EP1214995B1 - Verfahren zur Behandlung metallischer Werkstoffe - Google Patents

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EP1214995B1
EP1214995B1 EP01127929A EP01127929A EP1214995B1 EP 1214995 B1 EP1214995 B1 EP 1214995B1 EP 01127929 A EP01127929 A EP 01127929A EP 01127929 A EP01127929 A EP 01127929A EP 1214995 B1 EP1214995 B1 EP 1214995B1
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EP
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blank
deformation
compression
heating
sample
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EP01127929A
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Fritz Dr. Appel
Stephan Eggert
Uwe Lorenz
Michael Dr. Oehring
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GKSS Forshungszentrum Geesthacht GmbH
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GKSS Forshungszentrum Geesthacht GmbH
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J1/00—Preparing metal stock or similar ancillary operations prior, during or post forging, e.g. heating or cooling
    • B21J1/02—Preliminary treatment of metal stock without particular shaping, e.g. salvaging segregated zones, forging or pressing in the rough
    • B21J1/025—Preliminary treatment of metal stock without particular shaping, e.g. salvaging segregated zones, forging or pressing in the rough affecting grain orientation
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J9/00—Forging presses
    • B21J9/02—Special design or construction
    • B21J9/06—Swaging presses; Upsetting presses
    • B21J9/08—Swaging presses; Upsetting presses equipped with devices for heating the work-piece
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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

Definitions

  • the invention relates to a method for the treatment of difficult-to-form metallic materials for the consolidation of the structure of the metallic materials. Such a method is e.g. in US-A-5 039 356.
  • Previously used conventional treatment or forming techniques for metallic materials show consolidation results that do not meet the desired results regularly.
  • Special metallic materials for example the group of titanium aluminides or magnesium materials, according to the previously used conventional treatment or forming techniques, for example by forging or extrusion, still considerable chemical and structural inhomogeneity of their structure, which does not tolerate certain technical applications can be.
  • the known treatment or forming techniques lack, first of all, that with these only relatively low degrees of deformation can be achieved. This is, for example, if the metallic materials are to be used in thermally and mechanically highly stressed areas, such as turbine blades of jet engines for aircraft or connecting rods for drive assemblies of automobiles unacceptable.
  • Metallic materials such as intermetallic titanium aluminides are very brittle and thus difficult to form materials.
  • such metallic materials have been produced exclusively by melt-metallographic processes, predominantly employing vacuum arc melting, plasma melting and induction melting.
  • the melt is usually melted two to three times, occur in the castings considerable quality deficiencies, which are mainly by a coarse-grained texture with a pronounced preference of the crystals, strong increases (local variations in the composition) and the appearance of pores.
  • Such deficiencies occur not only in the primary casting, for example, of titanium aluminides, but also in many other metallic materials, so that they, as mentioned, are not suitable for direct component production from the casting material.
  • the primary casting material must therefore be structurally and chemically consolidated.
  • the high-temperature forming by forging or extrusion is used regularly, in particular, a significant refinement of the structure and a balance of local variations in the composition of the material is sought, for example, it is metallic alloys.
  • the fineness and homogeneity of the structure present after the forming process therefore depends, in addition to the forming temperature and the forming speed, above all, on the degree of deformation, ie. the extent of the plastic deformation achieved during the deformation of the material.
  • This degree of deformation is usually limited to a height reduction of 90 to 95% in conventional single-stage forging by compression. At such degrees of deformation arise at the periphery of the forging high secondary tensile stresses, which often lead to cracking. This is particularly problematic for brittle materials, such as titanium aluminides, which therefore usually can only be converted much less.
  • Higher degrees of deformation require multi-stage forging, which is very expensive and is also not applicable to all desired component shapes.
  • Blank in the above sense means an element of metallic material of the type described above, which has been treated so far, possibly by multiple melting, as it has been previously pretreated for extrusion or forging.
