DE3809550A1 - Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung eines leichten und warmfesten bauteiles - Google Patents

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur pulver­ metallurgischen Herstellung eines leichten und warmfesten Bauteiles aus einer Legierung, enthaltend 45 bis 56 At.-% Aluminium nach den Verfahrensschritten

• a) Mischen von elementaren Metallpulvern unter Schutzgas,
• b) Entgasung der Pulvermischung mittels Unterdruck,
• c) Verdichten der entgasten Pulvermischung und
• d) Reaktionssintern der vorverdichteten Pulvermischung.

Aus DE 33 30 597 ist ein Verfahren zur Herstellung eines Le­ gierungszusatzes für Aluminium-Leichtbauteile aus einer reinen Lithium-Aluminiumverbindung der Betaphase bekannt, hergestellt aus elementarem Lithiumpulver und elementarem Aluminiumpulver. Unter den angegebenen Bedingungen, insbesondere dem geringen Druck (50 bis 500 bar) bei der Vorverdichtung der Pulvermischung hat das erzeugte Endprodukt eine sehr hohe Restporosität von 2,5 bis 6%. Eine derartig hohe Restporosität ist zur Erzielung warmfester Bauteile vollkommen ungeeignet. Auch bei geringem Druck und ohne äußere Beheizung der Pulvermischung beginnt nach diesem Verfahren zumindest örtlich eine Reaktion zwischen den Legierungsbestandteilen schon bei der Vorverdichtung. Bei hoch­ warmfesten Legierungen, wie z.B. TiAl, bildet sich in diesem Fall ein Gerüst aus sehr festen Phasen, das eine ausreichende Verdichtung verhindert. Eine Verminderung der Restporosität oder gar eine Formgebung kann dann nur noch bei sehr hoher Temperatur und hohem Druck erreicht werden.

Zur Herstellung von Bauteilen aus TiAl-Legierungen werden z.Z. hauptsächlich schmelzmetallurgische Verfahren angewendet. Die stückigen oder pulverigen Ausgangsstoffe Titan und Aluminium werden zusammen mit etwaigen Legierungselementen im Lichtbogen- oder Elektronenstrahlofen bei Temperaturen zwischen 1700 und ca. 2000°C eingeschmolzen. Zur Gewährleistung ausreichender Homogenität der Legierungen werden aus der Schmelze zunächst vergleichsweise kleine Stücke, sog. Knöpfe, gegossen. Dabei muß im Lichtbogenofen unter Schutzgas, im Elektronenstrahlofen unter Vakuum gearbeitet werden. Mehrere dieser Knöpfe werden unter den gleichen Bedingungen in wassergekühlten Kupferkokillen zusammen­ geschmolzen und in keramischen Formen oder Graphitformen zu Blöcken vergossen.

Schmelzmetallurgisch hergestellte Legierungen sind zur Herstel­ lung von Formgußteilen ungeeignet, da kein feinkörniges Gefüge im Guß erzielt werden kann, vielmehr liegen die stark streuenden Korngrößen zwischen 50 und 1000 µ. Ein feinkörniges Gefüge mit Korngrößen unter 50 µ ist jedoch zur Gewährleistung guter Warm­ festigkeitseigenschaften zwingend notwendig. Zudem neigen solche Legierungen zu starker Rißanfälligkeit. Die rohen Gußblöcke müs­ sen daher durch Schmieden in ihre endgültige Form gebracht wer­ den. Dies wird z.B. in der DE-OS 30 24 645 beschrieben. Die schmelzmetallurgischen Verfahren sind aus den genannten Gründen sehr aufwendig. Weitere Nachteile sind u.a. die hohe Schmelztem­ peratur und damit verbunden ein hoher Energieaufwand sowie erhebliche Verluste an Aluminium durch Abdampfung.

Ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung einer TiAl40-Legierung beschreibt R.E. Schafrik, Metallurgical Transactions 7B (1976) 713. Dieses Verfahren geht aus von elementaren Titan- und Aluminiumpulvern, die getrocknet und in eine Kapsel aus Ti6Al4V gepreßt werden. Die Kapsel wird ver­ schweißt, bei 650 bis 1000°C geglüht und anschließend bei 1000 bis 1430°C stranggepreßt. Das Kapselmaterial muß nach dem Strangpressen abgedreht oder abgefräst werden. Das Ver­ fahren eignet sich daher vorzugsweise nur zur Herstellung von Rundbarren oder allenfalls einfachen Profilen, bei denen das Kapselmaterial leicht entfernt werden kann. Die endgültige Form­ gebung für kompliziertere Bauteile muß dementsprechend auch hier durch Schmieden erfolgen. Der Umstand, daß das Pulvermaterial zu Beginn der Reaktion zwischen Titan und Aluminium vorübergehend erweicht und mit geringem Energieaufwand verformt werden kann, wird bei diesem Verfahren nicht ausgenutzt.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, ein pulverme­ tallurgisches Verfahren zu entwickeln, das es erlaubt, Bau­ teile auf TiAl-Basis mit homogenem Gefüge und ausgezeichneten Kalt- und Warmfestigkeitseigenschaften sowie hoher Zunderbe­ ständigkeit unter wirtschaftlichen Bedingungen zu erzeugen, d.h. bei möglichst geringem Material- und Energieaufwand. Das Er­ weichen des Materials zu Beginn der Reaktion zwischen Titan und Aluminium soll zur Formgebung ausgenutzt werden. Dabei soll im Bauteil eine Korngröße von 15 µ erzielt werden, bei einer Dichte, die mind. 99,5% der TiAl-Gammaphase beträgt.

Diese Aufgabe wird gelöst durch das erfindungsgemäße Verfahren mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruchs 1.

Ausgangsstoffe des erfindungsgemäßen Verfahrens sind handelsüb­ liche elementare Titanpulver ( 98 Gew.-% Ti) und elementare Alu­ miniumpulver ( 98 Gew.-% Al). Zur Verbesserung der Werkstoff­ eigenschaften, wie z.B. Warmfestigkeit, Duktilität und Zunder­ beständigkeit können Legierungszusätze, wie z.B. Niob, Vanadium, Bor, Silizium oder Hafnium notwendig sein. Diese werden entweder als elementare Pulver oder in Form von legiertem Titanpulver zu­ gesetzt, wobei durch letztere Maßnahme eine bessere Homogenität des hergestellten Werkstoffs erreicht wird. Der Gesamtgehalt an Legierungselementen im zugegebenen Titanpulver sollte dabei vorzugsweise zwischen 0,15 und 15 Gew.-% liegen. In der Pulver­ mischung sollte ein Gesamtgehalt an zusätzlichen Elementen von etwa 0,1 bis 10 Gew.-% vorliegen.

Die mittleren Korngrößen (D₅₀) der Ausgangspulver betragen 5 bis 100 µ. Bei diesen Korngrößen ist eine ausreichende Homogenität durch Einhalten kurzer Diffusionswege bei einer Reaktionssinte­ rung gewährleistet. Sind die mittleren Korngrößen von Titan- und Aluminiumpulver in etwa gleich, können die Pulver gut vermischt werden und es ergibt sich eine sehr gleichmäßige Verteilung der Pulver in der Mischung. Eine gleichmäßige Umhüllung der Titan­ körner mit Aluminiumpulver beim Mischvorgang ist dann gegeben, wenn das Verhältnis der mittleren Korngrößen Ti/Al zwischen 4,3 (bei einem Gewichtsverhältnis Ti/Al von 1,4 : 1) und 6,6 (bei einem Gewichtsverhältnis Ti/Al von 2 : 1) liegt. Auf diese Weise läßt sich beim Reaktionssintern ein homogeneres Gefüge ohne größere Konzentrationsunterschiede erzielen.

