DE3242607C2 - - Google Patents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/52—Alloys
Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Ausbildung einer
Textur mit vorbestimmten kristallographischen Vorzugs
richtungen in Blechen aus einer warmverformbaren Nickel-
Superlegierung mit kubisch-flächenzentrierter Struktur.
Metallische Materialien haben im allgemeinen eine kristalline
Struktur, was bedeutet, daß einzelne Atome des Materials in
einer bestimmten räumlichen Beziehung zu ihren Nachbaratomen
vorliegen und sich diese Beziehung innerhalb eines Kristalls
oder Korns ständig wiederholt. So haben Superlegierungen auf
Nickelbasis eine kubisch-flächenzentrierte Struktur. Es ist
ferner bekannt, daß die Eigenschaften derartiger Kristalle
sich in verschiedenen Raumrichtungen unterscheiden.
Die meisten metallischen Gegenstände enthalten viele tausende
von einzelnen Kristallen oder Körnern, und die Eigenschaften
eines derartigen Gegenstands in einer bestimmten Richtung
spiegeln die mittlere Orientierung der einzelnen Kristalle
wieder, die den Gegenstand bilden. Wenn die Kristalle oder
Körner eine regellose Orientierung aufweisen, dann sind die
Eigenschaften des Gegenstands isotrop, d. h. in allen Rich
tungen gleich. Oblgeich das meist in dieser Form angenommen
wird, ist es in Wirklichkeit selten der Fall, da die meisten
Gieß- und Formvorgänge eine bevorzugte Kristallorientierung
oder Textur zur Folge haben. Bei einer Deformation ergibt
sich eine derartige bevorzugte Orientierung aufgrund ver
schiedener Faktoren. So sind Kristalle in bestimmten Orien
tierungen widerstandsfähiger gegen ihre Deformation als
andere Kristalle. Diese gegen Deformation widerstandsfähigeren
Kristalle neigen während der Deformation zur Drehung, so daß
eine von der regellosen Verteilung abweichende bevorzugte
Orientierung erhalten wird. Während einer Rekristallisation
können sich bevorzugte Orientierungen aus einer Bevorzugung
einer bestimmten Art der Keimbildung und/oder dem bevorzugten
Wachstum von Körner bestimmter Orientierungen ergeben.
Texturen metallischer Materialien wurden bereits eingehend
studiert, und es kam auch bereits zu einer praktischen An
wendung von texturierten Materialen. Insbesondere im Be
reich von magnetischen Materialien, wie Transformatoren
stählen, hat die Texturierung wesentliche Leistungsver
besserungen herbeigeführt. Dies ist beispielsweise in der
US-PS 32 19 496 und in einem Artikel in "Metal Progress",
Dezember 1953, Seite 71 bis 75 beschrieben.
Es ist ferner bereits bekannt, unter Anwendung von Rekristalli
sationsverfahren Gegenstände aus Superlegierungen auf Nickel
basis mit langgestreckten Körnern herzustellen. Dies ist in der
US-PS 39 75 219 beschrieben. Bei dem beschriebenen Verfahren
wird ein Superlegierungspulver eingesetzt, das durch Heiß
extrusion verdichtet und dann dicht unterhalb der γ ′-Lösungs
temperatur warmverformt (isotherm geschmiedet) wird, wonach
sich ein gerichtetes Rekristallisieren in einem Tempertur
gefälle anschließt. Wie Bleche aus Superlegierungen mit be
stimmten kristallographischen Vorzugsrichtungen hergestellt
werden können, ist dieser Patentschrift jedoch nicht zu ent
nehmen.
Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur
Ausbildung einer Textur mit vorbestimmten kristallographischen
Vorzugsrichtungen in Blechen aus einer warmverformbaren Nickel-
Superlegierung mit kubisch-flächenzentrierter Struktur durch
Warmverformen dicht unterhalb der γ ′-Lösungstemperatur und
gerichtetes Rekristallisieren in einem Temperaturgefälle anzu
geben, bei dem in reproduzierbarer Weise Bleche mit den ge
wünschten kristallographischen Vorzugsrichtungen hergestellt
werden können.
Diese Aufgabe wird bei einem Verfahren der genannten Art durch
die im Kennzeichen des Patentanspruchs 1 wiedergegebenen Merk
male gelöst.
Die Ausgestaltung eines dritten Verfahrens zur Herstellung
von Blechen mit bestimmten konkreten kristallographischen
Vorzugsrichtungen ist den Unteransprüchen zu entnehmen.