  • the metallic element in this sense may be a suitable sample for scientific purposes, but it may also be a semi-finished product intended for the production of end products, for example turbine blades for jet engines or connecting rods for drive units of motor vehicles.
  • blanks of metallic materials can be produced with which, as desired, a significantly improved microstructural consolidation of the metallic material can be achieved, wherein the application of the method to brittle and thus difficult to deform metallic materials results with respect to the procedurally achievable structure shown have even exceeded the expectations placed in the process considerably, ie the structural and chemical consolidation of the structure has significantly improved over the achievable microstructures by known forging and extrusion processes.
  • Another significant advantage of the method according to the invention is that the forming temperature to which the blank is heated, can be significantly lower than the temperatures that had to be achieved for the previous known forging and extrusion process.
  • the deformation is applied in the form of a twist as well as a simultaneous compression, i. a superimposition of both types of deformation takes place, wherein the shearing cracks which possibly occur during the deformation of the metallic material due to the twisting are closed again at a very early stage, so that they can not grow into macro-cracks. Due to the superimposition of twisting and compression, moreover, a more homogeneous deformation of the material is achieved, since the shearing operations associated with the two deformation processes are strongly inclined with respect to each other with a suitable geometric structure of the blank.
  • the compression is carried out by loading the blank with a constant force, but it is also preferably possible to carry out the compression by applying the blank at a constant rate of deformation.
  • the heating of the blank in the process-related treatment can take place in any desired manner, it being advantageous to control the heating of the blank such that the blank as a whole is heated or held at forming temperature when the deformation takes place.
  • the blank is deformed in total, ie twisted and compressed.
  • the heating so as to purposefully heat the selected portion of the blank whose deformation is to be effected, i. in the broadest sense stepwise deformation of the blank depending on the relative to the blank positioned heater or heat.
  • the heating of the blank is preferably carried out by means of an electric coil which is suitably positioned around the blank and optionally displaceable along the blank in order to heat certain selected areas of the blank in the sense of the preceding paragraph.
  • the method described here was carried out on a laboratory scale on a TiAl alloy of the composition (in atomic percent) Ti - 47 Al - 3.7 (Nb, Cr, Mn, Si) - 0.5 B tested.
  • the experiments were carried out in air.
  • threaded head samples were installed in a compression apparatus in which the sample holders could be rotated against each other to rotate the sample (FIG. 1).
  • the samples were heated by an induction coil to different deformation temperatures between 1000 and 1100 ° C.
  • the sample temperature was determined with a thermocouple. Due to the geometric structure of the coil, the hot sample zone was about 6 mm in length, which was considered to be the effective sample length for evaluation.
  • Fig. 2 shows a macro photograph of the reshaped sample. The texture refinement achieved by the forming process is demonstrated on the basis of light micrographs in Fig. 3.
  • Fig. 3a shows the relatively coarse cast structure in the head region of the sample, in which no deformation and thus no dynamic recrystallization has taken place.
  • Fig. 3b shows the central sample area deformed by the compression and twist.
  • d 800 ⁇ m
  • the method described here can be easily extended to technical standards, since the components required for this purpose, such as induction heaters or forming machines, belong to the standard equipment of the metallurgical industry.
  • a particular advantage of the method is that the sample holders need not be heated, so there are no special requirements for the high temperature strength of these materials.
  • the sample to be reshaped can be heated homogeneously over the entire length to the desired deformation temperature.
  • the sample may also be locally heated by induction heating. This latter method has the advantage that locally very high degrees of deformation and forming speeds can be realized under otherwise identical conditions can, which is advantageous in many materials for achieving a homogeneous recrystallization.
  • the induction coil For the total deformation of the sample must, as indicated in Fig. 1, the induction coil to be moved along the sample longitudinal axis.
  • Forming can be done at 1000 ° C at relatively low forming temperatures compared to conventional forging and extrusion processes, which greatly simplifies the transformation of corrosion sensitive materials such as titanium aluminides.
  • a particular advantage of the method is that forming operations at extremely high temperatures under protective gas can be realized in a relatively simple manner.
