DE4023962A1

DE4023962A1 - Feinkoernige titanschmiedstuecke und verfahren zu deren herstellung

Info

Publication number: DE4023962A1
Application number: DE4023962A
Authority: DE
Inventors: Prabir W Bhowal; Samuel V Thamboo
Original assignee: Cooper Industries LLC
Current assignee: Cooper Industries LLC
Priority date: 1989-10-23
Filing date: 1990-07-27
Publication date: 1991-04-25
Also published as: FR2653449B1; US5026520A; FR2653449A1; GB9015674D0; JP2983598B2; GB2237289A; GB2237289B; JPH03140447A

Description

Die Erfindung betrifft feinkörnige Titanschmiedstücke und ein Verfahren zur Verfeinerung der Korngröße von α- und α-β-Titanlegierungen durch einen Schmiedevorgang und eine Rekristallisation oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung.

Titan und Titanlegierungen kommen bei der Konstruktion von Teilen, die ein hohes Festigkeits/Gewichts-Verhältnis erfordern, und insbesondere von Teilen, die im Hochtempe raturberieb wie etwa in einem Düsentriebwerk verwendet werden, zum Einsatz. Titanlegierungen für den Gebrauch bei hoher Temperatur erfordern eine kleine Korngröße, um die mechanischen Eigenschaften gegenüber gröber gekörnten Titanlegierungen zu verbessern und um sie effizienter un tersuchen zu können. Wenn beispielsweise mittels nicht zerstörender Ultraschallverfahren innere Defekte ermit telt werden sollen, erzeugt das Vorhandensein grober Kör ner ein "Hintergrundrauschen" oder eine Interferenz, die im allgemeinen die Zurückweisung des Teils zur Folge hat. Bei Vorhandensein kleiner Körner werden jedoch akustisch "stille" Werkstücke, d.h. Werkstücke mit minimaler Inter ferenz bei der Schallprüfung erzeugt.

Bei bestimmten Anwendungen, etwa ausgewählte raumfahrt technische Anwendungen, verlangen bestimmte Spezifikatio nen des Herstellers, daß die Korngröße 0,5 mm nicht über steigt. Solche Einschränkungen treffen vor allem für Teile zu, die beispielsweise in einem Hochtemperaturbe trieb eingesetzt werden. Es sind verschiedene Prozesse bekannt, mit denen versucht wird, in Titanschmiedstücken kleine Korngrößen zu erzielen; keine dieser Prozesse ist jedoch auf einen isothermischen Schmiedeprozeß gerichtet, in dem α- und α-β-Titanlegierungskörper, etwa Körper aus Ti-6242 oder Ti-17, aus einem in einer isothermischen Presse angeordneten Barren fertiggeschmiedet werden, um so ein Werkstück mit einer 0,5 mm nicht übersteigenden maximalen Korngröße herzustellen.

Nun folgt eine Diskussion dieser bekannten Verfahren.

Aus US 33 13 138-A (Spring u.a.) ist ein Verfahren zum Schmieden von α-β-Legierungen auf Titanbasis bekannt. In diesem Verfahren wird anstatt eines flachen Formstückes ein V-Formstück verwendet, mit dem der Schmiedeprozeß bei einer Temperatur unterhalb der β-Übergangstemperatur der bearbeiteten α-β-Legierung ausgeführt wird. Gemäß der Lehre dieses Dokuments ist es wesentlich, daß ein gewis ser Teil der Bearbeitung im V-Formstück-Schmiedeschritt am Werkstück ausgeführt wird, wobei es außerdem wesent lich ist, daß ein solcher Schritt die Querschnittsfläche um mindestens 10% oder mehr (bis zu 50%), vorzugsweise ungefähr 30%, verringert. Ferner ist es mit diesem Ver fahren möglich, einen Teil oder sogar den größten Teil des V-Formstück-Schmiedeschrittes bei einer Temperatur oberhalb der β-Übergangstemperatur auszuführen, solange diesem Schmiedevorgang als abschließende Phase des V- Formstück-Schmiedeschrittes ein Schmiedevorgang unterhalb der β-Übergangstemperatur, der eine Verringerung der Querschnittsfläche um mindestens 10% zur Folge hat, folgt.

Aus US 34 70 034-A (Kastanek u.a.) ist ein Verfahren be kannt, mit dem eine Makrostruktur einer feinkörnigen Ti tanlegierung hergestellt wird und das die Erwärmung eines Rohblocks oder Barrens auf eine Temperatur zwischen 28° und 139° oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung und dann während der Abnahme der Temperatur in einem Be reich zwischen 28° und 166° unterhalb der β-Übergangstem peratur der Legierung eine Heißbearbeitung der erwärmten Legierung, beispielsweise einen Schmiedevorgang, umfaßt. Dieser Prozeß wird zyklisch wiederholt, um zunehmend kleinere Korngrößen herzustellen, bis durch das ganze Werkstück hindurch eine feinkörnige Titanlegierung-Ma krostruktur erhalten wird. Diese feinkörnige Makrostruk tur gestattet es, daß das Material des Werkstücks mit ei nem genauen Standard mittels Ultraschall geprüft werden kann. Gemäß diesem Dokument ist eine feinkörnige Ma krostruktur notwendig, um das "Hintergrundrauschen" zu verringern und um akustisch "stille" Barren, d.h. Barren mit einer bei der Schallprüfung auftretenden minimalen Interferenz herzustellen.

Aus US 34 89 617-A (Wuerfel) ist ein Verfahren zum Bear beiten von Körpern aus α- und α-β-Legierungen auf Titan basis bekannt, das die Verfeinerung der β-Korngröße der α- und α-β-Legierungen auf Titanbasis und insbesondere die Verfeinerung der β-Korngröße solcher Legierungen wäh rend der Bearbeitung von als Schmiedematerial dienenden Rohblöcken oder Barren umfaßt. Diese Verfahren umfaßt die Bearbeitung eines aus dieser Legierung bestehenden Werk stückes bei einer Anfangstemperatur oberhalb der β-Über gangstemperatur, wobei an das Metall eine Verformungs energie übertragen wird und die β-Körner rekristallisiert werden. Die Rekristallisierung kann entweder gleichzeitig mit der Bearbeitung oder mittels eines gesonderten Glü hens bei einer Temperatur, die wenigstens so hoch wie die anfängliche Bearbeitungstemperatur ist, bewirkt werden. Insbesondere muß dieses Verfahren bei einer Anfangsbear beitungstemperatur oberhalb der β-Übergangstemperatur der bearbeiteten Legierung, vorzugsweise zwischen ungefähr 55° und ungefähr 278° oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung ausgeführt werden. Bei diesem Verfahren tritt bei Temperaturen im oberen Abschnitt des erwähnten Temperaturbereichs gleichzeitig zur Bearbeitung eine dy namische Rekristallisierung auf, die daher während eines großen Teils des Bearbeitungszyklus stattfindet, während bei Temperaturen im unteren Bereich des erwähnten Tempe raturbereichs ein Glühen bei einer Temperatur bei oder oberhalb der Anfangsbearbeitungstemperatur erforderlich ist, um die Rekristallisierung zu bewirken. Ein solches Glühen findet im allgemeinen zwischen ungefähr 1150°C und ungefähr 1315°C statt, die Temperatur muß jedoch minde stens so hoch sein wie die Anfangsbearbeitungstemperatur. In diesen Verfahren stellt die Glühzeit einen kritischen Faktor da, da sie ausreichend lang sein muß, um den Me tallkörper in seinem gesamten Umfang in den β-Bereich zu bringen. Gemäß der Lehre dieses Dokuments schwankt die Glühzeit beispielsweise zwischen ungefähr einer Stunde und ungefähr vier Stunden, wobei höhere Temperaturen (zum Beispiel jene in der Nähe von 1315°C, etwa 1260°C) kür zere Zeitintervalle (zum Beispiel in der Nähe einer Stunde) zur Folge haben, während niedrigere Temperaturen (zum Beispiel jene in der Umgebung von 1150°C) längere Zeitintervalle (etwa jene in der Nähe von vier Stunden) zur Folge haben. Dieses Verfahren besteht in einem Ein zelschrittprozeß, in dem die Rekristallisation mit der Bearbeitung kombiniert wird; die Bearbeitung muß bei Tem peraturen, die im wesentlichen oberhalb der β-Übergangs temperatur der Legierung liegen, begonnen werden, wobei 1200°C die minimale Temperatur sowohl für die α-Legierung als auch für die α-β-Legierung ist und wobei der bevor zugte Temperaturbereich zwischen ungefähr 1200°C und 1315°C liegt.