Warmverformbare Nickel-Superlegierungen mit kubisch-flächen-
zentrierter Struktur sind insbesondere Superlegierungen in
dem folgenden breiten Zusammensetzungsbereich: 2 bis 9% Al,
0 bis 6% Ti, 0 bis 16% Mo, 0 bis 12% Ta, 0 bis 12% W,
0 bis 4% Nb, 0 bis 20% Cr, 0 bis 20% Co, 0 bis 0,3% C,
0 bis 1% Y, 0 bis 0,5% Hf, 0 bis 0,3% B, 0 bis 0,3% Zr,
0 bis 2% V, 0 bis 5% Re, Rest im wesentlichen Nickel.
Das Ausgangsmaterial kann auf pulvermetallurgischem Wege oder
durch Guß, insbesondere als feinkörniger Guß, erhalten worden
sein. Ein solches Material wird dann dicht unterhalb der
q ′-Lösungstemperatur warmverformt. Vorzugsweise liegt der
Verformungsgrad bei dieser anfänglichen Warmverformung über
etwa 50%. Das warmverformte Material wird dann nach dem
erfindungsgemäßen Verfahren um über 50%, vorzugsweise über
65%, durch Kaltwalzen kaltverformt. Das Kaltwalzen erfolgt
dabei so, daß zuerst in einer ersten Richtung kaltgewalzt
wird, und danach in einer dazu senkrechten Richtung, d. h.
in einer Richtung, die um 90° gegenüber der Richtung des an
fänglichen Kaltwalzens versetzt ist. Das Verhältnis der Ver
formungsgrade beim anfänglichen Kaltwalzschritt zu dem letzten
Querwalzschritt liegt im Bereich von 70 : 30 bis 80 : 20,
vorzugsweise bei etwa 75 : 25. Zur Verhinderung einer Riß
bildung erfolgen zwischengeschaltete Glühungen. Das Ergebnis
dieser Kaltverformung ist ein Gegenstand mit einer starken
(110) ⟨112⟩-Blechtextur.
Dieses Material ist besonders geeignet, durch gerichtetes
Rekristallisieren in einem Temperaturgefälle die Her
stellung von Blechen mit gewünschten kristallographischen
Vorzugsrichtungen zu ermöglichen. Die (110) ⟨112⟩-Textur
kontrolliert die Orientierung der rekristallisierten Körner.
Durch Veränderung der Parameter der gerichteten Rekristalli
sation kann eine Vielzahl von Endorientierungen erzeugt
werden.
Die Erfindung wird im folgenden beispielsweise unter Bezug
nahme auf die Zeichnung näher erläutert; es zeigt
Fig. 1 die Beziehung zwischen der senkrechten
Richtung, der Geradewalzrichtung (S.R.)
und der Querwalzrichtung (X.R.);
Fig. 2 die Materialorientierung während des
Geradewalzens;
Fig. 3 die Materialorientierung während des
Querwalzens;
Fig. 4 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma
terials mit ⟨111⟩-Orientierung;
Fig. 5 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma
terials mit ⟨110⟩-Orientierung;
Fig. 6 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma
terials mit ⟨100⟩-Orientierung; und
Fig. 7 bis 10 Polardiagramme der mit den in den Bei
spielen 1 bis 4 beschriebenen Verfahren
erzeugten Textur.
Üblicherweise wird bei dem erfindungsgemäßen Verfahren von
einem Ausgangsmaterial in Form eines Pulvers einer Super
legierung auf Nickelbasis des eingangs genannten breiten
Zusammensetzungsbereichs ausgegangen. Dieses Pulver wird
so verarbeitet, daß ein homogenes warmverformbares dichtes
Material erzeugt wird. Ein Weg dazu besteht darin, das Super
legierungspulver durch heißisostatisches Pressen (HIP) oder
durch Heißextrusion zu verfestigen. Es kann bei dem erfindungs
gemäßen Verfahren jedoch auch von einem gegossenen Körper,
vorzugsweise einem Feinkornguß ausgegangen werden. Wenn Pulver
verfahren verwendet werden, muß Sorge dafür getragen werden,
daß eine Verunreinigung des Pulvers verhindert wird, indem
man es unter inerten Bedingungen handhabt, so daß eine Oxi
dation unterbunden wird. Das Pulver wird dann zur Erzeugung
eines Gegenstandes theoretischer Dichte verdichtet. Das Ver
dichtungsverfahren scheint für die erfolgreiche Durchführung
des erfindungsgemäßen Verfahrens nicht kritisch zu sein. Beim
heißisostaischen Pressen wird das Pulver in einem evakuierten
Behälter aus rostfreiem Stahl verdichtet. Typische Verdichtungs
bedingungen sind Gasdrücke von etwa 103,42 MPa und Temperaturen
von etwa 1149 bis 1232°C während einer Zeitdauer von etwa 2 h,
mit einer nachfolgenden Ofenabkühlung. Auch Heißextrusionsver
fahren wurden erfolgreich verwendet. Typische Extrusionsbe
dingungen sind Temperaturen von 1204°C bis 1260°C und Extrusions
verhältnisse von mehr als etwa 4 : 1. Das Pulver wird dabei
von der Extrusion in einen Behälter aus rostfreiem Stahl einge
bracht.