Die Ausgangspulver werden im Gewichtsverhältnis Ti:Al von 2:1 bis 1,4 : 1 unter Schutzgas eingewogen, intensiv gemischt und in eine beheizbare Preßform gefüllt. Die Preßform wird ohne Luft­ kontakt in eine Presse eingesetzt, die sich in einem geschlos­ senen Gefäß befindet, das evakuiert oder mit Schutzgas beauf­ schlagt werden kann.

Die lockere Pulvermischung in der Preßform wird zunächst bei Temperaturen zwischen Raumtemperatur und 350°C im Vakuum ent­ gast. ln dem gewählten Temperaturbereich dürfen noch keine Be­ standteile der Pulvermischung aufschmelzen, da sonst keine voll­ ständige Entgasung möglich ist. Die Entgasung erfolgt zweistufig. In der ersten Stufe wird der Druck im Rezipienten bei Raumtem­ peratur mit einer relativ geringen Geschwindigkeit von 300 mbar/min bis unter 10 mbar abgesenkt. Dadurch wird ver­ mieden, daß das Pulver durch austretendes Gas aufgewirbelt und in das Vakuumsystem mitgerissen wird. Zur Entfernung restlicher Gasgehalte wird in der zweiten Stufe in einer Zeit von 10 bis 30 h die Temperatur bei annähernd konstantem Druck 1 mbar kontinuierlich bis auf maximal 350°C erhöht. Die Entgasung erfolgt vor dem Vorverdichten, damit das eingeschlossene Gas aus der lockeren Pulvermischung besser austreten kann, und so eine vollständige Entgasung gewährleistet ist.

Die entgaste Pulvermischung wird anschließend in der beheiz­ baren Matrize zu einem grünen Formling vorverdichtet. Dabei muß ein Mindestdruck von 0,8 kbar aufgebracht werden, um die Pulver­ mischung bis auf mindestens 65% der theoretischen Dichte zu­ sammenzupressen. Bei einem Druck von etwa 8 kbar werden ca. 94% der theoretischen Dichte erreicht. Oberhalb dieses Druckes wird keine weitere Erhöhung der Dichte erreicht. Die Verdichtungsge­ schwindigkeit darf dabei einen Wert von 7 mm/s nicht überschrei­ ten, damit keine vorzeitige Initialisierung des Reaktionssinter­ vorganges durch Reibungswärme erfolgt. Die Temperatur in der Pulvermischung sollte dabei vorzugsweise zwischen Raumtemperatur und 600°C liegen, um das Entstehen flüssiger Phasen zu ver­ meiden.

Im nächsten Verfahrensschritt erfolgt das Reaktionssintern des grünen Formlings, d.h. Sintern der Pulverteilchen bei gleich­ zeitiger Reaktion zwischen Titan und Aluminium. Der Formling wird dabei unter Druck kontinuierlich weiter aufgeheizt, bis auf eine Temperatur oberhalb von 660°C. Die Pulverteilchen ge­ raten dadurch flächig in metallischen Kontakt, so daß die Reaktion zwischen den Teilchen beginnen kann. Bei der Reaktion zwischen Titan und Aluminium bildet sich zunächst im äußeren Bereich der Titankörner eine Schicht aus festem TiAl₃ nach der Reaktionsgleichung

3Ti+3Al→2Ti+TiAl₃.

Diese Reaktion ist exotherm, die Reaktionswärme beträgt ca. 44 bis 45 J/g-atom. Die TiAl₃-Schicht wächst durch Diffusion der Al-Atome in die Titanpartikel hinein, solange bis das freie Alu­ minium verbraucht ist. Der Beginn dieser Reaktion ist abhängig von der Aufheizgeschwindigkeit bei der Reaktionssinterung. Bei Aufheizgeschwindigkeiten unterhalb von ca. 5°C/min beginnt die Reaktion bereits bei Temperaturen, die deutlich unterhalb des Schmelzpunktes von Aluminium liegen. Die Reaktion läuft in die­ sem Falle ausschließlich im festen Zustand aller Reaktionspart­ ner ab. Die Reaktionsgeschwindigkeit ist daher sehr langsam. Bei Aufheizgeschwindigkeiten oberhalb von ca. 5°C/min schmilzt das Aluminiumpulver auf. Die Reaktion des flüssigen Aluminiums mit den Titankörnern erfolgt erheblich schneller als die Reaktion im festen Zustand.