Aus US 36 86 041-A (Lee) ist ein Verfahren bekannt, mit dem hochfeinkörnige Titanlegierungs-Mikrostrukturen her gestellt werden können, wobei das Verfahren die Erwärmung des Titanlegierungskörpers auf eine Temperatur unterhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung, aber oberhalb der Martensit-Temperatur, eine während des Abfallens der Temperatur stattfindende Heißbearbeitung des erwärmten Legierungskörpers, das schnelle Abkühlen und das wenig stens einmalige Wiederholung des Zyklus umfaßt. Gemäß der Lehre dieses Verfahrens wird keine Erwärmung der Titanle gierung auf eine Temperatur oberhalb der β-Übergangstem peratur vorgenommen.

Aus US 36 35 068-A (Watmough u.a.) ist ein Verfahren be kannt, mit dem bei erhöhten Verformungstemperaturen in Formstücken, die auf die Temperatur des Werkstücks oder auf eine Temperatur in der Nähe der Werkstücktemperatur erwärmt werden, an Titan oder an Titanlegierungen Formän derungen in großem Ausmaß vorgenommen werden. Dieses Ver fahren umfaßt die Formung des Werkstückes durch Erwärmen desselben auf eine Temperatur oberhalb von 760°C und durch Erwärmen des Formstückes auf dieselbe oder eine et was niedrigere Temperatur. Das Werkstück wird vorgewärmt; die Formstücke werden mittels herkömmlicher Heizverfah ren, vorzugsweise mittels außerhalb der Formstücke be findlichen Vorrichtungen wie etwa Erwärmungs-Induktions spulen, erwärmt. Gemäß der Lehre dieses Verfahrens hängt die Entscheidung, ob die Formung oberhalb oder unterhalb der β-Übergangstemperatur ausgeführt wird, von den ge wünschten Eigenschaften der speziellen Anwendung für die Legierung ab, ferner ist die Steuerung der Formstück-Ge schwindigkeit während des Pressens ein wichtiger Ge sichtspunkt des Prozesses.

Beim herkömmlichen Schmieden von Werkstücken oder Barren wird das Werkstück gleichmäßig auf eine Temperatur oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung erwärmt, anschließend wird es geschmiedet und abgekühlt. Der Schmiedeschritt bewirkt, daß gleichachsige Körner abgeflacht und verlängert werden. Nach dem Schmieden und dem Abkühlen wird das Werkstück bei einer Temperatur unterhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung geglüht, um bestimmte Eigenschaften im geschmiedeten Material zu erzielen; während des Glühens bleiben die Körner abgeflacht und verlängert. Diese abgeflachten, verlängerten Körner können die für das Werkstück vorgesehene maximale Korngröße überschreiten, so daß das Werkstück bei der Ultraschallprüfung aufgrund der Größe bestimmter Körner verworfen wird. Ferner wird der Glühprozeß im allgemeinen während eines langen Zeitintervalls wie etwa einer Stunde oder länger vorgenommen. Während dieser Zeit wird im Außenbereich des Werkstücks eine harte, spröde α-Ummantelung gebildet, ferner kann sich die Außenseite des Werkstücks mit Titanoxyd überziehen. Das Titanoxyd und die α-Ummantelung müssen beispielsweise durch eine maschinelle Bearbeitung beseitigt werden, bevor die Bearbeitung des Werkstückes fortgesetzt werden kann.

In einem ähnlichen herkömmlichen Verfahren wird das Werk stück auf eine Temperatur oberhalb der β-Übergangstempe ratur der Legierung erwärmt, anschließend geschmiedet und schließlich abgekühlt. Der Schmiedeschritt bewirkt, daß gleichachsige Körner abgeflacht und verlängert werden. Um kleine Körner auszubilden, wird das Werkstück auf eine Temperatur oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legie rung erneut erwärmt und geglüht, wodurch eine Rekristal lisierung ermöglicht wird, so daß die abgeflachten Körner rekristallisieren und kleine Körner bilden. Hierbei be steht jedoch der Nachteil, daß die rekristallisierten Körner ihr Wachstum fortsetzen und zu großen Körnern wer den, die die für das Werkstück beabsichtigte maximale Korngröße überschreiten. Diese Veränderung der Korngröße (der Korngrößengradient) tritt aufgrund des Temperatur gradienten auf, den das Werkstück während des Glühens er fährt. Das Werkstück wird in einem Glühofen angeordnet und erwärmt, dennoch besitzt das Werkstück nicht sofort durchgehend die Glühtemperatur. Der äußere Bereich des Werkstückes erreicht die Glühtemperatur eher als der Mit telpunkt des Werkstücks. Obwohl daher eine Rekristalli sierung auftritt, werden die rekristallisierten Körner um so länger wachsen, je länger der entsprechende Bereich des Werkstücks der erhöhten Temperatur ausgesetzt wird. Daher wird ein herkömmlich geschmiedetes Werkstück eine inhomogene Korngröße aufweisen, derart, daß bestimmte Körner eine Größe besitzen, die größer ist als die für das Werkstück vorgesehene Korngröße.

Weiterhin wird das Glühen im allgemeinen während eines langen Zeitintervalls wie etwa eine Stunde oder länger vorgenommen. Während dieser Zeit bildet sich einerseits im Außenbereich des Werkstücks eine harte, spröde α-Um mantelung, andererseits kann sich die Außenseite des Werkstücks mit Titanoxyd überziehen. Das Titanoxyd und die α-Ummantelung müssen beispielsweise durch eine ma schinelle Bearbeitung beseitigt werden, bevor die Bear beitung des Werkstückes fortgesetzt werden kann.

Bei einem herkömmlichen Schmiedeprozeß besteht daher der Nachteil, daß bei einem Werkstück zwar Korngrößen von we niger als 0.5 mm erzielt werden können, daß dies jedoch nicht gleichmäßig geschehen kann und nicht für das Werk stück in seinem gesamten Umfang möglich ist; letzteres trifft insbesondere für dicke Werkstücke wie etwa Turbi nenrotoren zu.

