Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid

Abstract

 Mit dem Verfahren wird ein Werkstück aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid hergestellt.
Mit diesem Verfahren soll ein Werkstück hoher Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit, hoher Warmfestigkeit und genügender Duktilität hergestellt werden.
Dies wird durch folgende Verfahrensschritten erreicht:

- Erschmelzen der Legierung,

- Vergiessen der Schmelze zu einem Gusskörper,

- Abkühlen des Gusskörpers auf Raumtemperatur und Entfernen seiner Gusshaut und seiner Zunderschicht,

- Heiss-isostatisches Pressen des entzunderten Gusskörpers bei einer Temperatur zwischen 1200 und 1300°C und einem Druck zwischen 100 und 150 MPa,

- Abkühlen des heiss-isostatisch gepressten Gusskörpers,

- Erwärmen des abgekühlten Gusskörpers auf Temperaturen von 1050 bis 1200 C,

- Ein- bis mehrmaliges isothermes Verformen des Gusskörpers bei dieser Temperatur zwecks Formgebung und Gefügeverbesserung,

- Abkühlen des verformten Gusskörpers auf Raumtemperatur und

- Materialabhebendes Bearbeiten des verformten Gusskörpers zum Werkstück.

Beschreibung

[0001] Technisches Gebiet

[0002] Bei der Erfindung wird ausgegangen von einem Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid.

[0003] Hochtemperaturlegierungen für thermische Maschinen auf der Basis der intermetallischen Verbindung TiAI, welche sich für die Herstellung von gegossenen und geschmiedeten Bauteilen eignen und die konventionellen Nickelbasis-Superlegierungen ergänzen und zum Teil ersetzen können.

[0004] Die Erfindung bezieht sich auf das Erschmelzen und Abgiessen von auf der intermetallischen Verbindung TiAI mit weiteren Zusätzen dotierten Legierungen und auf das thermische und thermomechanische Weiterverarbeiten zu brauchbaren Werkstücken mit guten mechanischen Eigenschaften.

Stand der Technik

[0005] Intermetallische Verbindungen des Titans mit dem Aluminium haben einige interessante Eigenschaften, welche sie als Konstruktionswerkstoffe im mittleren und höheren Temperaturbereich als attraktiv erscheinen lassen. Dazu gehört unter anderem ihre gegenüber Superlegierungen niedrige Dichte, die nur ca. 1/2 des Wertes für Ni-Superlegierungen erreicht. Ihrer technischen Verwendbarkeit in der vorliegenden Form steht allerdings ihre Sprödigkeit entgegen. Erstere kann durch Zusätze verbessert werden, wobei auch höhere Festigkeitswerte erreicht werden. Als mögliche und zum Teil bereits eingeführte intermetallische Verbindungen sind unter anderem Nickelaluminide, Nickelsilizide und Titanaluminide als Konstruktionsstoffe bekannt.

[0006] Es wurde schon versucht, die Eigenschaften des reinen TiAI durch leichte Veränderungen des Ti/AI-Atomverhältnisses sowie durch Zulegieren von anderen Elementen zu verbessern. Als weitere Elemente wurden beispielsweise alternativ Cr, B, V, Si, Ta sowie (Ni + Si) und (Ni + Si + B) vorgeschlagen, ferner Mn, W, Mo, Nb, Hf. Die Absicht bestand darin, einerseits die Sprödigkeit herabzusetzen, d.h. die Dehnbarkeit und Zähigkeit des Werkstoffs zu erhöhen, andererseits eine möglichst hohe Festigkeit im interessierenden Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und Betriebstemperatur zu erreichen. Ausserdem wurde eine genügend hohe Oxydationsbeständigkeit angestrebt. Diese Ziele wurden jedoch nur teilweise erreicht.

[0007] Die Warmfestigkeit der bekannten Aluminide lässt indessen noch zu wünschen übrig. Entsprechend dem vergleichsweise niedrigen Schmelzpunkt dieser Werkstoffe ist die Festigkeit, insbesondere die Kriechfestigkeit im oberen Temperaturbereich ungenügend, wie auch aus diesbezüglichen Veröffentlichungen hervorgeht.