  • forming temperatures of more than 1350.degree. C. are often necessary, since in this way special lamellar microstructure morphologies can be set.
  • the forming conditions can be adjusted to a high degree to the deformation and recrystallization behavior, so that even relatively brittle materials, such as titanium aluminides, can be well formed.
  • the torques and forces required for the deformation can be initiated in all cases on relatively cold sample holders, so that these versions need not be made of very expensive high-temperature materials.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Behandlung schwer umformbarer metallischer Werkstoffe zur Konsolidierung des Gefüges der metallischen Werkstoffe. Ein solches Verfahren ist z.B. in der US-A-5 039 356 angegeben.
  • Bisher verwendete konventionelle Behandlungs- bzw. Umformtechniken für metallische Werkstoffe zeigen Konsolidierungsergebnisse, die den an sich gewünschten Ergebnissen regelmäßig nicht genügen. Spezielle metallische Werkstoffe, beispielsweise der Gruppe der Titanaluminide oder Magnesium-Werkstoffe, weisen nach den bisher verwendeten konventionellen Behandlungs- bzw. Umformtechniken, beispielsweise durch Schmieden oder Strangpressen, immer noch erhebliche chemische und strukturelle Inhomogenitäten ihres Gefüges auf, die für bestimmte technische Anwendungen nicht toleriert werden können. Den bekannten Behandlungs- bzw. Umformtechniken mangelt es in erster Linie daran, daß mit diesen nur verhältnismäßig niedrige Umformgrade erreicht werden können. Dieses ist, beispielsweise wenn die metallischen Werkstoffe in thermisch und mechanisch hochbelasteten Bereichen eingesetzt werden sollen, beispielsweise bei Turbinenschaufels von Strahltriebwerken für Flugzeuge oder Pleuels für Antriebsaggregate von Automobilen, nicht hinnehmbar.
  • Metallische Werkstoffe wie intermetallische Titanaluminide sind sehr spröde und damit schwer umformbare Werkstoffe. Bisher wurden derartige metallische Werkstoffe ausschließlich über schmelzmetalogische Verfahren hergestellt, wobei vorwiegend Vakuum-Lichtbogenschmelzen, Plasmaschmelzen und Induktionsschmelzen angewendet wird. Obwohl das Schmelzgut meist zwei- bis dreimal aufgeschmolzen wird, treten in den Gußkörpern erhebliche Qualitätsmängel auf, die sich vor allem durch ein grobkörniges Gefüge mit einer ausgeprägten Vorzugsorientierung der Kristalle, starke Steigerungen (lokale Schwankungen in der Zusammensetzung) und das Auftreten von Poren zeigen. Derartige Mängel treten nicht nur beim Primärguß beispielsweise von Titanaluminiden auf, sondern auch bei vielen anderen metallischen Werkstoffen, so daß sie, wie erwähnt, für eine direkte Bauteilfertigung aus dem Gußwerkstoff aber nicht geeignet sind. Der als Primärguß vorliegende Werkstoff muß daher strukturell und chemisch konsolidiert werden. Hierzu wird das Hochtemperatur-Umformen durch Schmieden oder Strangpressen regelmäßig angewendet, wobei vor allem eine deutliche Verfeinerung des Gefüges und ein Ausgleich der lokalen Schwankungen in der Zusammensetzung des Werkstoffs angestrebt wird, wenn es sich beispielsweise um metallische Legierungen handelt.