Es daher die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Schmied stücke aus feinkörniger Titanlegierung mit einer auf das gesamte Werkstück bezogenen maximalen Korngröße von 0,5 mm und ein Verfahren zur Herstellung solcher Schmied stücke, bei dem die Korngröße von α- und α-β-Titanlegie rungen verfeinert wird, zu schaffen.

Diese Aufgabe wird bei einem Schmiedstück und bei einem Verfahren zu dessen Herstellung erfindungsgemäß gelöst durch die Merkmale im kennzeichnenden Teil des Anspruches 1 und im kennzeichnenden Teil des Nebenanspruches 7.

In dem Prozeß der vorliegenden Erfindung wird ein Titan legierungsblock auf eine Temperatur oberhalb der β-Über gangstemperatur der Legierung, die jedoch unterhalb der Temperatur liegt, bei der eine dynamische Rekristallisie rung auftritt, erwärmt. Obwohl dieser Prozeß bei einer Temperatur ausgeführt werden kann, der nur wenig oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung liegt (zum Bei spiel ungefähr 2,8° oberhalb) liegt die bevorzugte Pro zeßtemperatur ungefähr 28° oberhalb der Sb-Übergangstempe ratur der Legierung, um geringe Ungenauigkeiten bei der Ofensteuerung und bei der Temperaturablesung auszuglei chen; die Prozeßtemperatur liegt jedoch nicht mehr als ungefähr 55° oberhalb der β-Übergangstemperatur, um eine dynamische Rekristallisierung zu vermeiden. Folglich liegt der bevorzugte Temperaturbereich des erfindungsge mäßen Prozesses zwischen ungefähr 28° und ungefähr 55° oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung.

Vorzugsweise wird ein Titanlegierungsbarren auf eine Temperatur erwärmt, die zwischen ungefähr 28° und ungefähr 55° oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung liegt, anschließend wird der Barren mittels Pressens durch eine isothermische Presse warmbearbeitet, auf einer Temperatur oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung gehalten, um einen ausgewählten Rekristallisierungsgrad zu ermöglichen, schließlich wird der Barren auf eine Temperatur unterhalb der ß- Übergangstemperatur der Legierung schnell abgekühlt, um das Kornwachstum anzuhalten und die gewünschte Kornmorphologie auszubilden. Dieser Prozeß gestattet während der isothermen Preßphase sowohl die Ausbildung von bearbeiteten Körnern als auch die Keimbildung von rekristallisierten Körnern und erlaubt ferner während der Haltephase sowohl die weitere Keimbildung als auch das Wachstum bereits bestehender Keime. Der anfängliche Preßschritt ist wichtig, weil der Preßvorgang bei einer Temperatur vorgenommen wird, die unterhalb derjenigen Temperatur liegt, die im Titanlegierungskörper eine dynamische Kristallisierung bewirken würde. Der Halteschritt wird im allgemeinen bei einer Temperatur zwischen ungefähr 28° und ungefähr 55° oberhalb der β- Übergangstemperatur der Legierung und vorzugsweise bei derjenigen Temperatur, die während der Preßphase verwendet wird, ausgeführt. Der Halteschritt ist wichtig, weil die Keimbildung und das Kornwachstum so lange auftreten und fortgesetzt werden, bis die gebildeten feinen Körner gegenseitig aneinander stoßen. Wenn das gegenseitige Aneinanderstoßen abgeschlossen ist, wird der Titanlegierungskörper schnell auf eine Temperatur unterhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung abgekühlt, um das Kornwachstum anzuhalten. Der gesamte erfindungsgemäße Prozeß wird bei einer Temperatur oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung ausgeführt, wobei eine Abkühlung vor der Rekristallisierung auf eine Temperatur unterhalb der β- Übergangstemperatur der Legierung vermieden wird.

Ein weiteres Merkmal der Erfindung besteht darin, zusätz liche gewünschte Eigenschaften des Titanlegierungskörpers dadurch zu erzielen, daß ein zweiter Preßschritt ausge führt wird, der unmittelbar nach dem Halteschritt und vor dem Schritt des schnellen Abkühlens eingeschoben wird. Dieser zweite Preßschritt wird bei der gleichen Tempera tur ausgeführt, die für den Halteschritt verwendet wird, um die Bildung einer α-Phase, die als Film vorwiegend an den Korngrenzen auftritt, zu vermeiden. Die α-Phase tritt auf, wenn sich der Titanlegierungskörper auf eine Tempe ratur unterhalb der β-Übergangstemperatur abkühlt, und verschlechtert die Qualität des Titanlegierungskörpers, indem sie Wege für ein Rißwachstum schafft. Der zweite Verformungsschritt überführt jedes Korn aus einer gleich achsigen Form in eine längliche, abgeflachte Form, deren lange Achse in radialer Richtung und deren kurze Achse in axialer Richtung angeordnet sind. Eine solche Anordnung ermöglicht in radialer Richtung verbesserte mechanische Eigenschaften, was im Hinblick auf Anwendungen, in denen einwirkende Beanspruchungen in radialer Richtung maximal sind, etwa bei rotierenden Turbinenrotoren, einen wichti gen Gesichtspunkt darstellt. Ferner bewirkt der zweite Verformungsschritt, daß die während des nachfolgenden Ab kühlvorgangs an den Korngrenzen kontinuierlich auftre tende α-Phase eher eine Zickzack-Morphologie bildet, die das Rißwachstum entlang der Korngrenzen-α-Phase verzö gert.

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren ist es möglich, einen Titanlegierungskörper mit einer im wesentlichen gleichmäßigen, feinen β-Kornmorphologie, in der die maximale Korngröße durchgehend 0,5 mm beträgt, zu erhalten. Eine solche annähernde Gleichmäßigkeit wird erhalten, weil jede Stelle innerhalb des Körpers während des Preßschrittes und des Halteschrittes gleichzeitig die - gleiche Temperatur besitzt. Diese Gleichmäßigkeit ist bei herkömmlich geschmiedeten Werkstücken nicht erzielbar, weil dabei ein Glühofen verwendet wird, um die Werkstücke zu erwärmen. Der Grund hierfür besteht darin, daß die im erfindungsgemäßen Verfahren eingestellte Haltezeit (in der Größenordnung zwischen 4 und 10 Minuten, wie es für Ti-6242 bzw. Ti-17 erforderlich ist) kurz ist und daß während solch kurzer Zeiten in einem Glühofen eine gleichmäßige Erwärmung von dicken Titanlegierungskörpern nicht möglich ist.

Die der vorliegenden Erfindung zugrundeliegende Theorie ist in vorbereitenden Experimenten geprüft worden, indem die Prüfproben jeweils oberhalb der β-Übergangstemperatur der jeweiligen Probe geschmiedet wurden, anschließend jede Probe abgekühlt und in dünne Scheiben (mit einer Dicke von beispielsweise ungefähr 2,5 mm) geschnitten wurden; anschließend wurden diese Scheiben auf eine Tem peratur oberhalb der β-Übergangstemperatur der jeweiligen Probe erwärmt und auf dieser Temperatur für verschiedene Zeitintervalle (zum Beispiel 2, 4, 6 und 8 Minuten) ge halten, anschließend wurden die Scheiben schnell abge kühlt, wobei die Mikrostruktur einer jeden Scheibe beob achtet wurde, um das Ausmaß der Rekristallisation der β- Körner zu bestimmen. Die Ergebnisse dieser vorausgehenden Experimente sind für Ti-17-Schmiedstücke in den Fig. 1a bis 1d und für Ti-6242-Schmiedstücke in den Fig. 2a bis 2d gezeigt.