[0008] Des weiteren stellt die Formgebung der auf Titanaluminiden basierenden intermetallischen Phasen eine gewisse Problematik dar. Wegen der hohen Affinität der beteiligten Elemente zum Sauerstoff, insbesondere derjenigen des Titans ist die Herstellung von Formteilen durch Giessen erschwert. Schlechtes Formfüllungsvermögen, Porosität und Lunker sind die Folgen. Ausserdem können die Eigenschaften des Gussgefüges durch nachfolgende Wärmebehandlungen nicht im gewünschten Masse verbessert werden. Der klassischen Warmumformung steht andererseits die vergleichsweise mangelhafte Duktilität im unteren Tempeaturbereich entgegen.

[0009] Zum Stand der Technik werden die nachfolgenden Dokumente angegeben:

- N.S. Stoloff, "Ordered alloys-physical metallurgy and structural applications", International metals review, Vol. 29, No. 3, 1984, pp. 123-135.

- G. Sauthoff, "Intermetallische Phasen", Werkstofe zwischen Metall und Keramik, Magazin neue Werkstoffe 1/89, S. 15-19.

- Young-Won Kim, "Intermetallic Alloys based on Gamma Titanium Aluminide", JOM, July 1989.

- US-A-4 842 817 US-A-4 842 819 US-A-4 842 820

- US-A-4 857 268 US-A-4 836 983 EP-A-0 275 391

[0010] Die Eigenschaften der bekannten modifizierten intermetallischen Verbindungen sowie ihre herkömmlichen Verarbeitungsmethoden genügen den technischen Anforderungen im allgemeinen noch nicht, um daraus brauchbare Werkstücke herzustellen. Dies gilt insbesondere bezüglich Warmfestigkeit und Zähigkeit (Duktilität). Es besteht daher ein Bedürfnis nach Weiterentwicklung und Verbesserung derartiger Werkstoffe und deren Formgebung sowie der günstigen Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften der daraus hergestellten Werkstücke.

Darstellung der Erfindung

[0011] Die Erfindung, wie sie in Patentanspruchl angegeben ist, liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis von Titanaluminid anzugeben, welcher zu einem Werkstoff hoher Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit, hoher Warmfestigkeit und genügender Duktilität führt.

Weg zur Ausführung der Erfindung

[0012] Die Erfindung wird anhand der durch Figuren erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben.

[0013] Dabei zeigt:

Fig. 1 ein Fliessbild (Blockdiagramm) des Verfahrens,

Fig. 2 ein Fliessbild (Blockdiagramm) einer Variante des Verfahrens.

[0014] In Fig. 1 ist ein Fliessbild (Blockdiagramm) des Verfahrens dargestellt. Die Figur bedarf keiner weiteren Erklärungen. Der Schwerpunkt der Verfahrensschritte liegt hier auf dem wurden die zylindrischen Blöcke in passende Kapseln aus weichem Kohlenstoffstahl eingeschoben und letztere dicht verschweisst. Die eingekapselten Werkstücke wurden nun bei einer Temperatur von 1260 C während 3 h unter einem Druck von 120 MPa heiss- isostatisch gepresst, abgekühlt, mit 10 bis 50° C/min auf 1100°C erwärmt, gehalten und bei 1100 C isotherm geschmiedet. Das verwendete Werkzeug bestand aus einer Molybdänlegierung mit folgender Zusammensetzung:

Ti = 0,5 Gew.-%

Zr = 0,1 Gew.-%

C = 0,2 Gew.-%

Mo = Rest

[0015] Es wurde eine Fliessgrenze des zu schmiedenden Werkstoffs von ca. 260 MPa bei 1100°C festgestellt. Die Umformung bestand in einem Stauchen bis zu einer Verformung ∈ = 1,3, wobei


mit
h_o = ursprüngliche Höhe des Werkstücks h = Höhe des Werkstücks nach Umformung bedeuten. Die lineare Verformungsgeschwindigkeit (Stempelgeschwindigkeit der Schmiedepresse) v betrug bei Beginn des Schmiedeprozesses 0,1 mm/s. Die für das Stauchen benötigten Presskräfte waren von mittlerer Grösse. Im vorliegenden Fall betrugen sie ca. 750 kN, was einem Anfangsdruck von ca. 300 MPa entsprach.