Der erhaltene Gegenstand wird dann warmverformt, um eine Flächen
verminderung von wenigstens 40% und vorzugsweise wenigstens
55% zu erzielen. Diese Warmverformung verbessert die Verform
barkeit des Materials in der anschließenden Kaltverformung.
Als Warmverformung wurde insbesondere Warmwalzen verwendet,
jedoch erscheinen andere Verfahren, beispielsweise Schmieden,
ebenfalls anwendbar. Das in der US-PS 35 19 503 beschriebene
Verfahren kann auch angewandt werden. Die Warmverformung er
folgt bei einer Temperatur dicht unterhalb der γ ′-Lösungstempera
tur der Legierung, typischerweise bei einer Temperatur im Be
reich von 1177 bis 1246°C. Wenn die Warmverformung als Warm
walzen erfolgt, werden die ersten Warmwalzdurchgänge vorzugs
weise an der oberen Grenze des genannten Temperaturbereichs
mit einer verhältnismäßig geringen Abnahme pro Durchgang (5%)
ausgeführt. Nachfolgende Durchgänge können mit größeren Abnahmen
(15%) durchgeführt werden und man kann die Temperatur bis zur
unteren Grenze des angegebenen Bereichs absinken lassen. Der
Gegenstand wird zwischen den einzelnen Durchgängen in geeig
neter Weise wiedererhitzt, um die Legierung innerhalb des ge
wünschten Temperaturbereichs zu halten. Nach dem Ende der Warm
verformung kann das Material in dem erhaltenen Zustand belassen
und an der Luft abgekühlt werden.
Die sich an die Warmverformung gemäß dem erfindungsgemäßen Ver
fahren anschließende Kaltverformung in Form eines zweistufigen
Walzvorgangs wird zwar als Kaltwalzen bezeichnet, kann jedoch
bei Temperaturen bis zu etwa 650°C durchgeführt werden. Zur
Erläuterung der für den Erfolg des erfindungsgemäßen Verfahrens
wesentlichen Kaltverformung wird auf Fig. 1 Bezug genommen,
welche den Blechstreifen vor dem Kaltwalzen darstellt und die
drei orthogonalen Achsen SR, XR und ND zeigt. Das Kaltwalzen
erfolgt in zwei Stufen, wobei in der ersten Stufe das Walzen
in der SR-Richtung (Geradwalzrichtung) ausgeführt wird und
in der zweiten Stufe in XR-Richtung (Querwalzrichtung), d. h.
in einem Winkel von 90° zur SR-Richtung.
Die beiden Kaltwalzschritte müssen eine Gesamtabnahme von
mehr als 50%, insbesondere mehr als 55% und besonders be
vorzugt von mehr als 65% bewirken. Der Verformungsgrad teilt
sich auf die beiden Kaltwalzschritte auf, und zwar insbesondere
so, daß er bei dem anfänglichen Geradewalzschritt 75% und bei
dem anschließenden Querwalzschritt 25% beträgt. Es ist eine
solche Folge von Walzschritten, die die erwünschte Temperatur er
gibt. Die typische Abnahme pro Durchgang beträgt dabei 1 bis 2%,
und die Gesamtabnahme zwischen jeweils zwischengeschalteten
Glühungen (beispielsweise 3 min bei 1204°C) beträgt 8 bis 15%.
Das Verhältnis des Verformungsgrads im geraden Kaltwalzschritt
zu dem Quer-Kaltwalzschritt kann von 80 : 20 bis 70 : 30
variieren.