Der Ausdruck "β-Übergangstemperatur" bezieht sich auf die 100%-β-Übergangstemperatur, die die minimale Temperatur darstellt, bei der 100% des Materials in die β-Phase um gewandelt sind. Diese Temperatur wird für eine gegebene Legierung durch Prüfproben erhalten, die für eine Stunde bei einer ausgewählten Temperatur einer Wärmebehandlung und anschließend einer Mikrostrukturuntersuchung unter worfen wurden. Die β-Übergangstemperaturen für die mei sten wohlbekannten Titanlegierungen liegen im Bereich zwischen ungefähr 760°C und ungefähr 1090°C.

Erfindungsgemäß werden während des Prozesses weder an der Außenseite des Werkstückes Titanoxyd noch im Außenbereich des Werkstückes eine α-Ummantelung gebildet, weil die Haltezeiten beträchtlich kürzer sind (zum Beispiel 4 bis 10 Minuten).

Weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung sind in den Nebenansprüchen und in den Unteransprüchen angegeben.

Die Erfindung wird im folgenden anhand eines bevorzugten Ausführungsbeispiels mit Bezug auf die Zeichnungen näher erläutert; es zeigen:

Fig. 1a ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das zeigt, daß in einem zu 70% β-überführten Ti- 17-Schmiedstück bei 2 Minuten Haltezeit bei 900°C keine Kornkeimbildung und keine Wachs tumsprozesse auftreten;

Fig. 1b ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das zeigt, daß in einem zu 70% β-überführten Ti- 17-Schmiedstück nach 4 Minuten Haltezeit bei 900°C in begrenztem Umfang eine Kornkeimbil dung und Wachstumsprozesse auftreten;

Fig. 1c ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das zeigt, daß in einem zu 70% β-überführten Ti- 17-Schmiedstück nach 6 Minuten Haltezeit bei 900°C vermehrt eine Kornkeimbildung und Wachstumsprozesse auftreten;

Fig. 1d ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das zeigt, daß in einem zu 70% β-überführten Ti- 17-Schmiedstück nach 8 Minuten Haltezeit bei 900°C die Kornkeimbildung im wesentlichen ab geschlossen ist und fortgesetzte Wachstums prozesse stattfinden;

Fig. 2a ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das zeigt, daß in einem zu 70% β-überführten Ti- 6242-Schmiedstück nach 2 Minuten Haltezeit bei 1010°C keine Kornkeimbildung und keine Wachstumsprozesse auftreten;

Fig. 2b ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das zeigt, daß in einem zu 70% β-überführten Ti- 6242-Schmiedstück nach 4 Minuten Haltezeit bei 1010°C im wesentlichen eine Kornkeimbil dung und Wachstumsprozesse auftreten;

Fig. 2c ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das zeigt, daß in einem zu 70% β-überführten Ti- 6242-Schmiedstück nach 6 Minuten Haltezeit bei 1010°C die Kornkeimbildung im wesentli chen abgeschlossen ist und fortgesetzte Wachstumsprozesse auftreten;

Fig. 2d ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das zeigt, daß in einem zu 70% β-überführten Ti- 6242-Schmiedstück nach 8 Minuten Haltezeit bei 1010°C die Kornkeimbildung und die Wachs tumsprozesse abgeschlossen sind;

Fig. 3 eine grafische Darstellung der Kornwachstums kinetik und der prozentualen Rekristallisie rung sowohl für ein zu 30% β-überführtes als auch für ein zu 70% β-überführtes Ti-17- Schmiedstück bei 900°C;

Fig. 4 eine grafische Darstellung der Kornwachstums kinetik und der prozentualen Rekristallisie rung eines zu 70% β-überführten Ti-6242- Schmiedstücks bei 1010°C;

Fig. 5A ein Mikrobild (100-fache Vergrößerung) eines Ti-17-Schmiedstücks, das zu 30% β-überführt und 8 Minuten gehalten wurde, das dann zu 30% β-überführt und 8 Minuten gehalten wurde und das dann zu 30% β-überführt wurde, um das Längenverhältnis der Körner zu entwickeln, wobei das Schmiedstück bei 800°C für zwei Stunden lösungsbehandelt und in Wasser schnell abgekühlt wurde;

Fig. 5b ein Mikrobild (100-fache Vergrößerung) eines Ti-17-Schmiedstücks, das zu 70% β-überführt und 8 Minuten gehalten wurde und das dann zu 30% β-überführt und 8 Minuten gehalten wurde, so daß sich gleichachsige Körner ergaben, wo bei das Schmiedstück bei 800°C für zwei Stun den lösungsbehandelt und in Wasser schnell abgekühlt wurde;

Fig. 5c ein Mikrobild (100-fache Vergrößerung) eines Ti-17-Schmiedstücks, das zu 30% β-überführt und 8 Minuten gehalten wurde und das dann zu 70% β-überführt und 8 Minuten gehalten wurde, so daß sich gleichachsige Körner ergaben, wo bei das Schmiedstück bei 800°C für zwei Stun den lösungsbehandelt und in Wasser schnell abgekühlt wurde;

Fig. 5d ein Mikrobild (100-fache Vergrößerung) eines Ti-17-Schmiedstücks, das zu 50% β-überführt und 8 Minuten gehalten wurde und das dann zu 50% β-überführt und 8 Minuten gehalten wurde, so daß sich gleichachsige Körner ergaben, wo bei das Schmiedstück bei 810°C für zwei Stun den lösungsbehandelt und in Wasser schnell abgekühlt wurde;

Fig. 5e das gleiche Mikrobild wie in Fig. 5a, jedoch bei 500-facher Vergrößerung;

Fig. 5f das gleiche Mikrobild wie in Fig. 5b, jedoch bei 500-facher Vergrößerung;

Fig. 5g das gleiche Mikrobild wie in Fig. 5c, jedoch bei 500-facher Vergrößerung;

Fig. 5h das gleiche Mikrobild wie in Fig. 5d, jedoch bei 500-facher Vergrößerung;

Fig. 6a ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das die Kornstruktur eines Ti-6242-Stauchschmied stücks zeigt, das unter Verwendung des erfin dungsgemäßen Verfahrens nach 70%-iger β-Über führung bei einer Haltezeit von 1 Minute er halten wird;

Fig. 6b ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das die Kornstruktur eines Ti-6242-Stauchschmied stücks zeigt, das mit dem erfindungsgemäßen Verfahren nach 70%-iger β-Überführung bei ei ner Haltezeit von 4 Minuten erhalten wird;

Fig. 6c ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das die Kornstruktur eines Ti-6242-Stauchschmied stücks zeigt, das mit dem erfindungsgemäßen Verfahren nach 70%-iger β-Überführung bei ei ner Haltezeit von 7 Minuten erhalten wird;

Fig. 7a ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in einem Mittelabschnitt aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17-Legie rungsmaterial zeigt, das durch einen herkömm lichen Prozeß mit 30%-iger α-β-Überführung und 70%-iger β-Überführung erhalten wurde;

Fig. 7b ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in einem Mittelabschnitt aufgenommen worden ist und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17- Legierungsmaterial zeigt, das durch einen herkömmlichen Prozeß mit 70%-iger α-β-Über führung und 30%-iger β-Überführung erhalten wurde;