[0016] Durch dieses Beispiel wurde die ausgezeichnete Umformbarkeit des vorbehandelten Werkstoffs demonstriert, betrug doch die bei Rissfreiheit erreichte Höhenabnahme beim Stauchen über 70 %.

Ausführungsbeispiel 2:

[0017] Nach der unter Beispiel 1 angegebenen Weise wurde eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:

AI = 48 At.-%

V = 3 At.-%

Si = 0,5 At.-%

Ti = Rest

[0018] Die Schmelze wurde zu prismatischen Walzbarren von 100 mm x 80 mm x 20 mm abgegossen. Diese wurden zunächst durch Glühen bei ca. 1100° C homogenisiert und deren Gusshaut mechanisch entfernt. Nach Einkapselung und heiss-isostatischem Pressen gemäss Beispiel 1 wurden die Barren bei 1150°C warmgewalzt. Die Höhenabnahme (= Querschnittsabnahme) betrug ca. 40 %. Am gewalzten Halbzeug konnten keinerlei Risse wahrgenommen werden, was für die ausgezeichnete Duktilität des Materials bei dieser Temperatur spricht. Vom gewalzten Stab wurden Abschnitte mit einer Stempelgeschwindigkeit von ca. 0,1 mm/s um einen Betrag, der einem ∈ von 1,2 entsprach, bei 1150°C gestaucht (Höhenabnahme ca. 70 %). Das Schmiedegesenk bestand aus der geringe Ti- und Zr-Mengen enthaltenden Mo-Legierung. Die Fliessgrenze des Werkstücks betrug bei 1150°C ca. 200 MPa. Nach dem Schmieden wies das Werkstück eine Vickershärte HV von durchschnittlich 336 kg/mm² auf.

Ausführungsbeispiel 3:

[0019] Gemäss Beispiel 1 wurde eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:

AI = 48 At.-%

Ge = 3 At.-%

Ti = Rest

[0020] Die Schmelze wurde zu Gussblöcken von ca. 55 mm Durchmesser und 65 mm Höhe abgegossen. Hierauf wurden die Gussblöcke unter Argonatmosphäre während 10 h bei einer Temperatur von 1100°C geglüht, abgekühlt und mechanisch bearbeitet zwecks Entfernung der Gusshaut. Durch das Glühen wurde die Legierung homogenisiert. Je nach Legierungszusammensetzung wurde eine geeignete Homogenisierung bei Temperaturen zwischen 1000 und 1150°C und Glühzeiten zwischen einer und dreissig Stunden erreicht. Dann wurden die zylindrischen Werkstücke eingekapselt, heiss- isostatisch gepresst und bei einer Temperatur von 1150°C geschmiedet. Die Verformung ∈ betrug 0,69 (Höhenabnahme 50%), die beobachtete Fliessgrenze ca. 380 MPa. Die Verformungsgeschwindigkeit (Stempelgeschwindigkeit) betrug 0,1 mm/s.

Ausführungsbeispiel 4:

[0021] Es wurde eine Turbinenschaufel aus der nachfolgenden Legierung hergestellt:

AI = 48 At.-%

Zr = 3 At.-%

B = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

[0022] Zu diesem Zweck wurde zunächst die obige Legierung aus den Elementen erschmolzen und zu einem Block von ca. 90 mm Durchmesser und ca. 250 mm Höhe vergossen. Nach einer Glühoperationen bei 1050° C, Entfernung der Gusshaut, Einkapseln, heiss-isostatisch Pressen etc. wurde der Block zunächst bei 1150°C in der Längsrichtung derart gestaucht, dass er eine Höhenabnahme von ca. 50 % erlitt (_E = 0,69). Dabei vergrösserte sich der Durchmesser auf ca. 120 mm. In einem nächsten Schritt wurde der zylindrische Körper in einer ersten Querrichtung derart gestaucht, dass ein ovaler Querschnitt entstand (ca. 30 % Querschnittsabnahme). Dann wurde der ovale Körper in der zweiten, darauf senkrechten Querrichtung um den gleichen Betrag gestaucht. Diese beiden Operationen wurden nach einer Zwischenglühung bei 1200 C während 1 nochmals wiederholt. Nun wurde der derart warmgeknetete Schmiederohling in das Gesenk einer Schmiedepresse eingesetzt, dergestalt, dass die den Fuss bildende Hälfte nur geringen Verformungen ausgesetzt wurde, während die andere, das Schaufelblatt bildende Hälfte in mehreren Operationen mit Zwischenglühen sukzessive über einen ovalen Querschnitt zu einem Tragflügelprofil verformt wurde. Das Schaufelblatt hatte folgende Abmessungen:

Breite = 80 mm

Dicke = 25 mm

Profilhöhe = 30 mm

Länge = 200 mm

[0023] Der Schmiedevorgang wurde im wesentlichen isotherm bei einer Temperatur von 1120°C durchgeführt, wobei eine Fliessgrenze von durchschnittlich 250 MPa beobachtet wurde. Die Verformungsgeschwindigkeit (Stempelgeschwindigkeit) zu Beginn jeder Schmiedeoperation betrug ca. 0,1 bis 0,2 mm/s. Nach dem Fertigschmieden des Schaufelblattes wurde der Fussteil noch um ca. 20 % Höhenabnahme in der Längsachse der Schaufel gestaucht. Dann wurde das Werkstück mit einer Geschwindigkeit von 300° C/h auf unter 500° C abgekühlt und nach dem Erkalten während 1 bei einer Temperatur von 800 C angelassen. Damit war die bis auf das Fräsen der Nuten am Tannenbaumfuss Nahezu-Endform der Turbinenschaufel erreicht.

Ausführungsbeispiel 5:

[0024] Unter Argonatmosphäre wurde in einem Induktionsofen die nachfolgende Legierung erschmolzen:

AI = 48 At.-%

Cr = 3 At.-%

Ti = 45 At.-%

[0025] Zunächst wurde ein prismatischer Barren von rechteckigem Querschnitt mit ca. 40 mm Dicke, 90 mm Breite und 250 mm Länge abgegossen. Nach der Wärmebehandlung unter Argonatmosphäre bei einer Temperatur von 1100° C während 10 h wurde die Gusshaut durch Hobeln entfernt und der Barren in weichen Stahl eingekapselt und während 3 h bei 1260°C unter einem Druck von 120 MPa heiss- isostatisch gepresst. Die erste Umformung bestand in einem Stauchen (isotherm Schmieden) in der längeren Querrichtung (hochkant) von ca. 33 %, so dass der Barren einen annähernd quadratischen Querschnitt von ca. 60 mm Seitenlänge annahm. Diese Operation wurde bei einer Temperatur von 1150°C unter Argonatmosphäre durchgeführt. Dann wurde der Barren in der anderen Querrichtung bei der gleichen Temperatur warmgewalzt, wobei er annähernd die ursprüngliche rechteckige Querschnittsform, jedoch mit verminderten Dimensionen annahm. Nach einem Zwischenglühen bei 1200° C während 1 h unter Argonatmosphäre wurde der Barren durch Warmwalzen (40 % Querschnittsabnahme) bei 1050°C zu einem Stab mit Rechteckprofil verformt. Während der Operationen konnte bei 1150° C eine Warmstreckgrenze von ca. 240 MPa beobachtet werden. Das Gefüge des fertigen Stabes war feinkörnig und homogen. Die Vickershärte HV war gegenüber dem Gusszustand um ca. 25 % erhöht.

