DD281422A5

DD281422A5 - Verfahren zur herstellung eines teils aus einer titanlegierung und gefertigtes teil

Info

Publication number: DD281422A5
Application number: DD88314702A
Authority: DD
Inventors: Edouard Alheritiere; Bernard Prandi
Original assignee: ��@��@��@��@��k��
Priority date: 1987-04-16
Filing date: 1988-04-13
Publication date: 1990-08-08
Also published as: JPH07116577B2; BR8801837A; US4878966A; EP0287486B1; CA1314792C; DE3861736D1; ES2020341B3; FR2614040B1; IL86029A0; FR2614040A1; EP0287486A1; US4854977A; JPS63277745A; ZA882635B; IL86029A

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Teils aus Titanlegierung und gefertigtes Teil. Das erfindungsgemäße Verfahren enthält folgende Stufen: a) es wird ein Barren hergestellt mit der Zusammensetzung (Ma.-%):Al 3,8 bis 5,4 - Sn 1,5 bis 2,5 -Zr 2,8 bis 4,8 - Mo 1,5 bis 4,5 - Cr < 2,5 und Cr + V = 1,5 bis 4,5 - Fe < 2,0 - Si < 0,3 - 0 < 0,15 - Ti und Verunreinigungen: Rest, b) es wird eine Heißverformung des Barren vorgenommen, die eine Vorverformung und eine Endverformung umfasst, der ein Vorwärmen im Beta-Bereich vorausgeht. c) der erhaltene Formling wird durch Behandlung in feste Lösung gebracht, wobei seine Temperatur zwischen 10 und 40 Grad C unter seinem "transus Beta"-Echtwert gehalten wird. d) anschließend wird der Formling bzw. das Teil vier bis zwölf Stunden zwischen 550 und 650 Grad C angelassen. Die Erfindung betrifft ebenfalls das Verfahren und die unter den bevorzugten Bedingungen erhaltenen Teile, wobei sich diese Teile insbesondere durch ihre gute mechanische Festigkeit (Rm und R ind Rho 0,2 jeweils mindestens gleich 1200 und 1100 MOa), ihre gute plastische Fließfestigkeit bei 400 Grad C (unter 600 MPa, Dehnung 0,5 % in mehr als 200 h) unterscheiden.{Titanlegierung; Barren; Verunreinigungen; Heißverformung; Vorverformung; Endverformung; Formling; "transus Beta"-Echtwert; Zähigkeit; plastische Fließfestigkeit}

Description

Anwendungsgebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Teils aus einer Titanlegierung mit hochwertige.! Kenngrößen, das zum Beispiel als Lamellen von Kompressoren bei Antriebssystemen für Flugzeuge bestimmt ist sowie die damit gefertigten Teile.

Charakteristik der bekannten technischen Lösungen

Die FR-PS 2144205 (GB-PS 1356734) beschreibt eine Titanlegierung mit folgender Zusammensetzung (in Ma.-%): Al 3 bis 7 Sn 1 bis 3 - Zr 1 bis 4 - Mo 2 bis 6- Cr 2 bis 6 und bis ungefähr 0,2 bis 0,6% V, 0,5% Si, Ti-Zusatz und Verunreinigungen. Mit vorzugsweise: Al 4,5 bis 5,5-Sn 1,5 bis 2,5-Zr 1,5 bis 2,5-Mo 3,5 bis 4,5-Cr 3,5 bis 4,5Ma.-%-und bis ungefähr 0,12%O. Die jeweiligen Schmiedestücke werden einer zweifachen Wärmebehandlung der festen Lösung zwischen 730°C und 87O⁰C und dann zwischen 595⁰C und 65O⁰C ausgesetzt, der eine „thermische Alterung" bzw. ein Anlassen zwischen 595⁰C und 65O⁰C folgt. Der Prüfling „4" (Al 5 - Sn 2 - Zr 2 - Mo 4 - Cr 4 - O 0,08% Gew.-Anteile) hat folgende mechanische Eigenschaften: Bruchbelastung = 1 204MPa; Elastizitätsgrenze bei 0,2% = 1141 MPa; Weitorreißfestigkeit = 88 χ 34,8/ V1000 = 96,9MPa · Vm; plastisches Fließen bei 425⁰C unter 525MPa = Dehnung von 0,2% in 7,2 h und von 0,5% in 55h. Die Bruchdehnung ist nicht angegeben. In der Praxis wurde festgestellt, daß die Teile, welche mit dieser Zusammensetzung und diesem Verfahren hergestellt wurden, häufig starke Seigerungen aufweisen, die sich in Duktilitätsverlust und Verlust der Weiterreißfestigkeit (Zähigkeit) bemerkbar machen, und bei denen außerdem die Festigkeit gegenüber dem plastischen Fließen als unzureichend eingeschätzt wurde. Insbesondere konnte verdeutlicht werden, daß die Seigerungen in den Cr-angereicherten Zonen auftraten und folglich Versprödung verursachten und daß ein Senken des Cr-Gehalts zu unzureichenden mechanischen Eigenschaften führte.

Ziel der Erfindung

Es ist das Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines Teiles aus Titanlegierung zur Anwendung zu bringen, welches verbesserte Gebrauchswerteigenschaften aufweist.