Bei derartigen Aufheizgeschwindigkeiten erweicht der Preßling zunächst langsam durch Rekristallisation des Aluminiums, danach schlagartig durch Aufschmelzen des Aluminiums (Fig. 2). Erst dann setzt die eigentliche Reaktion zwischen Titan und Alu­ minium unter merklicher Wärmeentwicklung ein (Fig. 2 u. 3). Die Formgebung des Bauteiles sollte vor dem Erreichen des Tem­ peraturmaximums abgeschlossen sein, da in diesem Bereich der erforderliche Druck zur Formgebung sehr gering ist. Sie sollte vorzugsweise unmittelbar nach dem beginnenden Anstieg der Tem­ peratur bei der Reaktionssinterung einsetzen.

Die Aufheizgeschwindigkeit darf nicht über ca. 100°C/min liegen. In diesem Fall kann das Aluminium örtlich überhitzt werden, so daß die Reaktion zunächst bevorzugt in einzelnen Teilbereichen des Preßlings stattfindet. Diese Bereiche werden durch die Bildung von TiAl₃ sehr fest bevor die Formgebung been­ det werden kann. Der erforderliche Druckaufwand zur Formgebung steigt dadurch erheblich an.

Nach Beendigung der TiAl₃-Bildung liegt im Gefüge TiAl₃ neben unreagiertem Titan vor. Fig. 4a) zeigt eine entsprechende Röntgendiffraktometer-Analyse eines bis 750°C reaktionsgesin­ terten TiAl34-Preßlings. Wird das kontinuierliche Aufheizen fortgesetzt bis zu Temperaturen von maximal 1380°C (unterhalb der Bildung flüssiger Ti-Al-Phasen) erfolgt eine Homogenisierung des Gefüges nach der Reaktionsgleichung

2Ti+TiAl₃→3TiAl.

Wird der Reaktionssintervorgang unmittelbar nach der TiAl ₃-Bil­ dung abgebrochen, muß der Preßling zur TiAl-Bildung einer zu­ sätzlichen Wärmebehandlung unterzogen werden. Bei der Homogeni­ sierungsbehandlung wird der reaktionsgesinterte Preßling 4 bis 200 h bei 750 bis 1380°C geglüht. Durch zweistufige Glühung kann eine sehr gute Werkstoffhomogenität erzielt werden. Bei der zweistufigen Homogenisierung sollte der Preßling zunächst 4 bis 12 h bei 750 bis 1000°C und anschließend 20 bis 200 h bei 1000 bis 1380°C behandelt werden. Fig. 4b) zeigt eine Röntgendif­ fraktometeranalyse des nach Fig. 4a) reaktionsgesinterten und anschließend 170 h bei 1250°C homogenisierten TiAl34-Preßlings. Im homogenisierten Preßling liegt im wesentlichen TiAl vor. Daneben wird auch Ti₃Al gebildet, da die Glühung eines Titan­ werkstoffes mit 34 Gew.-% Al oberhalb 900°C durchaus in das Zweiphasengebiet TiAl+Ti₃Al, nach dem binären Zustandsdia­ gramm Ti-Al in Fig. 1, führen kann.

Während der Homogenisierungsglühung sollte der Preßling mög­ lichst allseitig von annähernd gleich heißen Wänden (Tiegel, Suszeptor o.ä.) umgeben sein, um eine Verarmung an Aluminium durch Abdampfen und Kondensation an kälteren Teilen des Glüh­ raumes zu vermeiden.