Fig. 7c ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in einem Mittelabschnitt aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17-Legie rungsmaterial zeigt, das durch einen herkömm lichen Prozeß mit 70%-iger β-Überführung und einer anschließenden 30%-igen β-Überführung erhalten wurde;

Fig. 8a ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in einem Mittelbereich aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17- Legierungsmaterial zeigt, das durch das erfindungsgemäße Verfahren mit 50%-iger Überführung und 8 Minuten Haltezeit, daran anschließender 50%-iger Überführung und 4,5 Minuten Haltezeit und daran anschließendem 30%-igen Längsschmieden erhalten wurde;

Fig. 8b ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in der Nähe des Bodenbereichs aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17- Legierungsmaterial zeigt, das durch das er findungsgemäße Verfahren mit 50%-iger Über führung und 8 Minuten Haltezeit, daran an schließender 50%-iger Überführung und 4,5 Mi nuten Haltezeit und daran anschließendem 30- igen Längsschmieden erhalten wurde;

Fig. 8c ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in einem Mittelbereich aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17-Legie rungsmaterial zeigt, das durch das erfin dungsgemäße Verfahren mit 50%-iger Überfüh rung und 8 Minuten Haltezeit, daran anschlie ßender 50%-iger Überführung und 4,5 Minuten Haltezeit und daran anschließendem 30%-igen Längsschmieden erhalten wurde;

Fig. 8d ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in der Nähe des Bodenbereichs aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17- Legierungsmaterial zeigt, das durch das er findungsgemäße Verfahren mit 50%-iger Über führung und 8 Minuten Haltezeit, daran an schließender 50%-iger Überführung und 4,5 Mi nuten Haltezeit und daran anschließendem 30%- igen Längsschmieden erhalten wurde;

Fig. 9a ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung) das im Mittelbereich aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17-Legie rungsmaterial zeigt, das durch das erfin dungsgemäße Verfahren mit 70%-iger Überfüh rung und 8 Minuten Haltezeit, daran anschlie ßender 30%-iger Überführung und 4,5 Minuten Haltezeit und daran anschließendem 30%-igen Längsschmieden erhalten wurde;

Fig. 9b ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in der Nähe des Bodenbereichs aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17- Legierungsmaterial zeigt, das durch das er findungsgemäße Verfahren mit 70%-iger Über führung und 8 Minuten Haltezeit, daran an schließender 30%-iger Überführung und 4,5 Mi nuten Haltezeit und daran anschließendem 30%- igen Längsschmieden erhalten wurde;

Fig. 9c ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das im Mittelbereich aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17-Legie rungsmaterial zeigt, das durch das erfin dungsgemäße Verfahren mit 70%-iger Überfüh rung und 8 Minuten Haltezeit, daran anschlie ßender 30%-iger Überführung und 4,5 Minuten Haltezeit und daran anschließendem 30%-igen Längsschmieden erhalten wurde;

Fig. 9d ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung), das in der Nähe des Bodenbereichs aufgenommen wurde und ein Stauchschmiedstück aus einem Ti-17- Legierungsmaterial zeigt, das durch das er findungsgemäße Verfahren mit 70%-iger-Über führung und 8 Minuten Haltezeit, daran an schließender 30%-iger-Überführung und 4,5 Mi nuten Haltezeit und daran anschließendem 30%- igen Längsschmieden erhalten wurde;

Fig. 10a ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung) eines Stauchschmiedstücks aus einem Ti-6242-Legie rungsmaterial, das durch ein herkömmliches Verfahren mit 30%-iger α-β-Überführung und daran anschließender 70%-iger-Überführung er halten wurde;

Fig. 10b ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung) eines Stauchschmiedstücks aus einem Ti-6242-Legie rungsmaterial, das durch ein herkömmliches Verfahren mit 70%-iger α-β-Überführung und daran anschließender 30%-iger-Überführung er halten wurde;

Fig. 10c ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung) eines Stauchschmiedstücks aus einem Ti-6242-Legie rungsmaterial, das durch ein herkömmliches Verfahren mit 70%-iger α-β-Überführung und daran anschließender 30%-iger-Überführung er halten wurde;

Fig. 11a ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung) eines Stauchschmiedstücks aus einem Ti-6242-Legie rungsmaterial, das durch das erfindungsgemäße Verfahren mit 30%-iger-Überführung und 4 Mi nuten Haltezeit, daran anschließender 30%- iger-Überführung und 4 Minuten Haltezeit, daran anschließender 30%-iger-Überführung und 4 Minuten Haltezeit und daran anschließendem 30%-igen Längsschmieden erhalten wurde, wobei in der Figur ein Kantenabschnitt gezeigt ist;

Fig. 11b ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung) eines Stauchschmiedstücks aus einem Ti-6242-Legie rungsmaterial, das durch das erfindungsgemäße Verfahren mit 30%-iger-Überführung und 4 Mi nuten Haltezeit, daran anschließender 30%- iger-Überführung und 4 Minuten Haltezeit, daran anschließender 30%-iger-Überführung und 4 Minuten Haltezeit und daran anschließendem 30%-igen Längsschmieden erhalten wurde, wobei in der Figur ein Abschnitt auf halbem Radius gezeigt ist;

Fig. 11c ein Mikrobild (50-fache Vergrößerung) eines Stauchschmiedstücks aus einem Ti-6242-Legie rungsmaterial, das durch das erfindungsgemäße Verfahren mit 30%-iger-Überführung und 4 Mi nuten Haltezeit, daran anschließender 30%- iger-Überführung und 4 Minuten Haltezeit, daran anschließender 30%-iger-Überführung und 4 Minuten Haltezeit und daran anschließendem 30%-igen Längsschmieden erhalten wurde, wobei in der Figur ein Mittelpunktbereich gezeigt ist.

Fig. 12a eine Darstellung des herkömmlichen Schmieder verfahrens für Titanlegierungen, in dem ein Barren vor dem Schmieden gleichachsige Körner und nach dem Schmieden abgeflachte Körner aufweist; und

Fig. 12b eine Darstellung des erfindungsgemäßen Ver fahrens, in dem ein Barren vor dem Schmieden gleichachsige Körner und nach dem Schmieden abgeflachte Körner mit feineren, rekristalli sierten β-Körnern, die während der Haltezeit oberhalb der β-Übergangstemperatur erzeugt wurden, aufweist.

Durch die vorliegende Erfindung wird ein Verfahren ge schaffen, um in einem Fertigschmiedevorgang eine feinkör nige Titanlegierung mit einer maximalen Körngröße von 0,5 mm zu erzeugen. In diesem Verfahren wird ein Titanlegie rungsbarren im allgemeinen auf eine Temperatur erwärmt, die zwischen ungefähr 28° und ungefähr 55° oberhalb der β- Übergangstemperatur der Legierung liegt; anschließend wird der Barren durch Fressen in einer erwärmten, iso thermischen Presse warmbearbeitet; dann wird der Barren auf einer Temperatur gehalten, die im allgemeinen im Be reich zwischen ungefähr 28° und 55° oberhalb der β-Über gangstemperatur liegt, um die Keimbildung und das Korn wachstum zu ermöglichen; dann wird der Barren in der er wärmten isothermischen Presse erneut gepreßt, um die re kristallisierten Körner zu verformen und um jedes Korn von einer gleichachsigen Form in eine abgeflachte Form umzuwandeln, wobei die lange Achse eines jeden Korns in radialer Richtung und die kurze Achse eines jeden Korns in axialer Richtung angeordnet sind; schließlich wird der Barren schnell abgekült, um das Kornwachstum anzuhalten. Das gesamte Verfahren wird vorzugsweise bei einer Tempe ratur ausgeführt, die zwischen ungefähr 28° und ungefähr 55° oberhalb der β-Übergangstemperatur liegt. Die Tempe ratur darf nicht bis zu dem Punkt ansteigen, bei dem eine dynamische Rekristallisation möglich ist, außerdem darf die Temperatur nicht auf einen Wert unterhalb der β-Über gangstemperatur fallen, so lange der Titanlegierungskör per nicht schnell abgekühlt wird.