Darlegung des Wesens der Erfindung

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Teils aus einer Titanlegierung ein darum gefertigtes Teil, zu schaffen, bei dem alle Teile den gleichen Legierungstyp, eine regelmäßige Struktur und keine Seigerungen aufweisen, denen hohe mechanische Eigenschaften bei 20°C (Rm- R_Po,2- Jic) mit ausreichender Dehnung und einem deutlich verbesserten Verhalten gegenüber dem plastischen Fließen bei 400°C eigen sind.

Erfindungsgemäß wird die Aufgabe mit Hilfe neuer Grenzen der Zusammensetzung und einem neuen Verformungsverfahren gelöst, wobei diese Zusammensotzungsgrenzen und die Bedingungen für die Warmverformung und die Wärmebehandlung unbedingt als Einheit zu sehen sind.

Das Verfahren zur Herstellung einer Titanlegierung umfaßt folgende Stufen:

a) Es wird ein Barren folgender Zusammensetzung hergestellt (Ma.-%): Al 3,8 bis 5,4 - Sn 1,5 bis 2,5 - Zr 2,8 bis 4,8 - Mo 1,5 bis 4,5- Cr unter bzw. gleich 2,5 und Cr + V= 1,5 bis 4,5-Fe <2,0-Si < 0,3-0 < 0,15-Ti und Verunreinigungen: Rest;

b) der Barren wird warmvarformt, was einer Vorverformung entspricht, wodurch ein Heißformling entsteht, dem eine Endverformung zumindest eines Stücks dioses Formlings folgt, wobei zuvor im ß-Bereich vorgewärmt wurde und das Endverformen einen Formling des Teils ergibt;

c) es wird thermisch behandelt, indem der Formling des warmverformten Teils in feste Lösung gebracht wird, wobei es einer Temperatur zwischen („transus ß" Echtwert -4O⁰C) und („transus ß" Echtwert -10⁰C) ausgesetzt und bei Umgebungstemperatur abgekühlt wird;

d) anschließend wird der Formling des Teils bzw. das aus diesem Formling gefertigte Teil thermisch durch Anlassen von 4 bis 12h zwischen 550 und 650⁰C behandelt.

Bei Stufe b) betrifft der Ausdruck ,Warmverformung" („corroyage 6 ohaud" = „hot working") sämtliche Operation(en) der Warmverformung, die sich bzw. als Beispiel umfassen das Schmieden, das Walzen, das Gesenkschmieden oder das Strangpressen (Extrudieren).

Die Grenzen für den Anteil an zugesetzten Elementen wurden in Abhängigkeit von den gemachten Beobachtungen so bestimmt, daß die gewünschten hohen mechanischen Eigenschaften erzielt und dabei mögliche Steigerungen bei den vorformten Teilen vermieden wurden.

Nachfolgend werden die Grenzen für den jeweiligen Gehalt unter Verweis auf den bevorzugten Gehalt kommentiert, der einzeln bzw. in beliebiger Kombination zu verwenden ist. Diese bevorzugten Gehaltsgrenzen entsprechen einer Erhöhung der Mindestkenngrößen und bei Eisen und Sauerstoff einer größeren Sicherheit gegenüber möglicher Versprödung bzw. fehlender Duktilitä't.

Die alphagenen Elemente Al und Sn führen jeweils in Verbindung mit den anderen Zusatzelementen zu unzureichenden Härten, wenn ihr Gehalt unter den gewünschten Mindestwerten liegt, und zu zufälligen bzw. häufigen Ausfällungen, wenn ihr Gehalt über den festgelegten Höchstwerten liegt; bei Al liegt der Gehalt vorzugsweise zwischen 4,5 und 5,4 und bei Sn zwischen 1,8 und

Zr ist als Härter sehr wichtig und wirkt oberhalb von 5% versprödend; der Zr-Gehalt liegt vorzugsweise zwischen 3,5 und 4,8 Ma.-% und noch begrenzter zwischen 4,1 und4,8Ma.-%. Die drei Elemente Al, Sn und Zr führen gemeinsam nicht zur Versprödung, und es ist festzustellen, daß die Summe in Ma.-%

% Al + % Sn/3 + % Zr/6,

die in der FR-PS 2144205 hinsichtlich einer möglichen Bildung der Verbindung Ti₃AI als Bezug genommen wird, bei ihren Höchstwerten gleich 7 ist.

Das leicht härtende Mo wirkt sich beträchtlich auf das Senken der Umformtemperatur der a-ß-Struktur in eine reine ß-Struktur, nachfolgend „transus ß" genannt aus. Das Senken von „transus ß", zum Beispiel um ungefähr 4O⁰C aufgrund von 4%Mo beeinflußt die Wärmeverformung nahe dieser Temperatur. Mo liegt vorzugsweise zwischen 2,0 und 4,5Ma.-%. V spielt deutlich die gleiche Rolle wie Mo und ist durch Ausfällung ß-härtend wie Cr. Der Zusatz erfolgt optioneil und liegt bei (Cr + V) zwischen 1,5 und 4,5% Gew.-Anteile. Cr ist auf maximal 2,5% aufgrund der Seigerungsgefahren begrenzt, die bei Cr = 3,5 bis 4,5Ma.-% entsprechend FR-PS 2144205 (zum Beispiel „ß-flecks" genannte, mit Cr + Zr angereicherte Seigorungen) sehr ungünstige Auswirkungen auf das Nutzungsverhalten haben, vorzugsweise liegt der Gehalt jedoch über 1,5% Gew.-Anteile zugunsten der Härte.