Eine abschließende Formgebung oder Nachverdichtung kann durch heißisostatisches Pressen erfolgen. Dabei sollte die Temperatur oberhalb 1000°C, dem Beginn der plastischen Umformbarkeit des Werkstoffes TiAl, jedoch unterhalb 1380°C, dem möglichen Schmelzpunkt der TiAl-Phase, liegen. Der angewendete Preßdruck be­ trägt vorzugsweise 0,1 bis 2 kbar. Zur Unterstützung der Preß­ wirkung kann der Preßling vor dem heißisostatischen Pressen eingekapselt werden. Fig. 4c zeigt die Röntendiffraktometer­ analyse eines nach Homogenisation (Fig. 4b) heißisostatisch ge­ preßten TiAl34-Werkstoffes. Es finden keine wesentlichen Ände­ rungen in den Gefügebestandteilen statt.

Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten TiAl- Werkstoffe weisen sehr hohe Festigkeitseigenschaften auf. In Fig. 5 ist die Randfaserfestigkeit derartiger Werkstoffe in Abhängigkeit von der Temperatur beim Heißbiegeversuch (4-Punkt- Biegung) dargestellt. Es zeigt sich, daß die TiAl-Werkstoffe auch bei hohen Temperaturen (ca. 1000°C) hohe Biegefestigkeiten besitzen. Zusätze an Vanadium können die Warmfestigkeit noch verbessern.

Fig. 6 zeigt die Zunderbeständigkeit beispielhafter Werk­ stoffe. Vanadium- und Niob-Zusätze bewirken danach eine deut­ liche Erhöhung der Zunderbeständigkeit. Dies gilt insbesondere für Niob.

Ausführungsbeispiel:

Die Wirkungsweise des erfindungsgemäßen Verfahrens soll an einem speziellen Ausführungsbeispiel näher erläutert werden. Als Aus­ gangsmaterial wurden ein Aluminiumpulver mit weniger als 0,8% metallischer und etwa 0,8% oxidischer Verunreinigungen mit einer mittleren Korngröße von 50 µm (ECKA AS 51/S von den ECKART-Werken, Nürnberg) sowie ein Titanpulver mit 98,5 Gew.-% Ti und einer mittleren Korngröße von etwa 40 µm (Ti"S" von Degussa, Hanau) benutzt.

In einem Handschuhkasten mit Gas-Schleuse wurden unter reinem Argon (O₂-Gehalt im praktischen Betrieb unter 0,1 Vol.-%) 600 g Ti-Al-Pulvermischung mit 36 Gew.-% Al zusammen mit Kugeln aus Polyamid in ein verschließbares Glasgefäß (1,5 1 Inhalt) einge­ füllt und in einem Schüttel-Mischer gemischt. Nach 2 Stunden Mischzeit wurden unter Argon etwa 160 g der Pulvermischung in die in den Handschuhkasten eingeschleuste heizbare Preßmatrize (für stabförmige Proben von 150 mm Länge und 10 mm Breite) eingefüllt. Die Matrize wurde daraufhin oben und unten mit Preß-Scheiben verschlossen, so daß sie unter Luftabschluß der eingefüllten Pulvermischung aus dem Handschuhkasten ausge­ schleust und in die Presse eingesetzt werden konnte. Diese ist in ein Vakuumgehäuse eingebaut, das durch eine Turbomolekular­ pumpe bis auf etwa 10^-4 mbar evakuiert oder mit Schutzgas von 0,1 bis 1000 mbar gefüllt bzw. gespült werden kann. Hierin wurde die unverdichtete Probe in zwei Stufen entgast, zunächst bei Raumtemperatur bis zur Erreichung eines Druckes von 0,001 mbar, anschließend 20 h unter annähernd konstantem Druck bei bis auf 350°C ansteigender Temperatur. Die entgaste Probe wurde ohne Heizung mit einem Preßdruck von 822 bar kalt vorverdichtet und anschließend mit einem Druck von 164 bar bei bis auf 750°C an­ steigender Temperatur der Matrize reaktionsgesintert. Dabei stieg der Vakuumdruck bis auf etwa 0,1 mbar an. Während des Aufheizens wurde der Weg des oberen Preß-Stempels mit einer Meßuhr verfolgt. Den gesamten Verlauf von Temperatur T der Probe, Preßdruck p und Stempelweg Δ 1 während des Reaktions­ sinterns zeigt Fig. 2.