Nach der Kaltverformung wird ein Blech mit einer starken
(110) ⟨112⟩-Blechstruktur erhalten. Das bedeutet, daß eine
beträchtliche Anzahl von Kristallen in dem Blech derart
orientiert sind, daß sie (110)-Ebenen parallel zur Blechober
fläche und ⟨112⟩-Richtungen aufweisen, die parallel zur SR-
Richtung liegen. Natürlich würde auch in einem ungeordneten
Blech eine gewisse Anzahl von Kristallen diesen Kriterien
entsprechen. Bei den wie erläutert erhaltenen Blechen ist
jedoch die Anzahl von Kristallen, die den genannten Kriterien
genügen, wenigstens viermal und gewöhnlich wenigstens sechsmal
größer als für den ungeordneten Fall zu erwarten wäre.
Es wurde gefunden, daß ein Blech dieser Textur sehr geeignet
für die gerichtete Rekristallisation zur Erzeugung rekristalli
sierter Bleche ist, die eine von der ursprünglichen Textur ab
weichende Orientierung aufweisen und die zur Herstellung von
Superlegierungsgegenständen geeignet sind, wie sie in der US-
PS 38 72 563 beschrieben sind. Die erzeugte (110) ⟨112⟩-
Blechtextur kann dazu verwendet werden, gerichtet rekristalli
sierte Materialien zu erzeugen, welche eine (100), ⟨110⟩ oder
⟨111⟩-Richtung als kristallographische Vorzugsrichtung aufweisen.
Der Ausdruck "gerichtete Rekristallisation" wird dabei im Rahmen
der vorliegenden Beschreibung relativ frei verwendet, wobei an
genommen wird, daß das, was tatsächlich auftritt, genauer als
richtungsmäßig anormales Kornwachstum beschrieben werden kann.
Das heißt, es erscheint wahrscheinlich, daß gewisse, bereits
existierende Körner auf Kosten anderer existierender Körner
wachsen, statt daß es wie bei einer wirklichen gerichteten
Rekristallisation zu einer Keimbildung neuer Körner kommt, die
auf Kosten bereits existierender Körner wachsen. Unabhängig von
ihrem Ursprung scheint es, daß die Unterschiede des Kornwachs
tums zwischen konkurrierenden Körnern die beobachtete Textur
erzeugen.
Es gibt drei primäre Kristallrichtungen in dem kubischen
System: Die ⟨100⟩, die ⟨110⟩ und die ⟨111⟩-Richtung,
welche jeweils eine Kante der Einheitszelle, der Flächen
diagonale der Einheitszelle bzw. einer Diagonale angeben,
die zwischen gegenüberliegenden Ecken verläuft und durch
den Mittelpunkt der Zelle hindurchgeht. Die ⟨100⟩-Orien
tierung weist einen niedrigen Elastizitätsmodul auf und
daher sind Turbinenkomponenten, deren Primärachse mit einer
⟨100⟩-Achse zusammenfällt, gegen thermische Ermüdung wider
standsfähig. In gleicher Weise weist die ⟨111⟩-Richtung ei
nen hohen Elastizitätsmodul auf und Gegenstände deren Rich
tung parallel zur Primärbeanspruchungsrichtung bzw. -spannungs
richtung liegen sind widerstandsfähig gegen hohe zyklische
Ermüdung. Die durch die Erfindung gebotene Möglichkeit, Material
mit diesen unterschiedlichen Orientierungen zu erzeugen,
wird dem Turbinenbauteilekonstrukteur ein hohes Maß an Flexi
bilität geboten.