Fe führt zu einer Härtung aufgrund der Ausfällung von intermetallischen Verbindungen. Bekanntlich verringert es das plastische Heißfließverhalten bei hoher Temperatur (ungefähr 550-600⁰C) aufgrund dieser Niederschläge, die zu einer gewissen Sprödigkeit führen. In allen Fällen bleibt der Fe-Gehalt unter 2% Gew.anteile und wird vorzugsweise zwischen 0,7% und 1,5Ma.-% gewählt, da es überraschenderweise bei 400⁰C ein stark verbessertes plastisches Fließvcrhalten aufweist, was zum Beispiel bei den Teilen interessant ist, die in den „mittleren Temperatur"-Stufen (typisch sind 350 bis weniger als 5GO⁰C) der Flugkörperkompressoren verwendet werden.

Die Erhöhung des Sauerstoffgehalts führt bekanntlich zu einer höheren mechanischen Festigkeit und einer geringfügig niedrigeren Zähigkeit (K_)C). Folglich ist er auf maximal 0,15 Ma.-% begrenzt und ist vorzugsweise unter bzw. gleich 0,13 Ma.-%. Im Bereich von 500 bis 55O⁰C verbessert ein geringert Zusatz von Si das plastische Fließverhalten. Im Sinne einer ausreichenden Duktilität wird er auf maximal 0,3Ma.-% begrenzt.

Es war festzustellen, daß deutlich bessere Eigenschaften erzielt wurden, wenn die Warmverformung mit einem Endverformen abschloß, das aus Walzen bzw. meistenteils aus Schmieden oder Gesenkschmieden bestand, dem ein Vorwärmen im ß-Bereich,

d. h. es wurde zumindest im ß-Bereich begonnen, vorausging.

Das Verformungsverhältnis „S/s" (Ausgangsquerschnitt/Endquerschnitt) dieser Endverformung ist vorzugsweise ü; gleich 2.

Ebenfalls war festzustellen, und das steht im Gegensatz zu den herkömmlichen Erfahrungen, daß vorzugsweise die tatsächliche Temperatur von „transus ß" der heißverformten Legierung sehr genau bekannt ist, zum Beispiel besser als + oder -10 bio 15⁰C.

Dazu werden üblicherweise Prüflinge aus dem durch Vorverformung erzielten Heißformling (Schmieden oder Walzen) entnommen und auf unterschiedlich hohe Temperaturen gebracht und gehalten, dann in Wasse, gehärtet und anschließend mikrographisch untersucht. Der gegebenenfalls durch Interpolation bestimmte Wert von „transus> ß" ist die Temperatur, bei der jede Spur der α-Phase verschwunden ist. Der tatsächliche Wert von „transus ß", der experimentell üsstimmt wurde und der heißverformten Legie. ung eigen ist, kann beträchtlich von der durch Corechnung ermittelten transus-Temperatur abweichen (erste Versuchsreihe).

Das Wissen um den tatsächlichen „transus ß"-Wert, so oder einfach mit „transus ß" bezeichnet, für die Wahl der ß-Endverformungstemperatur (Stufe b) und für die anschließende Wahl der Behandlungstemperatur zum Erstellen der festen Lösung des heißverformten Toilformlinys (Stufe d) ist folgenschwer. Effektiv ist es für das Erreichen der gewünschten Struktur und der entsprechenden Eigenschaften äußerst günstig, diese Behandlung dos In-Lösung-Bringens im hohen

a-ß-Temperaturbereich durchzuführen, genau unterhalb dos im Versuch bestimmten „transus ß" bzw. das Wertes, der zum Beispiel wie weiter oben oder auch durch aufeinanderfolgende Schmiedeversuche mit anschließendem Härten und nachfolgenden Untersuchungen der erhaltenen Strukturen ermittelt werden könnte. Genauer gesagt, wird diese Behandlung des In-Lösung-Bringens üblicherweise bei einer Temperatur zwischen („transus ß" -4O⁰C) und („transus ß" -1O⁰C) bei Beibehaltung der Temperatur gewöhnlich zwischen 20 min und 2 h und am häufigsten zwischen 30min und 1,50 h durchgeführt, wobei dem In-Lösung-Bringen eine Abkühlung in Wasser auf Umgebungstemperatur bzw. noch üblicher Luft folgt. Anschließend wird bei einer Temperatur zwischen 550 und 65O⁰C angelassen, um die Bruchdehnung A % und plastische Fließfestigkeit bei 400⁰C zu verbessern und dabei eine ausreichende mechanische Festigkeit und eine eben solche Zähigkeit zu behalten (R_n,- R_p0,j und Ki_C).

Überraschend wurden bessere Ergebnisse, insbesondere bei der Bruchdehnung A % und der Fließfestigkeit bei 400°C, erzielt, wenn abschließend heißverformt wurde, gegebenenfalls mit Verschiebung der aufeinanderfolgenden Verformungsarbeitsgänge, so daß im ß-Bereich mit einer Temperatur, die mindestens 10°C über diesem „transus ß" lag, begonnen und im a-ß-Bereich aufgehört wurde, wobei die Temperatur nicht mehr als 6O⁰C über bzw. unter dem „transus ß" lag. In der Praxis beginnt man vorzugsweise die Verformung bei einer Temperatur zwischen („transus ß" +2O⁰C) und („transus ß" +40⁰C) und beendet sie bei einer Temperatur unterhalb von „transus ß" und mindestens gleich („transus ß" -50°C) bzw. noch besser bei einer Temperatur zwischen („transus ß" -10⁰C) und („transus ß" -4O⁰C). Damit erhält man wiederholbar eine feste Fadenstruktur des oß-Typs, die einem besonderen Zustand von Homogenität und feinen Ausfällungen entspricht und zum Erreichen der bemerkenswerten Eigenschaften beiträgt.