Die Erfindung wird durch die folgenden Beispiele weiter erläutert. Bei der Schmiedeprozeß-Untersuchung wurden Standard-Ti-17-Barrenmaterialien und Ti-6242-Barrenmate rialien mit typischen Durchmessern von 175 mm und von 200 mm verwendet. Die Experimente umfaßten

a) die Auswertung der Keimbildung und der Kornwachs tumskinetik in Ti-17-Barrenmaterial und in Ti- 6242-Barrenmaterial mittels Kurzzeituntersuchun gen der statischen Rekristallisierung ("Kurzzeit" bedeutet eine Haltezeit von weniger als 10 Minu ten);
b) Korrelation der Ergebnisse der Rekristallisie rungs-Untersuchungen mit metadynamischen Bedin gungen (d.h. dynamisches Schmieden mit statischem Halten bei einer bestimmten Temperatur) durch kleinräumiges Stumpfschmieden und
c) Untersuchung des großräumigen Stumpfschmiedens bei verschiedenen Haltezeitbedingungen, um die Brauchbarkeit von mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellten, feinkörnigen Titan schmiedstücken aufzuzeigen und um ein Material für eine nichtzerstörende Ultraschallprüfung mit hoher Empfindlichkeit zu schaffen.

Die Theorie der vorliegenden Erfindung ist in vorberei tenden Experimenten durch das Schmieden von Prüfproben oberhalb der β-Übergangstemperatur der jeweiligen Probe, durch das Abkühlen jeder Probe, durch das Zerschneiden einer jeden Probe in dünne Scheiben (mit einer Dicke von beispielsweise ungefähr 2,5 mm), durch das Erwärmen die ser Scheiben auf eine Temperatur oberhalb der ß- Übergangstemperatur der Probe, durch das Halten dieser Temperatur über verschiedene Zeitintervalle (zum Beispiel 2, 4, 6 und 8 Minuten), durch das schnelle Abkühlen der Scheiben und durch die Beobachtung der Mikrostruktur ei ner jeden Scheibe, um das Ausmaß der Rekristallisierung der β-Körner zu bestimmen, geprüft worden. Die Ergebnisse dieser vorbereitenden Experimente sind für Ti-17-Schmied stücke in den Fig. 1a bis 1d gezeigt, während sie für Ti- 6242-Schmiedstücke in den Fig. 2a bis 2d gezeigt sind.

Diese vorbereitenden Experimente zeigen, daß die Korn- Keimbildung und der Wachstumsprozeß in Titanschmied stücken in kurzer Zeit auftreten (in weniger als 10 Minu ten), wie für Ti-17-Schmiedstücke in den Fig. 1a bis 1d und für Ti-6242-Schmiedstücke in den Fig. 2a bis 2d ge zeigt ist. Wie bereits erwähnt, war die Keimbildung und der Wachstumsprozeß im Ti-17-Schmiedstück, das zu 70% β- überführt war, das heißt das zu 70% β-geschmiedet wurde, im wesentlichen nach 8 Minuten abgeschlossen. Selbst bei einer geringeren Überführung, zum Beispiel bei einer 30%- igen β-Überführung, blieb die Zeit die gleiche. Außerdem wurden die gleichen Ergebnisse bei 900°C und bei 926°C erzielt. Im Falle des in den Fig. 2a bis 2d gezeigten Ti- 6242 waren die Keimbildung, das Kornwachstum und der Re kristallisierungsprozeß schneller als im Ti-17-Beispiel und waren nach ungefähr 4 Minuten abgeschlossen.

Wie in den Fig. 3 und 4 gezeigt, weisen die aus diesen vorbereitenden Experimenten abgeleiteten Daten sowohl in Ti-17 als auch in Ti-6242 auf eine Keimbildung und eine sehr schnelle Kornwachstumskinetik hin und lassen vermu ten, daß durch den Einsatz eines Verfahrens, das eine β- Überführung verwendet, der das Halten bei einer ausge wählten Temperatur folgt, um die Keimbildung und das Kornwachstum höchstens in einem Ausmaß, das zur Ersetzung der vorherigen warmbearbeiteten Körner ausreicht, zu er möglichen, noch feiner gekörnte Titanschmiedstücke herge stellt werden können.

Dann wurde das erfindungsgemäße Verfahren bei Verwendung von kleinen Preßproben aus Ti-17-Material experimentell geprüft. In den Fig. 5a bis 5h sind Mikrobilder gezeigt, die unter verschiedenen Schmiedebedingungen entstanden sind; für die Beispiele gilt eine Umformungsgeschwindig keit von 0,1 pro Sekunde. Ähnliche Ergebnisse wurden bei einer Umformgeschwindigkeit von 0,01 pro Sekunde erhal ten. In der Praxis wird die Nennumformgeschwindigkeit bei konstanter Stößelgeschwindigkeit zwischen 0,08 pro Se kunde und 0,2 pro Sekunde variieren. Die typische Korn größe in diesen Proben betrug 0,2 mm. Es ist wichtig festzustellen, daß veränderliche Kombinationen von β- Überführungen (wie auch ein weiter Bereich für die Umfor mungsgeschwindigkeiten) bei der Entwicklung der feinen Körner des Schmiedstücks tolerierbar sind.

Das Verfahren der vorliegenden Erfindung wurde außerdem bei Verwendung von kleinen Preßproben aus Ti-6242-Mate rial experimentell geprüft. In den Fig. 6a bis 6c sind die Prüfergebnisse für drei verschiedene Haltezeiten ge zeigt. Es hat sich gezeigt, daß 3 bis 4 Minuten Haltezeit für eine Entwicklung von feinen Körnern im Bereich zwi schen 0,3 mm und 0,4 mm angemessen sind. Diese Größen zeigen gegenüber den Korngrößen von 0,6 mm bis 0,9 mm in herkömmlich geschmiedeten Ti-6242-Schmiedstücken eine Verbesserung an.

Dann wurden unter Verwendung einer 2200-Tonnen-Presse aus Barren mit einem Durchmesser von ungefähr 178 mm und 200 mm Stauchschmiedstücke hergestellt, wobei sowohl ein her kömmlicher Schmiedeprozeß als auch ein erfindungsgemäßer Prozeß zur Anwendung kam. Die Verwendung beider Prozesse ermöglichte einen direkten Vergleich der Korngrößen, um eine Verbesserung festzustellen. Wie in den Fig. 7a bis 7c für den herkömmlichen Schmiedeprozeß von Ti-17-Mate rial gezeigt, wurden drei Schmiedebedingungen verwendet:

a. 30% (α+β)-Vorschmieden + 70% β-Fertigschmieden
b. 70% (α+β)-Vorschmieden + 30% β-Fertigschmieden
c. 70% β-Vorschmieden + 30% β-Fertigschmieden.