Das Verfahren zur Erzeugung von Blech, bei dem diese Achsen
innerhalb der Ebene des Bleches liegen, ist in den Fig. 4,
5 und 6 dargestellt. Die Fig. 4 zeigt, daß der Durchlauf
des Bleches durch ein Temperaturgefälle in der Weise,
daß die Richtung des Gefälles parallel zur XR-Achse liegt,
zu dem Blech führt, das aus langgestreckten Körnern be
steht, deren Längsachse in der ⟨111⟩-Richtung liegt. Wie
in der Figur gezeigt ist, enthält die SR-Richtung des Bleches
die ⟨110⟩-Richtung der langgestreckten Kristalle, während
die ursprüngliche senkrechte Richtung des Bleches die ⟨112⟩-
Achse der langgestreckten Kristalle enthält. In analoger
Weise zeigt die Fig. 5, daß dann, wenn das Blech durch
das Temperaturgefälle in der Weise geleitet wird, daß die
SR-Achse parallel zur Bewegungsrichtung durch das Temperatur
gefälle liegt, die Körner eine ⟨110⟩-Achse aufweisen und
eine ⟨110⟩-Achse in der XR-Richtung liegt und die ⟨100⟩-
Achsen der ND-Richtung. Dieses in der Fig. 6 gezeigte Ver
fahren weicht leicht dahingehend ab, daß das Blech durch
das Temperaturgefälle entlang einer Achse läuft, wel
che SR- und XR-Richtung halbiert und in
der ⟨100⟩-Richtung durch die Dehnung bzw. Verlängerung der
Kristalle resultiert, wobei die beiden orthogonalen Achsen
vom ⟨100⟩-Typ sind.
Typischerweise weist das erforderliche Temperaturgefälle
eine Steilheit von wenigstens etwa 55°C auf, und zwar ge
messen bei der γ ′-Solvus-Temperatur der Legierung. Das
heiße Ende des Gefälles überschreitet die γ ′-Solvus-
Temperatur, sie überschreitet jedoch offensichtlich nicht
die Anfangsschmelztemperatur der Legierung. Typische Durch
laufraten durch den Gradienten liegen im Bereich von 3,2
bis 101 mm pro Stunde.
Zum besseren Verständnis der Erfindung werden im folgenden
nun einige nicht-einschränkend zu versehende Erläuterungs
beispiele angegeben.
- 1. Zusammensetzung: - 14,4% Mo, 6,25% W, 6,8% Al, 0,04% C, Rest Ni.
- 2. Pulvergröße: - 0,177 mm
- 3. Konsolidierungsverfahren - isostatisches Heißpressen (H.I.P.) bei 1243°C und einem Druck von 103,42 MPa, während zwei Stunden.
- 4. Heißbearbeitung - durch Walzen bei 1204°C auf 60% Reduktion.
- 5. Kaltwalzen - Totalreduktion 65%
- a) gerades Kaltwalzen
- b) Quer-Kaltwalzen
Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kalt walzen = 75 : 25, dazwischenliegende Glühvorgänge bzw. Temperungsvorgänge bei 1204°C.
- 6. Resultierende Textur - singulär (110) ⟨112⟩, das Sieben fache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 7 gezeigt.
- 7. Gerichtete Rekristallisation (Gradient von 39°C/cm,
gemessen bei der q ′-Solvus-Temperatur)
- a) D.R. parallel zur Querkaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h.
- Ergebnis - ⟨112⟩ in der Ebene des Bleches, ⟨111⟩ axiale Orientierung. - b) D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, ⟨110⟩ in axialer Richtung.
- c) D.R. in der die Gerade-Kaltwalzrichtung und die Quer-Kaltwalzrichtung halbierenden Richtung (45° zur Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, ⟨100⟩ in axialer Richtung.
- a) D.R. parallel zur Querkaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h.
- 1. Zusammensetzung: - 9,0% Cr, 5,0% Al, 10,0% Co, 2,0% Ti, 12% W, 1,0% Nb, 0,15% C, 0,015% B, 0,05% Zr (Legierung MAR-M 200), Rest Ni.
- 2. Pulvergröße: - 0,177 mm
- 3. Konsolidierungsverfahren - Extrusion bei 1066°C in einem Extrusionsverhältnis von 6,8 : 1.
- 4. Heißbearbeitung: - durch isothermes Schmieden bei 1121°C einer Belastunsrate von 0,1 min-1 und 60% Gesamtbelastung.
- 5. Kaltwalzen - Totalreduktion 60%
- a) gerade-kaltgewalzt
- b) quer-kaltgewalzt
Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen = 75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw. Tempe rungen bei 1149°C.
- 6. Resultierende Textur - singulär (110) ⟨112⟩, das 4,7fache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 8 gezeigt.
- 7. Gerichtete Rekristallisation noch nicht beurteilt.
- 1. Zusammensetzung: - 9,0% Cr, 7,0% Al, 9,5% W, 3,0% Ta, 1,0% Mo, Rest Ni.
- 2. Pulvergröße: - 0,177 mm
- 3. Konsolidierungsverfahren - isostatische Heißpressung (H.I.P.) bei 1232°C und einem Druck von 103,42 MPa während zwei Stunden.