Vorzugsweise ist das Ende der Heißverformung des Barrens vor der Heißendverformung, die soeben beschrieben wurde, im a-ß-Bereich zwischen („transus ß" -100⁰C) und („transus ß" -2O⁰C) vorzunehmen. Dadurch kommt es z.i einem besseren Voraffinieren der MikroStruktur mit günstiger Auswirkung auf die Qualität der am Ende erhaltenen Teile. Die Endtemperatur der Heißverformur.g, die hier in Betracht gezogen wird, ist die Temperatur im Kern des Produkts, die zum Beispiel durch vorherige Untersuchung der erhaltenen Mikrostrukturen bei Veränderung der Bedingungen der Heißendverformung bestimmt wird. Wurde die Heißendverformung in bevorzugter Art durchgeführt, liegen die Anlaßzeiten und -temperaturen üblicherweise zwischen 6und 10h bzw. zwischen 570 und 64O⁰C.

Es ist eine Ausbildungsform der Erfindung, daß das Verfahren zur Umformung eines Titanlegierungsteils üblicherweise zum Einsatz bei einer Temperatur bis zu 500"C, das den obengenannten bevorzugten Bedingungen entspricht, und zwar mit Fe = 0,7 bis 1,5 Ma.-% Zr = 3,5 bis 4,8 Ma.-% und vorzugsweise 4,1 bis 4,8 Ma.-%, wobei zumindest Schmieden bei einer Temperatur zwischen („transus ß" -100⁰C) und („transus ß" -2O⁰C) das Ende der Vorverformung bildet, dieses Schmieden zu einer Verformung im Verhältnis von mindestens 1,5 führt und das Anlassen üblicherweise 6 bis 10h zwischen 580 und 630⁰C erfolgt.' Eine weitere Ausbildungsform der Erfindung sind die Teile, die mit dem Verfahren erhalten werden, und zwar bei Zr = 3,5 bis 4,8% und mit folgenden mechanischen Eigenschaften:

Rm 5s 12OOMPa-Rpo,j 2= 1100MPa-A% S 5-Zähigkeit (= Weiterreißfestigkeit)K,_cbis20°C S 45MPa. Vm-plastisches Fließen bei 400°C unter 600MPa: 0,5% in mehr als 200h

Folgende Vorteile hat das erfindungsgemäße Verfahren:

- Wiederholbarkeit einer feinen Nadelstruktur ohne jedwede Seigerung;

- Aufhebung der Versprödungsgefahren;

- gleichzeitiges Erreichen sämtlicher gewünschter Eigenschaften: Struktur und obengenannte mechanische Charakteristiken.

Ausführungsbeispiel

Erste Versuchsreihe (Tabellen 1 bis 6)

Es wurden sechs Barren A-D-E-H-J-Kin einem Abbrandelektrodenofen durch doppeltes Schmelzen hergestellt. Die hergestellten Zusammensetzungen sind in Tabelle 1 gegeben.

Jeder Barren wurde zuerst im ß-Bereich bei 1050/1100"C vorgeformt; Ausgangsdurchmesser 0 200mm² auf Φ 80mm. Dann wird bei einem Stück von jedem eine Affinierverformung der Struktur im α-β-Bereich durch Flachschmieden auf 70mm x 30 mm bei einer Temperatur (Vorwärmtemperatur) vorgenommen, die 50⁰C unter der transus-Temperatur liegt, die für jede der sechs Legierungen bestimmt wurde (Tabelle 2). Diese Bestimmung erfolgte mit Hilfe einer internen Näherungsrechnung, bei der die Gehalte der Zusatzelemente berücksichtigt wurden.

Dann wurden die auf dieser Stufe entnommenen Prüflinge 30min lang bei unterschiedlichen Temperaturen, jeweils um 10X gestaffelt, erwärmt, wonach sie in Wasser ausgehärtet wurden. Anschließend wurden die mikrographischen Strukturen untersucht. Somit wurde bei jeder heißverformten Legierung die Temperatur bestimmt, bei der die α-Phase verschwunden war, bzw. der tatsächliche „transus ß"-Wert (Tabelle 2).

Die Temperatur der zweiten Verformung im α-β-Bereich lag in Abhängigkeit von der Legierung effektiv zwischen („transus ß" -17O⁰C) (Bezeichnung H) und („transus β" -40Ό (Bezeichnung E) bzw. („transus ß" -6O⁰C) (Bezeichnung K).

Es wurden drei Ausführungen aufbereitet, die unterschiedlichen Umformungs- und Wärmebehandlungsbereichen entsprachen, und es wurden die mechanischen Kenngrößen in Längs- (L-) und gegebenenfalls in Quer- (T-) Richtung gemessen:

1. Bereich (Tabelle 3): nach dem oben beschriebenen Schmieden im α-β-Bereich, also dem abschließenden Schmieden, 1 h In-Lösung-Bringen bei („transus ß" -5O⁰C) (Tabelle 2) und Messen der mechanischen Kenngrößen bei Umgebungstemperatur am erhaltenen Zustand; plastische Fließversuche bei 600MPa und 400⁰C nach 8h vollständigen Anlassens bei der für jede Legierung in Tabelle angegebenen Temperatur.