  • Bisher wurde das Gefüge des Gußwerkstoffs durch Rekristallisationsvorgänge und Phasenumwandlungen, die während der Hochtemperatur-Umformung durch die in den Werkstoff eingetragene mechanische Energie initiiert werden, konsolidiert. Die Feinheit und Homogenität des nach der Umformung vorliegenden Gefüges hängt daher neben der Umformtemperatur und Umformgeschwindigkeit vor allem von Umformgrad, d.h. dem Ausmaß der bei der Umformung des Werkstoffs erreichten plastischen Verformung ab. Dieser Umformgrad ist bei konventionellem einstufigen Schmieden durch Kompression meist auf eine Höhenreduktion von 90 bis 95 % beschränkt. Bei derartigen Umformgraden entstehen an der Peripherie des Schmiedekörpers hohe sekundäre Zugspannungen, die oftmals zur Rißbildung führen. Dies ist besonders für spröde Werkstoffe, wie Titanaluminide, problematisch, die deshalb meist nur wesentlich schwächer umgeformt werden können. Höhere Umformgrade erfordern mehrstufiges Schmieden, daß sehr aufwendig ist und außerdem nicht für alle angestrebten Bauteilformen anwendbar ist.
  • Besonders nachteilig ist auch, daß für Schmieden oberhalb von 1000°C keine geeigneten Gesenkmaterialien zur Verfügung stehen. Die bis zu Temperaturen von 1000°C bisher eingesetzten Molybdänlegierungen können nur unter Schutzgas betrieben werden, was die praktische Durchführung der Schmiedungen erschwert und verteuert.
  • Bei dem für die Umformung ebenfalls bisher angewendeten Strangpressen können meist deutlich höhere Umformgrade als beim Schmieden erreicht werden. Auch ist es möglich, daß durch überlagerte hydrostatische Spannungen auch spröde Werkstoffe relativ gut umgeformt werden können. Bei praktischen Anwendungen ist der beim Strangpressen tatsächlich erreichte Umformgrad allerdings meist durch die Geometrie des gewünschten Formkörpers auf eine Querschnittsreduzierung von ca. 10:1 beschränkt. Nachteilig ist zudem, daß für das Strangpressen meist erheblich höhere Temperaturen als für das Schmieden erforderlich sind. Werkstoffe, die wie Titanaluminide gegen Oxidation und Korrosion sehr empfindlich sind, müssen deshalb für das Strangpressen gesondert gekapselt werden, was relativ aufwendig und kostenträchtig ist.
  • Es ist deshalb Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren der eingangs genannten Art zu schaffen, mit dem die Behandlung metallischer Werkstoffe in bezug auf eine gegenüber bisherigen Verfahren weit verbesserte Konsolidierung deren Gefüges möglich ist, wobei das Verfahren auch für sehr spröde und damit bisher nur sehr schwer umformbare Werkstoffe wie intermetallische Legierungen anwendbar sein soll.
  • Gelöst wird die Aufgabe gemäß der Erfindung durch ein Verfahren gemäß Anspruch 1.
  • Rohling im vorbeschriebenen Sinne bedeutet ein Element aus metallischem Werkstoff der oben beschriebenen Art, der soweit, gegebenenfalls durch mehrfaches Schmelzen, behandelt worden ist, wie er bisher auch für das Strangpressen bzw. Schmieden vorbehandelt worden ist.
  • Das metallische Element in diesem Sinne kann zu wissenschaftlichen Zwecken eine entsprechende Probe sein, es kann aber auch ein Halbzeug sein, das der Erzeugung von Endprodukten dienen soll, beispielsweise Turbinenschaufels für Strahltriebwerke oder Pleuels für Antriebsaggregate von Kraftfahrzeugen.
  • Mittels der erfindungsgemäßen Lösung sind Rohlinge aus metallischen Werkstoffen erzeugbar, mit denen, wie angestrebt, eine deutlich verbesserte Gefügekonsolidierung des metallischen Werkstoffs erreichbar ist, wobei auch die Anwendung des Verfahrens auf spröde und damit schwer umformbare metallische Werkstoffe Ergebnisse in bezug auf das verfahrensgemäß erreichbare Gefüge gezeigt haben, die sogar die in das Verfahren gesetzten Erwartungen erheblich übertroffen haben, d.h. die strukturelle und chemische Konsolidierung des Gefüges hat sich gegenüber den erreichbaren Gefügekonstallationen mittels bekannter Schmiede- und Strangpressverfahren erheblich verbessert. Ein weiterer wesentlicher Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens liegt darin, daß die Umformtemperatur, auf die der Rohling erwärmt wird, erheblich unter den Temperaturen liegen kann, die für das bisherige bekannte Schmiede- und Strangpressverfahren erreicht werden mußten.