Die Verformung der Probe, entsprechend dem Stempelweg Δ 1, nahm ab ca. 600°C deutlich stärker zu, bedingt durch die Erweichung der Probe bei der Rekristallisation des Aluminiums. Beim Auf­ schmelzen des Aluminiums erfolgte eine sprunghafte Verformung der Probe. Diese Verformung lief so schnell ab, daß der konstant eingestellte Preßdruck p kurzzeitig steil abfiel. Anschließend begann die Reaktion zwischen Titan und Aluminium, erkennbar durch den steilen Temperaturanstieg in der Probe aufgrund der freiwerdenden Reaktionswärme. Nach Beendigung der Reaktion erfolgte ein Temperaturausgleich durch Wärmeleitung über Matrize und Druckstempel. Weiteres kontinuierliches Aufheizen führte unter den gewählten Bedingungen zu keiner weiteren meßbaren Verformung der Probe.

Nach dem Erreichen der Endtemperatur wurde die Heizung abge­ schaltet und nach Abkühlung auf 450°C der Preßdruck auf Null gefahren. Um die Reaktion bis zum Gleichgewicht, d.h. zur Bil­ dung der Phase TiAl ablaufen zu lassen, wurden die Proben zwei­ stufig bei Temperaturen von 750 und 1250°C unter Schutzgas (Ar mit 500 mbar Druck) homogenisierend geglüht. Zur festen Halterung der Proben und zur Ankopplung an die Induktionsspule des Ofens wurde eine teilbare Form aus Elektrographit genutzt, die gleichzeitig eine allseitige heiße Umschließung der Probe gewährleistet.

Zum Nachverdichten wurden die Rohlinge heißisostatisch gepreßt. Da nicht auszuschließen war, daß die Proben noch einen größeren Anteil an offener Porosität aufwiesen, wodurch die Verdichtung durch den äußeren Gasdruck verhindert worden wäre, wurden die Proben in Hülsen aus Quarzglas eingekapselt. Den gewählten Temperatur- und Druckverlauf während des heißisostatischen Pressens zeigt Fig. 7.

Die mittlere Korngröße in den Proben nach Homogenisierung und heißisostatischem Pressen lag zwischen 10 und 15 µm. Es wurde eine Dichte von 99,9% der theoretischen Dichte der TiAl-Gamma­ phase erzielt.

Claims (14)

1. Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung eines leich­ ten und warmfesten Bauteiles aus einer Legierung, enthaltend 45 bis 56 At.-% Aluminium nach den Verfahrensschritten:

• a) Mischen von elementaren Metallpulvern unter Schutzgas,
• b) Entgasung der Pulvermischung mittels Unterdruck,
• c) Vorverdichten der entgasten Pulvermischung,
• d) Reaktionssintern der vorverdichteten Pulvermischung,