Das α+β-Vorschmieden wurde bei 857°C ausgeführt, während sämtliche anderen β-Operationen bei 912°C ausgeführt wur den.

Die Kornstrukturen sind in den Fig. 7a bis 7c gezeigt. Es ist darauf hinzuweisen, daß die Körner mit 705-igem Fer tigschmieden sehr flach und scheibenförmig sind. Sämtli che Körner besitzen angenähert die gleiche Größe; die we nigen kleinen Körner stellen tatsächlich einen Quer schnitt längs der kleinen Bogensehne eines flachen Korns dar. Somit wird für die Körner ein Volumen von ungefähr 0,28 mm³ geschätzt.

Die dem 30%-igem Fertigschmieden entsprechenden Mikrobilder (Fig. 7b und 7c) zeigen Körner mit einem nur geringen Längenverhältnis; unter der Annahme, daß sie kugelförmig sind und einen mittleren Durchmesser von 0,8 mm besitzen (d.h. ein großes Korn mit einem auf dem Mikrobild sichtbaren diametralen Querschnitt), wird ihr Volumen auf ungefähr 0,27 mm³ geschätzt.

Wie in den Fig. 8a bis 8d gezeigt, wurde die erfindungsgemäße Bearbeitung des Ti-17-Materials ("Haltezeit-Bearbeitung") unter Verwendung von drei Schmiedebedingungen ausgeführt:

a. (30% β-Schmieden + 8 Minuten halten) + 30% β- Schmieden + 8 Minuten halten) + 30% Längsschmie den
b. (50% β-Schmieden + 8 Minuten halten) + (50% β- Schmieden + 4,5 Minuten halten) + 305 Längs schmieden
c. 70% β-Schmieden + 8 Minuten halten) + (30% β- Schmieden + 4,5 Minuten halten) + 30% Längs schmieden.

Obwohl bei der Überführung im zweiten Schmiedeschritt un ter den Bedingungen (a) einige Fehler festgestellt wur den, nämlich anstatt einer 30%-igen Überführung lediglich eine 10%-ige Überführung, lieferte das erfindungsgemäße Verfahren feinere Körner mit einer Größe von ungefähr 0,2 mm. In den Fig. 8a bis 8d und 9a bis 9d sind Beispiele von Kornstrukturen von Schmiedstücken gezeigt, die unter den Bedingungen (b) bzw. (c) hergestellt worden sind. Auf die Keimbildung, das Kornwachstum und das Aufeinandersto ßen der Korngrenzen, die während der Haltezeit auftreten, ist eine Korngrößenschwankung zurückzuführen. Der durch schnittliche Durchmesser des einzelnen Korns wird auf 0,15 mm geschätzt, das typische Volumen wird auf 0,0018 mm³ geschätzt. Somit können mittels der "Haltezeit-Bear beitung" ungefähr 150 neu rekristallisierte Körner in je dem "alten" flachen Korn angeordnet werden. Es wird fest gestellt, daß der letzte Schritt ohne Haltezeit ausge führt wurde, um ein Längenverhältnis von ungefähr 3:1 zu entwickeln.

Ähnliche Schmiedstücke wurden aus Ti-6242 hergestellt. In den Fig. 10a bis 10c sind Kornstrukturen bei drei Bedin gungen eines herkömmlichen Verfahrens gezeigt. Diese Be dingungen waren die gleichen wie jene, die für das Ti-17- Material zur Anwendung kamen, mit der Ausnahme, daß die (α+β)-Vorschmiedetemperatur bei 962°C und die β-Bearbei tungstemperatur bei ungefähr 1032°C lagen. Wie in Fig. 10a gezeigt, sind die zu 70% fertiggeschmiedeten Körner flache Scheiben, deren jeweiliges wahres Volumen auf 0,3 mm³ geschätzt wird. Die zu 30% fertiggeschmiedeten Körner besitzen ein niedriges Längenverhältnis, deren jeweiliges Kornvolumen wird auf 0,25 mm³ geschätzt.

In den Fig. 11a bis 11c sind Kornstrukturen gezeigt, die durch die erfindungsgemäße "Haltezeit-Bearbeitung" hergestellt worden sind. Im Gegensatz zu Ti-17 betrug die Haltezeit für Ti-6242 4 Minuten, weil diese Legierung eine schnellere Kornwachstumskinetik aufweist. Dieses Material hat einen Schwankungsbereich der Korngrößen gezeigt, dessen Obergrenze dennoch niedriger ist als die Größen der mit herkömmlichen Schmiedetechniken entwickelten Körner. Das typische Volumen eines mit der erfindungsgemäßen "Haltezeit-Bearbeitung" hergestellten Korns beträgt ungefähr 0,033 mm³. Das bedeutet, daß anstatt eines "alten" abgeflachten β-Korns ungefähr 8 rekristallisierte Körner ausgebildet werden.

Das erfindungsgemäße Verfahren erfordert eine der anfäng lichen β-Überführung nachfolgende Haltezeit, deren Länge vom Legierungstyp abhängt. Für Ti-17 und Ti-6242 sind diese Zeiten zu 8 Minuten bzw. zu 4 Minuten bestimmt wor den. Außerdem erfordert dieses Verfahren isothermische Schmiedebedingungen, um ein starkes Abkühlen des Form stücks während der Haltezeit zu verhindern. Die Schmiede- Stößelgeschwindigkeit kann jedoch so hoch wie bei einem herkömmlichen Schmiedeprozeß sein. Die Verbesserung der aus dem Volumenverhältnis geschätzten Korngröße ist für Ti-17 durch den Faktor 150 und für Ti-6242 durch den Fak tor 8 gegeben. Anhand der aus den Mikrobildern geschätz ten typischen Korngröße können für Ti-17 eine Korngröße von 0,2 mm oder weniger und für Ti-6242 eine Korngröße von 0,4 mm oder weniger erwartet werden. Ferner wird das Schallverhalten der Ti-17-Schmiedstücke mit einer Korn größe von ≈0,2 mm gegenüber einem herkömmlich geschmiede ten Material um ≈40% verbessert.

Claims

1. Produkt, das aus einer Legierung auf Titanbasis hergestellt ist, dadurch gekennzeichnet, daß
das Produkt β-Körner mit einer maximalen Größe, die kleiner oder gleich 0,5 mm ist, aufweist; und
das Produkt gemäß einem Verfahren mit den Schrit ten
des Auswählens eines Barrens aus einer Legierung auf Titanbasis;
des Erwärmens des Barrens auf eine erste Tempera tur innerhalb eines Bereichs, der von der 100%-β-Über gangstemperatur bis zu einem Temperaturwert reicht, der ungefähr 55° oberhalb der β-Übergangstemperatur liegt;
des Bereitstellens einer Schmiedepresse, die auf eine zweite Temperatur innerhalb des Bereichs erwärmt ist;
des Anordnens des Barrens in der Schmiedepresse;
des darauf folgenden Betätigens der Schmiede presse und des Pressens des Barrens unter Aufrechterhal tung einer Temperatur des Barrens, die in dem Bereich liegt;
des darauffolgenden Haltens des gepreßten Barrens auf einer innerhalb des Bereichs liegenden dritten Tempe ratur während eines Zeitintervalls, das ausreicht, um ein gegenseitiges Aneinanderstoßen der rekristallisierten, feinen Körner zu ermöglichen, und das nicht ausreicht, um ein weiteres Kornwachstum zu ermöglichen; und
des darauffolgenden Entnehmens des Barrens aus der Schmiedepresse und des schnellen Abkühlens des Bar rens auf eine vierte Temperatur, die unterhalb der β- Übergangstemperatur liegt, um ein weiteres Kornwachstum anzuhalten und um β-Körner mit der maximalen Größe zu verwirklichen, hergestellt wird.

