC und einer Verformungsgeschwindigkeit von 5 10&supmin;&sup4; s&supmin;¹, die auf die Proben nach der Hitzebehandlung zur Umwandlung einwirkte. Tabelle 3 zeigt auch die Beziehung zwischen Bedingungen der Hitzebehandlung zur Umwandlung und der Festigkeit.
  • Die Proben in Tabelle 3 wurden unter den gleichen Bedingungen wie in Tabelle 1 homogenisiert und thermomechanisch hitzebehandelt, wie nachstehend gezeigt.
    • Hitzebehandlung zu Homogenisierung:
  • Temperatur: 1323 K
  • Dauer: 96 Stunden
    • Thermomechanische Hitzebehandlung:
  • Temperatur: 1473 K
  • Dehnungsgeschwindigkeit: 10&supmin;&sup4; s&supmin;¹
  • Umformgrad: 60%
  • Umformart: Schmieden (ohne Umhüllung)
  • Abkühlgeschwindigkeit: 10 K/min Tabelle 3-1
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich Tabelle 3-2
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich Tabelle 3-3
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich Tabelle 3-4
  • P: bevorzugte Ausführungsform C: Versuchslegierung zum Vergleich
  • Wie aus Tabelle 3 offensichtlich, bewiesen die erfindungsgemäßen Legierungen, daß sie hohe Festigkeit und Verlängerung besitzen. Beim Vergleich bewiesen die Versuchslegierungen zum Vergleich, daß sie als Strukturmaterialien ungeeignet sind, da lediglich eine der Eigenschaften Festigkeit und Verlängerung hoch ist, und nicht beide. Tabelle 3 zeigt die Änderungen im Volumenbruch von α&sub2;- und β-Phasen, die sich aus der Anwendung der Hitzebehandlung zur Umwandlung ergaben, wie durch Bildverarbeitungsanalyse bestimmt. In den erfindungsgemäßen Legierungen, wie aus Tabelle 3 offensichtlich ist, verschwand als Folge der Hitzebehandlung zur Umwandlung β-Phase und α&sub2;-Phase erschien. Im Gegensatz hierzu existierte in den Versuchslegierungen zum Vergleich α&sub2;-Phase unabhängig von der Hitzebehandlung zur Umwandlung, wobei der Volumenbruch der β-Phase sehr klein war. Das Verschwinden von β-Phase an sich bewirkte eine Verlängerungsabnahme und eine Festigkeitszunahme in den erfindungsgemäßen Legierungen. In den Versuchslegierungen zum Vergleich verringerte die Vergröberung von γ-Körnern sowohl Verlängerung als auch Festigkeit.

Claims (19)

1. Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis, die Chrom enthält und im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, wobei sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet, dadurch gekennzeichnet, daß der Volumenbruch der β-Phase, die sich an γ-Korngrenzen abscheidet, zwischen 2 und 25% liegt, wobei die Legierung neben Verunreinigungen aus einer Zusammensetzung besteht, deren Atombruch ausgedrückt wird durch:
TiaAl100-a-bCrb
wobei 1 ≤ b ≤ 5
47,5 ≤ a ≤ 52
2a + b ≥ 100,
oder TiaAl100-a-b-cCrbXc
X: Nb, Mo, Rf, Ta, W, V
wobei 47,5 ≤ a ≤ 52
1 ≤ b ≤ 5
0,5 ≤ c ≤ 3
b ≥ c
2a + b + c ≥ 100,
oder TiaAl100-a-b-dCrbYd
Y: Si, B
wobei 47,5 ≤ a ≤ 52
1 ≤ b ≤ 5
0,1 ≤ d ≤ 2
2a + b + d ≥ 100,
oder TiaAl100-a-b-c-dCrbXcYd
X: Nb, Mo, Hf, Ta, W, V
Y: Si, B
wobei 47,5 ≤ a ≤ 52
1 ≤ b ≤ 5
0,5 ≤ c ≤ 3
b ≥ c
0,1 ≤ d ≤ 2
2a + b + c + d ≥ 100.
2. Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis, die Chrom enthält und im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von α&sub2;- und γ-Phasen besteht, wobei eine Legierung nach Anspruch 1 durch Hitzebehandlung in die Doppelphasen- Mikrostruktur von α&sub2;- und γ-Phasen umgewandelt wird.
3. Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl-Basis nach Anspruch 2, die einen Volumenbruch der α&sub2;-Phase von 5 bis 40% hat.
4. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis, die Chrom enthält und im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, nach Anspruch 1, umfassend die Schritte
- Herstellung einer geschmolzenen Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis einer gewünschten Zusammensetzung,
- Erstarrenlassen der geschmolzenen Legierung,
- Homogenisieren der erstarrten Legierung durch Hitzebehandlung, und
- thermomechanisches Umformen der homogenisierten Legierung, wodurch sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet.
5. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis nach Anspruch 4, in dem
- die Hitzebehandlung zur Homogenisierung 2 bis 100stündiges Halten der erstarrten Legierung in einem Temperaturbereich von 1273 K bis zur Solidustemperatur umfaßt, und
- die thermomechanische Hitzebehandlung umfaßt
- plastisches Umformen der homogenisierten Legierung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur zwischen 1173 K und der Solidustemperatur, einer anfänglichen Verformungsgeschwindigkeit von höchstens 0,5 s&supmin;¹ und einem Umformgrad von wenigstens 60%, und
- Abkühlen der plastisch umgeformten Legierung von der Temperatur, die beim plastischen Umformen angewandt wurde, auf eine Temperatur von wenigstens 873 K bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 K/min oder mehr.
6. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis, die Chrom enthält und im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von α&sub2;- und γ-Phasen besteht, nach einem der Anspruche 2 bis 5, umfassend die Schritte
- Herstellen einer Legierung, die im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, wobei sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet, und
- Umwandeln der Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen in eine Doppelphasen-Mikrostruktur von α&sub2;- und γ-Phasen durch Hitzebehandlung.
7. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis nach Anspruch 6, in dem die Herstellung einer Legierung, die im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, die Schritte umfaßt
- Herstellen einer geschmolzenen Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis einer gewünschten Zusammensetzung,
- Erstarrenlassen der geschmolzenen Legierung,
- Homogenisieren der erstarrten Legierung duch Hitzebehandlung, und
- thermomechanisches Umformen der homogenisierten Legierung, wodurch sich die β-Phase an γ-Korngrenzen abscheidet.
8. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis nach Anspruch 7, in dem
- die Hitzebehandlung zur Homogenisierung 2- bis 100stündiges Halten der erstarrten Legierung in einem Temperaturbereich von 1273 K bis zur Solidustemperatur umfaßt, und
- die thermomechanische Hitzebehandlung umfaßt
- plastisches Umformen der homogenisierten Legierung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur zwischen 1173 K und der Solidustemperatur, einer anfänglichen Verformungsgeschwindigkeit von höchstens 0,5 s&supmin;¹ und einem Umformgrad von wenigstens 60% und
- Abkühlen der plastisch umgeformten Legierung von der Temperatur, die beim plastischen Umformen angewandt wurde, auf eine Temperatur von wenigstens 873 K mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 K/min oder mehr.
9. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis entweder nach Anspruch 5 oder 8, in dem die nichtoxidierende Atmosphäre ein Vakuum von weniger als 0,667 Pa ist.
10. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis entweder nach Anspruch 5 oder 8, in dem die nichtoxidierende Atmosphäre aus einer Inertgasatmosphäre besteht.
11. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis entweder nach Anspruch 5 oder 8, in dem das plastische Umformen isothermes Schmieden umfaßt.
12. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis entweder nach Anspruch 5 oder 8, in dem das plastische Umformen Walzen umfaßt.
13. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis entweder nach Anspruch 5 oder 8, in dem das plastische Umformen Warmstrangpressen umfaßt.
14. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis entweder nach Anspruch 5 oder 8, in dem die homogenisierte Legierung in einem Behälter aus einer Ti-Legierung in der Atmosphäre plastisch umgeformt wird, wobei der Behälter auf ein Vakuum von weniger als 0,667 Pa evakuiert und durch Elektronenstrahlschweißen hermetisch verschlossen wurde.
15. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis entweder nach Anspruch 5 oder 8, in dem die homogenisierte Legierung in einer Umhüllung aus einer Ti-Legierung, die sich in der Atmosphäre befindet, plastisch umgeformt wird.
16. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis nach Anspruch 6, in dem die Hitzebehandlung zur Umwandlung nach dem plastischen Verformen der Legierung, die im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, in eine gewünschte Form bei einer superplastischen Deformationstemperatur angewandt wird.
17. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis nach Anspruch 16, in dem die Herstellung einer Legierung, die im wesentlichen aus einer Doppelphasen-Mikrostruktur von γ- und β-Phasen besteht, die Schritte umfaßt
- Herstellen einer geschmolzenen Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis einer gewünschten Zusammensetzung,
- Erstarrenlassen der geschmolzenen Legierung,
- Homogenisieren der erstarrten Legierung durch Hitzebehandlung, und
- Anwenden einer thermomechanischen Hitzebehandlung auf die homogenisierte Legierung.
18. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis nach Anspruch 17, in dem
- die Hitzebehandlung zur Homogenisierung 2- bis 100stündiges Halten der erstarrten Legierung in einem Temperaturbereich von 1273 K bis zur Solidustemperatur umfaßt,
- die thermomechanische Hitzebehandlung umfaßt
- plastisches Umformen der homogenisierten Legierung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur zwischen 1173 K und der Solidustemperatur, einer anfänglichen Verformungsgeschwindigkeit von höchstens 0,5 s&supmin;¹ und einem Umformgrad von wenigstens 60% und
- Abkühlen der plastisch umgeformten Legierung von der Temperatur, die beim plastischen Umformen angewandt wurde, auf eine Temperatur von wenigstens 873 K mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 K/min oder mehr, und
- die Hitzebehandlung zur Umwandlung 2- oder mehrstündiges Halten der plastisch umgeformten Legierung in einem Vakuum von weniger als 0,667 Pa bei einer Temperatur zwischen 1123 K und der Solidustemperatur umfaßt.
19. Verfahren zur Herstellung einer Legierung intermetallischer Verbindungen auf TiAl- Basis nach Anspruch 17, in dem
- die Hitzebehandlung zur Homogenisierung 2- bis 100stündiges Halten der erstarrten Legierung in einem Temperaturbereich von 1273 K bis zur Solidustemperatur umfaßt,
- die thermomechanische Hitzebehandlung umfaßt
- plastisches Umformen der homogenisierten Legierung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur zwischen 1173 K und der Solidustemperatur, einer anfänglichen Verformungsgeschwindigkeit von höchstens 0,5 s&supmin;¹ und einem Umformgrad von wenigstens 60% und
- Abkühlen der plastisch umgeformten Legierung von der Temperatur, die beim plastischen Umformen angewandt wurde, auf eine Temperatur von wenigstens 873 K mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 K/min oder mehr, und
- die Hitzebehandlung zur Umwandlung umfaßt
- 2- bis 24stündiges Halten der plastisch umgeformten Legierung in der Apparatur, in der die plastische Umformung durchgeführt wurde, bei einer Temperatur von 1123 K bis zur Solidustemperatur, und
- anschließend Abkühlen der Legierung von der Temperatur, die beim plastischen Umformen angewandt wurde, auf eine Temperatur von höchstens 873 K bei einer Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 10 K/min.
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