dadurch gekennzeichnet, daß bei einer Ti-Al-Legierung der Gammaphase mit 53 bis 44 At.-% Titan u. 47 bis 56 At.-% Aluminium
im Verfahrensschritt a) elementares Aluminiumpulver mit elementarem Titanpulver und/oder mit Titanpulver, das mit mindestens einem Element vorlegiert ist, oder elementares Aluminiumpulver mit elementarem Titanpulver und wenigstens einem elementaren Legierungselementpulver gemischt wird, wobei das Massenverhältnis Ti : Al in der Mischung in jedem Fall zwischen 1,4 : 1 und 2 : 1 liegt und die Legierungselemente ausgewählt sind aus der Gruppe Niob, Vanadium, Bor, Silizium und Hafnium,
im Verfahrensschritt b) die Entgasung der lockeren Pulvermischung zweistufig erfolgt, wobei in der ersten Stufe bei Raumtemperatur der Atmosphärendruck mit einer kontinuier­ lich ansteigenden Geschwindigkeit von 3 bis 300 mbar/min auf einen Wert zwischen 0,001 und 1 mbar abgesenkt wird, und in der zweiten Stufe bei annähernd konstantem Vakuumdruck von 0,001 bis 1 mbar die Temperatur in einer Zeit von 10 bis 30 h auf 350°C erhöht wird,
im Verfahrensschritt c) die entgaste Pulvermischung in der beheizbaren Preßform bei einem Preßdruck von 0,8 bis 8 kbar vorverdichtet wird, wobei die Temperatur 600°C nicht über­ schreiten darf und die Verdichtungsgeschwindigkeit maximal 7 mm/s beträgt,
im Verfahrensschritt d) die Pulvermischung in der beheizbaren Preßform unter Druck kontinuierlich weiter aufgeheizt wird mit einer Aufheizgeschwindigkeit l00°C/min bis auf eine Temperatur oberhalb 660°C, wobei die Formgebung des Bauteils vor dem Erreichen des Temperaturmaximums während der Reakti­ onssinterung erfolgt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere Ausgangskorngröße des Titanpulvers maximal 100 µm, vorzugsweise 50 µm, beträgt.

3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 und 2, dadurch gekenn­ zeichnet, daß die mittlere Ausgangskorngröße des Aluminium­ pulvers maximal 100 µm, vorzugsweise 50 µm, beträgt.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Korngrößenverhältnis Ti/Al zwischen 4,3 (bei einem Massenverhältnis Ti/Al von 1,4 : 1) und 6,6 (bei einem Massenverhältnis Ti/Al von 2 : 1) liegt.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Gesamtgehalt an Legierungselementen im Titanlegierungspulver zwischen 0,15 und 15 Gew.-% liegt.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekenn­ zeichnet, daß der Gesamtgehalt an Legierungselementpulver in der fertigen Mischung zwischen 0,1 und 10 Gew.-% liegt.

7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Druck zur Formgebung auf 5 bis 10% des Vorverdichtungsdruckes reduziert wird, und die Formgebung unmittelbar nach dem beginnenden Anstieg der Temperatur bei der Reaktionssinterung einsetzt.

8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Aufheizgeschwindigkeit beim Reak­ tionssintern 5 bis 50°C/min beträgt.

9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Bauteil im Anschluß an die Reaktions­ sinterung für 4 bis 200 h bei Temperaturen zwischen 750 und 1380°C unter Schutzgas homogenisiert wird.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Homogenisierungsbehandlung unter Schutzgas zweistufig erfolgt, wobei das reaktionsgesinterte Material in der ersten Stufe 4 bis 12 h bei 750 bis 1000°C und in der zweiten Stufe 20 bis 200 h bei 1000 bis 1380°C geglüht wird.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 und 10, dadurch gekenn­ zeichnet, daß das Schutzgas bei der Homogenisierung weniger als 100 vpm H₂O, weniger als 100 vpm H_2, weniger als 50 vpm O₂ und weniger als 500 vpm Stickstoff enthält, bei einem Gesamtdruck von 1 bis 500 mbar.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekenn­ zeichnet, daß das reaktionsgesinterte Material bei der Homo­ genisierungsbehandlung allseitig von wärmeisolierendem Mate­ rial umgeben ist, um Aluminiumverluste durch Abdampfung und Kondensation zu verhindern.

13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Bauteil zur nachträglichen Formge­ bung oder Nachverdichtung heißisostatisch gepreßt wird, bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1380°C und einem Druck von 0,1 bis 2 kbar.