Ausführungsbeispiel 6:

[0026] Es wurde unter Argonatmosphäre im Induktionsofen die nachfolgende Legierung erschmolzen:

AI = 48 At.-%

W = 3 At.-%

Ge = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

[0027] Aus der Legierung wurde durch Giessen und Warmumformen eine Turbinenschaufel folgender Abmessungen (Schaufelblatt) hergestellt:

Breite = 70 mm

Dicke = 21 mm

Profilhöhe = 26 mm

Länge = 160 mm

[0028] Zunächst wurde ein Körper als abgesetzter Zylinder gegossen. Die totale Höhe betrug 220 mm, die Höhe des kleineren Durchmessers 120 mm, diejenige des grösseren 100 mm, die Durchmesser 60 mm bzw. 100 mm. Der Gussrohling wurde bei 1050°C geglüht, überdreht (Entfernung der Gusshaut) und in eine allseitig abschliessende Hülle aus weichem Stahl eingekapselt und gemäss vorangegangenen Beispielen heissisostatisch gepresst. Dann wurde der Block zunächst mit 30 % Höhenabnahme bei 1150°C in Längsrichtung gestaucht und mehrmals in den Querrichtungen gepresst, derart, dass in der Blattpartie ein ovaler Querschnitt erzeugt wurde. Es wurden Zwischenglühungen bei 1200°C durchgeführt. Der auf diese Weise vorgeschmiedete Rohling mit ovalem Querschnitt in der Blattpartie wurde in das Gesenk einer Schmiedepresse eingelegt und in mehreren Stufen bis zum Erreichen des obigen Blattprofils verformt. Der Schmiedeprozess wurde im wesentlichen isotherm bei einer Temperatur von 1150°C durchgeführt. Es wurde eine Fliessgrenze von durchschnittlich 200 MPa bei dieser Temperatur beobachtet. Die Verformugnsgeschwindigkeit (Stempelgeschwindigkeit) zu Beginn der Gesenkschmiedeoperationen betrug ca. 0,2 mm/s. Die übrigen Verfahrensschritte waren analog zu Beispiel 4. Das Anlassen wurde bei einer Temperatur von 750 C während 2h durchgeführt. Das Gefüge der fertigen Turbinenschaufel war feinkörnig und homogen. Die Vickershärte HV war gegenüber dem Gusszustand um 15 % höher.

[0029] Es wurden noch zahlreiche andere Schmelzen mit den Legierungselementen Co, Pd, Mo, Mn, Ta, Nb, Hf untersucht und deren Umformbarkeit geprüft. Die Umformbedingungen waren im wesentlichen die gleichen wie in den Ausführungsbeispielen angegeben. Die günstigsten Umformungstemperaturen lagen im Bereich von 1100 bis 1150°C. Die dabei beobachteten Warmfliessgrenzen bewegten sich zwischen den Werten 180 MPa und 260 MPa. Die optimalen Verformungsgeschwindigkeiten (Stempelgeschwindigkeiten) der Schmiedepresse lagen zwischen ca. 0,05 mm/s und 0,2 mm/s, entsprechend Werten für ∈ zwischen 10^-4s^-1und 10-²_S-₁.

Wirkung der Elemente:

[0030] Durch Zulegieren der Elemente W, Cr, Mn und Nb einzeln oder in Kombination zu einer Ti/AI-Grundlegierung wird in allen Fällen eine Härte- und Festigkeitssteigerung erzielt. Dabei ist die Wirkung von Kombinationen (z.B. Mn + Nb) am stärksten. Im allgemeinen ist die Härtesteigerung mit einer mehr oder weniger starken Einbusse an Dehnbarkeit verbunden, die aber durch Zulegieren von weiteren Elementen, die zähigkeitserhöhend wirken, wenigstens zum Teil wieder wettgemacht werden können.

[0031] Eine Zugabe von weniger als 0,5 At.-% eines Elements ist meist kaum wirksam. Andererseits zeigt sich bei ca. 3 - 4 At.-% eine gewisse Sättigungserscheinung, so dass weitere Zugaben sinnlos sind oder die Eigenschaften des Werkstoffs insgesamt wieder verschlechtern.