  • Um die Konsolidierung des Gefüges des metallischen Werkstoffs zu erreichen, wird die Deformierung in Form einer Drillung als auch einer gleichzeitigen Kompression ausgeübt, d.h. eine Überlagerung beider Deformierungsarten erfolgt, wobei die bei der Verformung des metallischen Werkstoffs aufgrund der Verdrillung gegebenenfalls auftretenden Scherrisse in einem sehr frühen Stadium wieder geschlossen werden, so daß diese nicht zu Makro-Rissen anwachsen können. Durch die Überlagerung von Drillung und Kompression wird zudem eine homogenere Verformung des Werkstoffs erreicht, da die zu beiden Verformungsprozessen gehörenden Schervorgänge bei geeignetem geometrischen Aufbau des Rohlings stark zueinander geneigt verlaufen.
  • Vorteilhafterweise erfolgt die Kompression durch Beaufschlagung des Rohlings mit konstanter Kraft, es ist aber auch vorzugsweise möglich, die Kompression durch Beaufschlagung des Rohlings mit konstanter Verformungsgeschwindigkeit erfolgen zu lassen.
  • Grundsätzlich kann die Erwärmung des Rohlings bei der verfahrensmäßigen Behandlung auf beliebige Weise erfolgen, wobei es vorteilhaft ist, die Erwärmung des Rohlings derart zu steuern, daß der Rohling insgesamt erwärmt wird bzw. auf Umformtemperatur gehalten wird, wenn die Deformierung stattfindet. In diesem Falle wird der Rohling insgesamt deformiert, d.h. verdrillt und komprimiert.
  • Es kann aber auch vorteilhaft sein, die Erwärmung derart zu bewirken, daß gezielt der ausgewählte Bereich des Rohlings erwärmt wird, dessen Deformierung bewirkt werden soll, d.h. eine im weitesten Sinne schrittweise Deformierung des Rohlings in Abhängigkeit der relativ zum Rohling positionierten Erwärmungseinrichtung bzw. Wärmezufuhr.
  • Die Erwärmung des Rohlings erfolgt vorzugsweise mittels einer elektrischen Spule, die geeignet um den Rohling positioniert wird und gegebenenfalls längs des Rohlings verschiebbar ist, um im Sinne des vorangehend Gesagten bestimmte ausgesuchte Bereiche des Rohlings zu erwärmen.
  • Ganz besonders vorteilhaft ist es, die Verformung des Rohlings bei einer Temperatur im Bereich von 1000°C erfolgen zu lassen, wobei es aber auch erfindungsgemäß möglich ist, wenn der spezielle metallische Werkstoff dieses erfordert, höhere oder tiefere Temperaturen für die Umformtemperatur des Rohlings zu wählen.
  • Sollten extrem hohe, über 1000°C gegebenenfalls hinausgehende Umformtemperaturen nötig sein, ist es vorteilhaft, das Verfahren wenigstens teilweise in einer Schutzgasatmosphäre vonstatten gehen zu lassen.
  • Die Erfindung wird nun unter Bezugnahme auf die nachfolgenden schematischen Zeichnungen anhand eines Ausführungsbeispieles eingehend beschrieben. Darin zeigen:
    • Fig. 1
    eine Prinzipskizze zur Veranschaulichung einer möglichen technischen Lösung des Verfahrens, wobei der dort dargestellte Rohling einer Kombination aus Drillung und Kompression ausgesetzt wird,
    Fig. 2
    eine Makroaufnahme einer bei 1000°C durch die Kombination von Verdrillung und Kompression mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens behandelten TiAl-Probe der Zusammensetzung Ti - 47 Al - 3,7 (Nb, Cr, Mn, Si) - 0,5 B, wobei die Zusammensetzung in Atomprozent angegeben ist, und
    Fig. 3
    eine lichtmikroskopische Gefügeaufnahme zur Darstellung der durch die Kombination von Verdrillung und Kompression erreichten Gefügefeinung, wobei a) das Gefüge im umverformten Kopfbereich der Probe zeigt, b) das Gefüge im umgeformten zentralen Bereich der Probe und c) eine rasterelektronenmikroskopische Ausnahme im zentralen Bereich der Probe zur Darstellung der erreichten starken Gefügefeinung.