2. Produkt gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Bereich zwischen einer Temperatur von ungefähr 28° oberhalb der β-Übergangstemperatur und einer Tempera tur von ungefähr 55° oberhalb der β-Übergangstemperatur liegt.

3. Produkt gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Temperatur, die zweite Temperatur und die dritte Temperatur im wesentlichen einander gleich sind.

4. Produkt gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Barren in der Schmiedepresse ein zweites Mal ge preßt wird, wobei der zweite Preßvorgang nach dem Hal teschritt und vor den Schritten des Entnehmens und des schnellen Abkühlens des Barrens ausgeführt wird.

5. Produkt gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Temperatur, die zweite Temperatur und dritte Temperatur im wesentlichen einander gleich sind.

6. Produkt gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Barren in der Schmiedepresse ein zweites Mal ge preßt wird, wobei der zweite Preßvorgang nach dem Hal teschritt und vor den Schritten des Beseitigens und des schnellen Abkühlens ausgeführt wird.

7. Verfahren zur Verfeinerung der β-Korngröße einer Legierung, die aus der Gruppe von α- und α-β-Legierungen auf Titanbasis ausgewählt wird,
gekennzeichnet durch die Schritte des Auswählens eines Barrens aus einer Legierung auf Titanbasis;
des Erwärmens des Barrens auf eine erste Tempera tur, die in einem Bereich liegt, der von der 100%-β-Über gangstemperatur zu einer Temperatur, die ungefähr 55° oberhalb der β-Übergangstemperatur der Legierung liegt, reicht;
des Bereitstellens einer Schmiedepresse, die auf eine zweite Temperatur, die innerhalb des Bereichs liegt, erwärmt wird;
des Anordnens des Barrens in der Schmiedepresse;
des darauffolgenden Betätigens der Schmiedepresse und des Schmiedens des Barrens, wobei die Temperatur des Barrens auf einem Wert innerhalb des Bereichs gehalten wird;
des darauffolgenden Haltens des gepreßten Barrens auf einer innerhalb des Bereichs liegenden dritten Tempe ratur während eines Zeitintervalls, das ausreicht, um ein gegenseitiges Aneinanderstoßen der rekristallisierten feinen Körner zu ermöglichen, und das nicht ausreicht, um ein weiteres Kornwachstum zu ermöglichen; und
des darauffolgenden Beseitigens des Barrens aus der Schmiedepresse und des schnellen Abkühlens des Bar rens auf eine vierte Temperatur, die unterhalb der β- Übergangstemperatur liegt, um ein weiteres Kornwachstum anzuhalten,
wobei β-Körner hergestellt werden, deren Größe weniger oder gleich 0,5 mm ist.

8. Verfahren gemäß Anspruch 7, dadurch gekennzeich net, daß der Bereich von einer Temperatur, die ungefähr 28° oberhalb der β-Übergangstemperatur liegt, zu einer Temperatur reicht, die ungefähr 55° oberhalb der β-Über gangstemperatur liegt.

9. Verfahren gemäß Anspruch 8, dadurch gekennzeich net, daß die erste Temperatur, die zweite Temperatur und die dritte Temperatur im wesentlichen einander gleich sind.

10. Verfahren gemäß Anspruch 8, gekennzeichnet durch ein zweites Pressen des Barrens in der Schmiedepresse, wobei der zweite Preßvorgang nach dem Haltschritt und vor den Schritten des Beseitigens und des schnellen Abkühlens des Barrens liegt.

11. Produkt, dadurch gekennzeichnet, daß es mit dem Verfahren gemäß Anspruch 10 hergestellt wird.

12. Verfahren gemäß Anspruch 7, dadurch gekennzeich net, daß die ersten Temperatur, die zweite Temperatur und die dritte Temperatur im wesentlichen einander gleich sind.

13. Produkt, dadurch gekennzeichnet, daß es nach dem Verfahren gemäß Anspruch 12 hergestellt wird.

14. Verfahren gemäß Anspruch 7, gekennzeichnet durch ein zweites Pressen des Barrens in der Schmiedepresse, wobei der zweite Preßvorgang hinter dem Halteschritt und vor den Schritten des Beseitigens und des schnellen Ab kühlens des Barrens liegt.

15. Produkt, dadurch gekennzeichnet, daß es mit dem Verfahren gemäß Anspruch 14 hergestellt wird.

16. Verfahren zur Verfeinerung der β-Korngröße einer Legierung, die aus der Gruppe von α- und α-β-Legierungen auf Titanbasis ausgewählt wird,
gekennzeichnet durch die Schritte des Auswählens eines Barrens aus einer Legierung auf Titanbasis;
des Erwärmens des Barrens auf eine ausgewählte Temperatur, die in einem Bereich liegt, der von einer un gefähr 28° oberhalb der 100%-β-Übergangstempeeratur der Legierung liegenden Temperatur zu einer ungefähr 55° oberhalb der 100%-β-Übergangstemperatur liegenden Tempe ratur reicht, des Bereitstellens einer isothermischen Presse, die auf eine innerhalb dieses Bereichs liegende Temperatur erwärmt wird, des Anordnens des Barrens in der Presse;
des Pressens des Barrens mit der isothermischen Presse, wobei die ausgewählte Temperatur in dem Bereich gehalten wird;
des Haltens des gepreßten Barrens auf der in dem Bereich liegenden, ausgewählten Temperatur;
des Ermöglichens des Auftretens einer Rekristal lisierung von β-Körnern während des Halteschritts, wobei die Rekristallisierung während eines Zeitintervalls auf tritt, das ausreicht, um ein gegenseitiges Aneinandersto ßen feiner, rekristallisierter Körner zu ermöglichen; und
des Entnehmens des gepreßten Barrens aus der iso thermischen Presse und des schnellen Abkühlens des Bar rens auf eine Temperatur unterhalb der β-Übergangstempe ratur, um ein weiteres Kornwachstum zu verhindern,
wobei β-Körner hergestellt werden, deren maximale Größe 0,5 mm nicht übersteigt.

17. Produkt, dadurch gekennzeichnet, daß es mit dem Verfahren gemäß Anspruch 16 hergestellt wird.

18. Verfahren gemäß Anspruch 16, gekennzeichnet durch einen zweiten Preßschritt, der unmittelbar nach dem Hal teschritt bei der ausgewählten Temperatur ausgeführt wird.

19. Verfahren gemäß Anspruch 18, gekennzeichnet durch einen zweiten Halteschritt, der unmittelbar nach dem zweiten Preßschritt bei der ausgewählten Temperatur aus geführt wird.

20. Produkt, dadurch gekennzeichnet, daß es mit dem Verfahren gemäß Anspruch 19 hergestellt wird.