[0032] B wirkt im allgemeinen stark zähigkeitserhöhend im Verein mit anderen, die Festigkeit erhöhenden Elementen. Hier konnte der durch Zulegieren von W verursachte Verlust an Dehnbarkeit durch eine Zugabe von nur 0,5 At.-% B praktisch wettgemacht werden. Höhere Zugaben als 1 At.-% B sind nicht notwendig.

[0033] Zur weiteren Optimierung der Eigenschaften bieten sich polynäre Systeme an, bei denen versucht wird, die negativen Eigenschaften von Einzelzugaben durch gleichzeitiges Zulegieren anderer Elemente wieder wettzumachen.

[0034] Der Einsatzbereich der modifizierten Titanaluminide erstreckt sich vorteilhafterweise auf Temperaturen zwischen 600 und 1000 C.

[0035] Die Erfindung ist nicht auf die Ausführungsbeispiele beschränkt.

[0036] Ganz allgemein ist das Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen intermetallischen Verbindung des Typs Titanaluminid TiAI durch Wärmebehandeln und Warmumformen dadurch gekennzeichnet, dass folgende Verfahrensschritten durchgeführt werden:

- Erschmelzen der Legierung,

- Vergiessen der Schmelze zu einem Gusskörper,

- Abkühlen des Gusskörpers auf Raumtemperatur und Entfernen seiner Gusshaut und seiner Zunderschicht,

- Heiss-isostatisches Pressen des entzunderten Gusskörpers bei einer Temperatur zwischen 1200 und 1300 C und einem Druck zwischen 100 und 150 MPa,

- Abkühlen des heiss-isostatisch gepressten Gusskörpers,

- Erwärmen des abgekühlten Gusskörpers auf Temperaturen von 1050 bis 1200 C,

- Ein- bis mehrmaliges Verformen bei dieser Temperatur zwecks Formgebung und Gefügeverbesserung,

- Abkühlen des verformten Gusskörpers auf Raumtemperatur und

- Materialabhebendes Bearbeiten des verformten Gusskörpers zum Werkstück.

[0037] In vorteilhafter Weise wird die Warmverformung wie folgt durchgeführt:

- Isothermes Verformen des Ganzen im Temperaturbereich zwischen 1050 und 1150 C mit einer Verformungsgeschwindigkeit ∈ = 5

· 10^-5s^-1 bis 10^-2s^-1 bis zu einer Verformung ∈ = 1,6, wobei


h_o = ursprüngliche Höhe des Werkstücks, h = Höhe des Werkstücks nach Umformung bedeuten.

[0038] Vorzugsweise geschieht diese Verformung wie folgt:

- Stauchen in Längsrichtung um 50% Höhenabnahme,

- Stauchen in erster Querrichtung um 30% Querschnittsabnahme,

- Stauchen in zweiter Querrichtung um 30% Querschnittsabnahme,

- Stauchen in Längsrichtung um 20% Höhenabnahme

- Abkühlen mit 300 C/h auf unter 500 C,

- Anlassen auf 800 C während 1 h,

- Abkühlen auf Raumtemperatur.

[0039] In einer speziellen Ausführungsform wird das Werkstück im wesentlichen isotherm geschmiedet, wobei es nach dem isothermen Schmieden die Form einer Gasturbinenschaufel aufweist. Zur Herstellung von Halbzeug wird das Werkstück im wesentlichen isotherm geschmiedet und nach dem isothermen Schmieden einem weiteren Warmverformungsprozess mit bis 40% Querschnittsabnahme unterworfen, wobei letzterer vorteilhafterweise in einem Warmwalzen besteht.