2. Bereich (Tabelle 4): es werden Stücke der eOmm-Quadratblöcke genommen, außer dem Block H aus der ersten ß-Verformung, und sie werden ein zweites Mal im α-β-Bereich auf ein Quadrat von 65mm Φ bei einer Temperatur verformt, die 50^cC unter dem zuvor bestimmten „transus ß"-Echtwert liegt (Tabelle 2).

Dann wurde dieses Quadrat abschließend auf 70mm x 30mm flachverformt, wobei man von 30min Vorwärmen bei („transus

ß" +10°C) ausging und im a-ß-Bereich aufhörte. Es entstanden feine α-β-Nadelstrukturen. Anschließend wurden die Stücke 1 hlang bei „transus ß"-Echtwert -30°C (Tabelle 2) wie beim ersten Bereich in Lösung gebracht und 8h lang entweder bei 550°C(A2) oder bei SOO⁰C (D2-E2- J 2-K2) angelassen. In diesem angelassenen Zustand werden die mechanischen Kenngrößen bei20°C und die plastische Fließfestigkeit bei 400⁰C gemessen.

3. Bereich (Tabelle 5): Ein Stück der Flachformlingo von 70mm χ 30mm aus dem zweiten Bereich werden abschließend undzusätzlich auf 60mn: χ 30mm verformt, wobei man von („transus ß" +3O⁰C) ausgeht und ebenfalls im a-ß-Bereich abschließt(mikrographisch sind Nadelstrukturen mita-Phasensäumenzu beobachten).

Dann wurden bei jeder Legierung die gleichen Wärmebehandlungen (In-Lösung-Bringen und danach Anlassen) durchgeführt

wie im zweiten Bereich.

Die Untersuchung dieser Ergebnisse läßt folgende Anmerkungen zu:

- Die Legierungen beim 1. und 2. Bereich können hinsichtlich mechanischer Festigkeit und plastischem Fließverhalten unter Zugbei 400°C folgendermaßen zugeordnet werden:

Beispiel 6

m R_mundRpo,2 Fließdauer bei 0,5% Dehnung

I.Bereich J1-A1-D1-K1--H1-E1 K1-E1-D1-J1-A1-H1

2.Bereich D2-J2-E2-K2-A2 J2-K2-A2-D2-E2

Diese Zuordnungen unterscheiden sich bei den beiden Bereichen sehr. Die Prüflinge des 1. Bereichs erhielten eine Endverformung bei einer entschieden niedrigeren Temperatur als die Proben des 2. Bereichs, und außerdem wurde diese Verformung bei unterschiedlich gestaffelter Temperatur bezüglich dem tatsächlichen „transus ß"-Wert der Legierung durchgeführt: zum Beispiel 110°C unter diesem tranus-Wert bei A1 und 40°C darunter bei E1.

- K ist ein zentrierter Probestab in der Analyse der FR-PS 2144205 - H ist ein weiterer Probestab ohne Sn und ohne Zr, der in dieser ersten Versuchsreihe eine unzureichende mechanische Festigkeit und ein ebensolches plastisches Fließverhalten ergibt.

- der Vergleich der Ergebnisse des ersten und zweiten Bereichs offenbart die Bedeutung einer Endverformung, die im ß-Bereich beginnt. Ein Vergleich der Ergebnisse des 2. und 3. Bereichs zeigt, drß eine Anfangstemperatur dieser Endverformung über dem transus ß-Wert, was hier zu einer besseren Homogenisierung bei der Vorerwärmung und einem größeren Anteil der Endverformung im ß-Bereich führt, betri' ntlich die mechanische Festigkeit erhöht, was als Folge hat, einen Kompromiß interessanter Kenngrößen nach Einstellung der Anlaßbedingungen erhalten zu können. Das verdeutlicht auch die Bedeutung ainer genauen Regulierung der Endverformungstemperatur hinsichtlich dem tatsächlichen „transus β "-Wert der Legierung.

- Die Legierungen D, J und E sind offensichtlich von besonderem Interesse (mechanische Festigkeit und plastisches Fließverhalten beim 2. Bereich beobachtet), sofern die Anlaßtemperatur auf über 55O⁰C eingestellt wird. Die beiden ersten Legierungen erhalten jeweils 2,1 und 1,9Ma.-% Eisen.

Zweite Versuchsreihe (Tabellen 7 bis 9) Es wurden neue Barren autbereitet, die einen Al-Gehalt naho 5% und Zr-Gehalte über denen der ersten Versuchsreihe hatten. Die Zusammensetzungen der für dieses Beispiel gewählten fünf Barren sind in Tabelle 7 zu finden. Nur ein mit FB bezeichneter Barren enthält Eisen, und zwar 1,1 Ma.-%. Jeder Barren wurde zuerst in der Presse im ß-Bereich bei 1050 "C von einem Ausgangsdurchmesser 0 200 mm auf Φ 40mm²

vorverformt.

Auf dieser Stufe wurden die tatsächlichen „transus ß"-Werte der fünf Legierungen entsprechend der bei der I.Versuchsreihe

beschriebenen Methode durchgeführt.