  • Das hier beschriebene Verfahren wurde im Labormaßstab an einer TiAl-Legierung der Zusammensetzung (in Atomprozent)

            Ti - 47 Al - 3,7 (Nb, Cr, Mn, Si) - 0,5 B

    erprobt. Die Experimente wurde an Luft durchgeführt. Mit Gewindeköpfen versehene Proben wurden hierzu in eine Kompressionsapparatur eingebaut, bei der die Probenfassungen zur Drillung der Probe gegeneinander verdreht werden konnten (Fig. 1). Die Proben wurden durch eine Induktionsspule auf unterschiedliche Verformungstemperaturen zwischen 1000 und 1100°C erwärmt. Die Probentemperatur wurde mit einem Thermoelement bestimmt. Aufgrund des geometrischen Aufbaus der Spule hatte die heiße Probenzone einen Länge von etwa 6 mm, was für die Auswertung als effektive Probenlänge betrachtet wurde. Nach Erreichen der gewünschten Temperatur wurden die Proben zunächst in Kompressionsrichtung mit konstanten Spannungen belastet, die zwischen 10 und 50 MPa lagen. Hierbei erfolgte aufgrund des sehr groben Gußgefüges noch keine Verformung. Danach wurden die Proben innerhalb von einer Minute um ø = 720° (zwei Umdrehungen) verdrillt. Dies entspricht bei dem vorliegenden Aufbau der Probe r = 4 mm, 1 = 6 mm am Außenmantel der Proben dem sehr hohen Verformungsgrad von etwa γt = 600 % und einer Dehnrate von dγt/dt = 5 x 10-2s-1. Während der Drillung findet daher intensive Rekristallisation statt. Durch die damit einhergehende Gefügefeinung sinkt die Fließspannung des Materials stark ab, so daß es sich unter der anliegenden Spannung auch in Kompression verformt. Hierdurch wird die erwünschte Kombination von Drillung und Kompression erreicht. Die auf diese Weise erzeugte Kompressionsverformung betrug typischerweise 20 %.
  • Fig. 2 zeigt eine Makroaufnahme der umgeformten Probe. Die durch das Umformverfahren erreichte Gefügefeinung ist an Hand von lichtmikroskopischen Gefügeaufnahmen in Fig. 3 demonstriert.
  • Fig. 3a zeigt das relativ grobe Gußgefüge im Kopfbereich der Probe, in dem keine Verformung und damit auch keine dynamische Rekristallisation stattgefunden hat. Demgegenüber ist in dem durch die Kompression und Drillung verformten zentralen Probenbereich eine starke Gefügefeinung eingetreten (Fig. 3b). Die mittlere Korngröße von lamellaren Kolonien beträgt im Kopfbereich der Probe etwa d = 800 µm, während die äquivalente Größe im zentralen Probenbereich auf etwa d = 50µm reduziert wurde. In dem durch Drillung und Kompression verformten Probenbereich traten trotz des hohen Umformgrades an keiner Stelle Risse auf, daher kann der Umformgrad zur weiteren Gefügefeinung sicherlich noch deutlich vergrö-Bert werden.
  • Das hier beschriebene Verfahren kann ohne Schwierigkeiten auf technische Maßstäbe erweitert werden, da die hierfür erforderlichen Komponenten, wie Induktionsheizungen oder Umformmaschinen, zur Standardausrüstung der metallurgischen Industrie gehören.