[0040] Das Verfahren wird durchgeführt an Legierungen, welche die nachstehende Zusammensetzung haben:

a). AI = 48 At.-%

Zr = 3 At.-%

B = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

b). AI = 48 At.-%

V = 3 At.-%

Si = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

c). AI = 48 At.-%

Cr = 3 At.-%

Ti = 49 At.-%

d). AI = 48 At.-%

Y = 3 At.-%

B = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

e). AI = 48 At.-%

Ge = 3 At.-%

Ti = 49 At.-%

f). AI = 48 At.-%

W = 3 At.-%

Ge = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

Ansprüche

1. Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid, dadurch gekennzeichnet, dass folgende Verfahrensschritten durchgeführt werden:

- Erschmelzen der Legierung,

- Vergiessen der Schmelze zu einem Gusskörper,

- Abkühlen des Gusskörpers auf Raumtemperatur und Entfernen seiner Gusshaut und seiner Zunderschicht,

- Heiss-isostatisches Pressen des entzunderten Gusskörpers bei einer Temperatur zwischen 1200 und 1300°C und einem Druck zwischen 100 und 150 MPa,

- Abkühlen des heiss-isostatisch gepressten Gusskörpers,

- Erwärmen des abgekühlten Gusskörpers auf Temperaturen von 1050 bis 1200° C,

- Ein- bis mehrmaliges Verformen bei dieser Temperatur zwecks Formgebung und Gefügeverbesserung,

- Abkühlen des verformten Gusskörpers auf Raumtemperatur und

- Materialabhebendes Bearbeiten des verformten Gusskörpers zum Werkstück.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass eine mit mindestens einem der Elemente Zr, V, Cr, Si, Y, W, B, Ge dotierte TiAI-Legierung den folgenden zusätzlichen Verfahrensschritten unterworfen wird:

- Schmelzen der Legierung im Vakuum-oder Schutzgas-Induktionsofen,

- Glühen unter Schutzgas oder Vakuum bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1150°C,

- Einsetzen des Gusskörpers nach dem Entfernen der Gusshaut und der Zunderschicht in eine weiche Stahlkapsel und luftdichtes Verschliessen der gefüllten Stahlkapsel,

- Heiss-isostatisches Pressen der den Gusskörper aufnehmenden, verschlossenen Stahlkapsel,

- Erwärmen mit 10 - 50°C/min auf 1050 bis 1150°C,

- Halten auf dieser Temperatur während 5 bis 20 min.

3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmverformung wie folgt durchgeführt wird:

- Isothermes Verformen des Ganzen im Temperaturbereich zwischen 1050 und 1150°C mit einer Verformungsgeschwindigkeit ∈= 5 · 10^-5s^-1 bis 10^-2s^-1 bis zu einer Verformung ∈ = 1,6, wobei

h_o = ursprüngliche Höhe des Werkstücks,

h = Höhe des Werkstücks nach Umformung bedeuten.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmverformung wie folgt durchgeführt wird:

- Stauchen in Längsrichtung um 50% Höhenabnahme,

- Stauchen in erster Querrichtung um 30% Querschnittsabnahme,

- Stauchen in zweiter Querrichtung um 30% Querschnittsabnahme,

- Stauchen in Längsrichtung um 20% Höhenabnahme,

- Abkühlen mit 300 C/h auf unter 500° C,

- Anlassen auf 800° C während 1 h,

- Abkühlen auf Raumtemperatur.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkstück im wesentlichen isotherm geschmiedet wird und nach dem isothermen Schmieden die Form einer Gasturbinenschaufel hat.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkstück im wesentlichen isotherm geschmiedet wird und nach dem isothermen Schmieden einem weiteren Warmverformungsprozess mit bis 40% Querschnittsabnahme unterworfen wird.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Warmverformungsprozess in einem Warmwalzen besteht.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine der nachstehende Zusammensetzungen aufweist:

AI = 48 At.-%

Zr = 3 At.-%

B = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

oder

AI = 48 At.-%

V = 3 At.-%

Si = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

oder

AI = 48 At.-%

Cr = 3 At.-%

Ti = 49 At.-%

oder

AI = 48 At.-%

Y = 3 At.-%

B = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

oder

AI = 48 At.-%

Ge = 3 At.-%

Ti = 49 At.-%

oder

AI = 48 At.-%

W = 3 At.-%

Ge = 0,5 At.-%

Ti = 48,5 At.-%

Zeichnung