Anschließend wurden die Quadrate von 140mm zu Quadraten von 80mm geschmiedet, und zwar ausgehend von einer Vorerwärmung bei („transus ß" -5O⁰C) mit anschließender Endflachverformung auf 70mm χ 30mm, beginnend bei („transus Nach den erhaltenen Strukturen lag das Ende dieses Schmiedens bei sämtlichen Legierungen im α-ß-ßereich bei mehr als Ltransus ß" -80^cC); eine Ausnahme bildete KB. Mikrographisch wurde bei KB nur eine ß-Struktur mit Konturen unveränderter

ß-Körner beobachtet.

Nach der Endverformung wurden die heißverformten Teile thermisch behandelt: In-Lösung-Bringen 1 h lang bei („transus ß"

der Legierung -30⁰C) mit anschließender Abkühlung an Luft und nachfolgendem achtstündigem Anlassen bei der nach einem

Spezialverfahren gewählten Temperatur (Tabelle 8).

Dieses Verfahren bestand darin, daß kleine Proben bei gestaffelten Temperaturen behandelt wurdne, dem Messungen der Mikrohärte H_v. 30g und das Aufzeichnen der Hartekurve in Abhängigkeit von der Behandlungstemperatur folgten, wobei die für das Anlassen gewählte Temperatur also dem Härteminimum +10% entsprach.Die Endverformungstemperaturen und thermischen Behandlungen sind in Tabelle 8 zusammengefaßt. Die Ergebnisse der mechanischen Versuche stehen in Tabelle 9.

Die Legierung KB weist eine katastrophale Dehnung A % auf, was zeigt, wie wichtig es ist, die Endverfomung im a-ß-Bereich vorzunehmen {Nadelstruktur mit α-Säumen), um eine ausreichende Duktilität zu erzielen. Diesa Legierung könnte von Interesse sein, wäre ihre Endvericrmung so verlangsamt worden, daß sie im α-β-Bereich ihren Abschluß gefunden hätte.

Von den Proben weisen FB und GB die besten Kompromisse zwischen den verschiedenen Eigenschaften, einschließlich A % und plastische Fließfestigkeit bei 400"C, auf. FB, die die bessere von beiden ist, speziell beim plastischen Fließen (38h bei 0,5% Dehnung), enthält 5,4Ma.-% Al-4,2Ma. % Zr und 1,1 Ma.-% Fe. AB2 zeigt bei der Mikrographie Seigerungen („ß-flecks"), was auf ihren Gehalt an Cr von 4,1 Ma.-% zurü'-r.^ufühf en ist und vorzugsweise Cr-Gehalte von höchstens 2,5 Ma.-% wählen laßt, ohne daß diese Bedingung gute Eigenschaften verhindert (Ergebnisse für FB).

	Zusammensetzungen (I.Versuchsreihe)	Sn	Zr	Mo	Analyse (Ma.-%)	Cr	V	4,3	Cr+ V	Fe	-6-	Si	281 422
Tabelle 1:		2,13	3,21	2,04	<0,01	4,26	4,3	2,15		<0,01
Bezeich	Al	2,12	3,11	4,11	<0,01	4,00	4,26	2,13		<0,01
nung	4,27	2,00	3,14	4,05	4,28	3,91	8,28	<0,01	<0,01	O
A	4,33	0	0	3,99	<0,01	<0,01	5,94	2,03	<0,01	0,125
D	3,96	2,00	2,94	3,95	1,99	<0,01	1,99	1,91	<0,01	0,126
E	4,05	1,93	3,10	3,79	4,28		4,28	<0,01	<0,01	0,101
H	4,09						0,124
J	3,81				0,119
K				0,106

Tabelle 2: 1 .Versuchsreihe: transus-Temperatur, Schmiedetemperatur und Temperatur der Wärmebehandlungen des I.Bereichs (⁰C)

Bezeichnung	Transijsß	„transusß"-	a-ß-Schmieden	I.Bereich	ShAnlassenvor
	berechnet	Echtwert			dem Versuch
		(It. Versuche)	790	In-Lösung-	630
			760	Bringen	610
A	840	900	760	850	530
D	810	880	710	830	610
E	810	800	750	750	630
H	760	880	780	830	570
J	810	900	850
K	830	640	790

Tabelle 3: Mechanische Kenngrößen- I.Versuchsreihe, I.Bereich

Bez. und	Beobachtungen	spez.	Rich	Mechanische Kenngrößen	RpO.2	A%	K1C	Ze,t plast. Fließen
Bereichs-	zur Umformung	Masse	tung	bei 2O⁰C	(MPa)		(MPa.Vm)	400°C-600MPa(h)
nr.		(g/cm³)			1210	14	66	nach Anlassen
				Rm	1324	6	64	bei 0,2% bei 0,5%
				(MPa)
A1			L	1295	1125	8	60	49 22
	a-ß-Schmiedfin	4,688	T	1386	1156	5	40
	(Tabelle 2)
D1	dannln-Lösung-	4,741	L	1167				21,2 96,5
	Bringon 1 hbei		T	1166
	(„transusß"				1000	15	74
	-50°C)u. Abküh				1070	10	85
	lung Luft				1069	9	87
E1		4,633	L	1023	1164	11	83	25,7 134
			T	1080	1317	7	56
H1		4,633	L	1092	1417	7	49	4
			T	1181
J1	Anlassen		L	1386	1066	8	90	16,2 80
	(Tabelle 2)	4,742	T	1460	1100	8	63
	nurvorlest
K1	plast. Fließen		L	1126			21,7 139
		4,622	T	1120