  • Ein besonderer Vorteil des Verfahrens ist, daß die Probenfassungen nicht erwärmt zu werden brauchen, daher bestehen auch keine besonderen Anforderungen an die Hochtemperaturfestigkeit dieser Materialien. Bei der Durchführung des Experiments kann die umzuformende Probe homogen über die ganze Länge auf die gewünschte Verformungstemperatur erwärmt werden. Alternativ dazu kann die Probe jedoch auch lokal durch Induktionsheizung erwärmt werden. Dieses letztere Verfahren hat den Vorteil, daß bei sonst gleichen Bedingungen lokal sehr hohe Umformgrade und Umformgeschwindigkeiten realisiert werden können, was bei vielen Materialien für das Erreichen einer homogenen Rekristallisierung vorteilhaft ist. Für die Gesamtumformung der Probe muß dazu, wie in Fig. 1 angedeutet, die Induktionsspule entlang der Probenlängsachse verschoben werden. Die Umformung kann, wie durch die vorliegenden Ergebnisse demonstriert wurde, im Vergleich zu konventionellen Schmiede- und Strangpressverfahren bei relativ niedrigen Umformtemperaturen um 1000°C erfolgen, was die Umformung von korrosionsempfindlichen Werkstoffen, wie Titanaluminiden deutlich einfacher gestaltet. Ein besonderer Vorteil des Verfahrens besteht jedoch auch darin, daß Umformvorgänge bei extrem hohen Temperaturen unter Schutzgas in relativ einfacher Weise realisiert werden können. Bei Titanaluminiden sind beispielsweise oftmals Umformtemperaturen oberhalb von 1350°C erforderlich, da hiermit besondere lamellare Gefügemorphologien eingestellt werden können. Durch diese Variabilität in der Versuchsführung können die Umformbedingungen in hohem Maße an das Verformungs- und Rekristallisierungsverhalten eingestellt werden, so daß auch relativ spröde Werkstoffe, wie Titanaluminide, gut geformt werden können. Die zur Verformung erforderlichen Drehmomente und Kräfte können jedoch in allen Fällen über relativ kalte Probenfassungen eingeleitet werden, so daß diese Fassungen nicht aus sehr teuren Hochtemperaturwerkstoffen gefertigt zu werden brauchen.
    • Bezugszeichenliste
    • 10
    Rohling
    11
    Gewindekörper
    12
    Gewindekörper
    13
    Deformierungseinrichtung
    14
    Drillung
    15
    Kompression
    16
    Erwärmungseinrichtung (Induktionsspule)
    17
    Verschiebung der Erwärmungseinrichtung (Pfeil)
    18
    Erwärmungsbereich

Claims (8)

  1. Verfahren zur Behandlung schwer umformbarer metallischer Werkstoffe zur Konsolidierung des Gefüges der metallischen Werkstoffe, umfassend die Verfahrensschritte Erzeugung eines Rohlings aus metallischem Werkstoff, Erwärmung des Rohlings auf Umformtemperatur sowie die Deformierung des Rohlings, wobei die Deformierung in Form einer Drillung und gleichzeitiger Kompression ausgeübt wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Kompression durch Beaufschlagung des Rohlings mit konstanter Kraft erfolgt.
  3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Kompression durch Beaufschlagung des Rohlings mit konstanter Verformungsgeschwindigkeit erfolgt.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Erwärmung derart bewirkt wird, dass der Rohling insgesamt erwärmt wird.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Erwärmung derart bewirkt wird, dass gezielt der Bereich des Rohlings erwärmt wird, dessen Deformierung bewirkt werden soll.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Erwärmung des Rohlings mittels elektrischer Induktion bewirkt wird.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Verformung des Rohlings bei einer Temperatur im Bereich von 1000 °C erfolgt.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Behandlung unter einer Schutzgasatmosphäre durchgeführt wird.
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EP1214995A3 EP1214995A3 (de) 2003-08-06
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