- 4. Heizbearbeitung - durch Walzen bei 1204°C auf 60% Reduktion.
- 5. Kaltwalzen - Gesamtreduktion 65%
- a) Gerade-Kaltwalzen
- b) Quer-Kaltwalzen
Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen = 75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw. Temperungen bei 1204°C.
- 6. Resultierende Textur - singulär (110) ⟨112⟩, das Zwölffache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 9 gezeigt.
- 7. Gerichtete Rekristallisation (39°C/cm-Gradient, ge
messen bei der γ ′-Solvus-Temperatur)
- a) D.R. parallel zur Quer-Kaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h. - Resultat - (112) in der Ebene des Blechs, ⟨111⟩ axiale Orientierung.
- b) D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16 bis 51 mm/h - Resultat - (100) in der Ebene des Blechs, ⟨110⟩ in axialer Richtung.
- c) D.R. in der Richtung, welche die gerade Kaltwalzrich tung und die Querkaltwalzrichtung halbiert (45° von der Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, ⟨100⟩ in axialer Richtung.
- 1. Zusammensetzung: - 9,0% Cr, 6,5% Al, 9,5% W, 1,6% Ta, 1,0% Mo, 0,8% Nb, 0,05% C, 0,01% B, 0,1% Zr, Rest Ni.
- 2. Pulvergröße: -0,177 mm
- 3. Konsolidierungsverfahren - isostatische Heißpressung (H.I.P.) bei 1232°C und einem Druck von 103,43 MPa wäh ren zwei Stunden.
- 4. Heißbearbeitung - durch Walzen bei 1204°C auf 60% Reduktion.
- 5. Kaltwalzen - Totalreduktion 65%
- a) Gerade-Kaltwalzen
- b) Quer-Kaltwalzen
Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen = 75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw. Temperungen bei 1204°C.
- 6. Resultierende Textur - singulär (110) ⟨112⟩, das Achtfache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 10 gezeigt.
- 7. Gerichtete Rekristallisation (Gradient von 39°C/cm,
gemessen bei der γ ′-Solvus-Temperatur)
- a) D.R. parallel zur Quer-Kaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h - Resultat - (112) in der Ebene des Bleches, ⟨111⟩ axiale Orientierung.
- b) D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, ⟨110⟩ in axialer Richtung.
- c) D.R. in derjenigen Richtung, die die Gerade-Kaltwalz richtung und die Quer-Kaltwalzrichtung halbiert (45° von der Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h - Resultat - (100) in der Ebene des Bleches ⟨100⟩ in axialer Richtung.
Claims (4)
1. Verfahren zur Ausbildung einer Textur mit vorbestimmten
kristallographischen Vorzugseinrichtungen in Blechen aus einer
warmverformbaren Nickel-Superlegierung mit kubisch-flächen
zentrierter Struktur durch Warmverformen dicht unterhalb
der γ ′-Lösungstemperatur und gerichtetes Rekristallisieren
in einem Temperaturgefälle,
dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Warmverformen das Blech
zur Ausbildung einer (110) ⟨112⟩-Textur mit zwischenge
schalteten Glühungen um über 50% kaltverformt wird, und zwar
zunächst in einer ersten Richtung und danach in einer dazu
senkrechten Richtung, wobei das Verhältnis der Verformungsgrade
zwischen der ersten und der zweiten dazu senkrechten Richtung
im Bereich von 70 : 30 bis 80 : 20 liegt, woraufhin das Gefüge
des Blechs gerichtet rekristallisiert wird, wobei die Richtung
des Temperaturgefälles so gewählt wird, daß sich die gewünsch
ten kristallographischen Vorzugseinrichtungen parallel zur Längs
erstreckung der Körner ergeben.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß zur
Ausbildung der kristallographischen Vorzugsrichtung ⟨110⟩
das Temperaturgefälle über das Blech in Richtung der ersten
Kaltwalzung hinweggeführt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß zur
Ausbildung der kristallographischen Vorzugsrichtung ⟨111⟩ das
Temperaturgefälle über das Blech in Richtung der zweiten Kalt
walzung hinweggeführt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß zur
Ausbildung der kristallographischen Vorzugsrichtung ⟨100⟩ das
Temperaturgefälle über das Blech in einer Richtung hinweggeführt
wird, die um 45° von der Richtung der ersten und der zweiten
Kaltwalzung abweicht.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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