Tabelle 4: Mechanische Kenngrößen -1 .Versuchsreihe, 2. Bereich

Bez. und Bereichs·

Beobachtungen zur Rich-

Umformung tung

Mechanische Kenngrößen bei 2O⁰C	Rp 0,2 (MPa)	A%	plastisches Fließen 400°C-600MPa(h)	0,5%
Rm (MPa)	1113 1595 1433	9,3 1,4 4,5	0,2%	137 89,4 112
1206 1651 1486	1504	0,6	20,7 12 21,6	279
1580	1158	6	18,8	144
1286		67,5

Endverformen von („transus ß"+10⁰C) bis a-ß, In-Lösung-Bringen 1hbei(„transus β"-30Ό und Abkühlung in Luft, An-Iasson8hbei 5¹SO⁰C (A2) bzw. 600⁰C (D 2 bis K2)

Tabelle 5: Mechanische Kenngrößen: I.Versuchsreihe, 3.Bereich

Bez.	Beobachtungen zur	Richtung	Mechanische Kenngrößen bei 20 C	RpO,2 (MPa)	A%
	Umformung
			Rm(MPa)	1665	0,50
A3		L	Bruch bei Zugversuch
D3	Endverformung von	L	1716	1438	1,66 '
	(„transus ß"+3O⁰C)
E3	bis -ß, In-Lösung-	L	1530
	Bringen 1h bei
	(„transusß"-30°C)
	und Abkühlung
	in Luft, Anlassen
J3	8h bei 550⁰C (A3)	L	Bruch bei Zugversuch	1224	5,00
	bzw.500°C(D3bis
K3	K3)	L	1390

Tabelle 7: Zusammensetzungen (2. Versuchsreihe)

Bezeichnung

Analyse (Ma.-%)

	Al	Sn	Zr	Mo	Cr	V	Cr +V	Fe	Si	O
AB 2	5,2	2,0	3,9	3,9	4,1	<0,01	4,1	<0,01	<0,01	0,073
CB	4,7	1,7	3,7	1,8	2,0	2,0	4,0	<0,01	<0,01	0,068
FB	5,4	2,0	4,2	4,0	2,1	<0,01	2,1	1,1	<0,01	0,072
GB	4,6	2,0	3,7	3,5	1,9	1,8	3,7	<0,01	<0,01	0,071
KB	5,5	2,9	5,0	4,2	4,2	4,1	8,3	<0,01	<0,01	0,082

Tabelle 8: 2. Versuchsreihe: "transus ß"-Echtwerte, Endverformungstemperaturen und Wärmebehandlungen (⁰C)

CB

GB

KB

"Transus ß"-Echtwert	870	900	880	870	880
Beginn Endverformung
(= "Transus β+ 30⁰C)	900	930	910	900	910
Ende Endverformung	<870	<900	<880	<870	ß
In-Lösung-Bringen
("Transus ß" +3O⁰C)	840	870	850	840	850
Anlassen	600	560	620	580	600

	Mechanische Kenngrößen:	2. Versuchsreihe	Mechanische Kenngrößen bei	Rp 0,2	A%	K1C	-ε	0,5%
Tabelle 9:	Beobachtungen zur	Rich	2O⁰C	(MPa)		(MPa. Vm)
Bez.	Umformung	tung	Rm	1280	4,4	57	ι- 281422	155
			(MPa)	1299	0,1	41
			¹348				plastisches Fließen
	nach a-ß-Schmieden,	L	1361	1026	7,6	80	400°C-600MPa(h)	182
AB 2	Endverformung von	T		1059	5,2	75	0,2%
	("transusß" + 30°O		1119
	bis a-ß (außer KB),	L	1177	1206	6,9	51	22	384
CB	In-Lösung-Bringen 1 h	T		1294	1,2	38
	bei("transusß"-		1297
	30 ⁰C) und Abkühlung	L	1374	1111	8,4	74	27	243
FB	in Luft, Anlassen 8 h	T		1125	1,5	55
	bei Temperatur		1215	1235	3,6	26		(0,285%
	zwischen 560 und	L	1233	1275	0,9		48,5	in 313 h)
GB	620°C(sieheTabelle7)	T	1328
		L	1347
KB		T		25

		201

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Teils aus einer Titanlegierung, das folgende Stufen umfaßt: dadurch gekennzeichnet,

a) daß ein Barren der Zusammensetzung (Ma.-%);

Al 3,8 bis 5,4-Rn 1,5 bis 2,5-Zr 2,8 bis 4,8-Mo 1,5 bis 4,5-Cr unter bzw. gleich 2,5 und Cr + V= 1,5bis4,5-Fe<2,0-Si < 0,3-0 < 0,15-Ti und Verunreinigung: Rest hergestellt wird;

b) der Barren wird heißverformt, wobei dieser Barren vorverformt wird und einen Heißformling ergibt, dem eine Endverformung zumindest eines Stücks dieses Formlings folgt, welcher eine Vorerwärmung im ß-Bereich vorausgeht und diese Endverformung einen Teilformling ergibt;

c) es wird eine Wärmebehandlung durchgeführt, bei der der heißverformte Teilformling in feste Lösung gebracht wird und bei der die Temperatur zwischen („transus ß" Echtwert -4O⁰C) und („transus ß" Echtwert -10⁰C) liegt, danach wird er bei Umgebungstemperatur abgekühlt;

d) anschließend wird der Teilformling bzw. das aus diesem Formling erhaltene Teil thermisch in Form von vier- bis zwölfstündigem Anlassen zwischen 550 und 650°C behandelt.

2. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß spätestens vor Stufe c) der „transus ß"-Echtwert der heißverformten Legierung anhand der während bzw. nach der Heißverformung entnommenen Prüflinge experimentell bestimmt wird.

3. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Al · = 4,5bis5,4Ma.-%-Sn = 1,8 bis 2,5 Ma.-% und Zr = 3,5 bis 4,8 Ma.-% sind.

4. Verfahren nach Patentanspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß Zr = 4,1 bis 4,8 Ma.-% ist.

5. Verfahren nach den Patentansprüchen 1,3 bzw. 4, dadurch gekennzeichnet, daß Mo = 2,0 bis 4,5Ma.-% und Cr = 1,5 bis 2,5 Ma.-% sind.

6. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Fe ^ 1,5Ma.-% ist.

7. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß O = 0,07 bis 0,13Ma.-% ist.

8. Verfahren nach einem der Patentansprüche 1 und 3 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß Fe = 0,7 bis1,5Ma.-%ist.

9. Verfahren nach den Patentansprüchen 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß mit der abschließenden Heißverformung des Formlings bzw. Formlingteils bei einer Temperatur begonnen wird, die mindestens 10⁰C über eiern Echtwert von „trar.ous ß" liegt, und daß sie bei einer Temperatur beendet wird, die unter diesem Echtwert von „transus ß" liegt, wobei diese Verformung zwischen 60⁰C über bzw. unter genanntem „transus ß" erfolgt.

10. Verfahren nach Patentanspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die abschließende Heißverformung des Formlings bzw. Formlingteils bei einer Temperatur zwischen („transus β Echtwert +?0°C) und („transus ß" Echtwert +40⁰C) begonnen und bei einer Temperatur unter „transus ß" bzw. zumindest gleich („transus ß" Echtwert -50⁰C) beendet wird.

11. Verfahren nach Patentanspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die abschließende Heißverformung bei einer Temperatur zwischen („transus ß" Echtwert -10⁰C) und (transus ß" Echtwert -4O⁰C) beendet wird.

12. Verfahren nach einem der Patentansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß'u-.iindest das Ende der Vorverformung des Barren bei einerTemperaturzwischen („transus ß" Echtwert -100⁰C) und („transus ß" Echtwert -20°C) erfolgt.

13. Verfahren nach Patentanspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß der Formling bzw. Jas aus diesem Formling erhaltene Teil 6 bis 10h lang zwischen 570 und 64O⁰C angelassen Wird.

14. Verfahren zur Herstellung eines Teils aus Titanlegierung nach Patentanspruch 1-13, gekennzeichnet dadurch, daß es folgende Stufen enthält:

a 1) daß ein Barren der Zusammensetzung (Ma.-%):

Al 4,5 bis 5,4-Sn 1,8 bis 2,5-Zr3,5 bis4,8-Mo 2,0 bis4,5-Cr 1,5 bis 2,5-und Cr + V = 1,5 bis 4,5- Fe 0,7 bis 1,5-0 0,07 bis 0,13-Ti und Verunreinigungen: Rest hergestellt wird;

b 1) der Barren wird vorverformt und ergibt einen endgültigen Heißformling, wobei zumindest am Ende bei einerTemperaturzwische.·« {„transus ß" Echtwert -100⁰C) und („transus ß" Echtwert -20°C) verformt wird und der Verfo.. iungsgrad mindestens 1,5 beträgt;

c 1) experimentell wird der Echtwert genannter „transus ß" - Temperatur der heißverformten Legierung anhand von Prüfling von diesem heißverformten Formling ermittelt;

d 1) dieser durch Schmieden und/oder Gesenkschmieden hergestellte Formling wird einer Endverformung ausgesetzt, die mit einer Temperatur zwischen („transus ß" Echtwert +20⁰C) und („transus ß" Echtwert +40⁰C) beginnt und mit einer Temperatur zwischen („transus ß" Echtwert -40⁰C) und („transus ß" Echtwert -10⁰C) endet;

e 1) durch Wärmebehandlung wird der so erhaltene, heißverformte Formling in feste Lösung gebracht, wobei die Temperatur zwischen („transus ß" Echtwert —40⁰C) und („transus ß" Echtwert-10⁰C) liegt, wonach er bei Umgebungstemperatur abgekühlt wird;

f1) anschließend wird beim Formling des Teils bzw. beim aus diesem Formling erhaltenen Teil eine Wärmebehandlung in Form von sechs- bis zehnstündigem Anlassen zwischen 580 und 63O⁰C vorgenommen.

15. Verfahren nach Patentanspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß Zr = 4,1 bis 4,8 Ma.-% ist.

16. Teil aus Titanlegierung, gekennzeichnet dadurch, daß es folgende Struktur und folgende mechanische Eigenschaften besitzt:

A) feine und regelmäßige a-ß-Struktur;

B) Zusammensetzung (Ma.-%):

AI4,5bis5,4-Sn1,8bis2,5-Zr3,5bis4,8-Mo2,0bis4,5-Cr1,5bis2,5-Cr +V= 1,5bis4,5-Fe 0,7 bis 1,5-0 0,07 bis 0,13-Ti und Verunreinigungen: Rest;

C) Rm 5= 1200MPa
Rpo.2> 1000MPa
A % 2s 5

K₁ c bei 20⁰C Ss 45 MPa · VFn

plastisches Fließen bei 400⁰C unter 600MPa: 0,5% in mehr als 200h.