CH655951A5 - Superlegierungsblech auf nickelbasis und verfahren zu dessen herstellung. - Google Patents
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Description
Die Erfindung findet ihre Anwendung insbesondere auf Superlegierungen auf Nickelbasis in dem folgenden breiten Zusammensetzungsbereich: 2 bis 9% AI, 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 0,3% B, 0 bis 0,3% Zr, 0 bis 2% V, 0 bis 5% Re, wobei der Rest im wesentlichen Nickel ist.
Es darf angenommen werden, dass die Erfindung im wesentlichen auf alle Superlegierungen auf Nickelbasis anwendbar ist. Das Ausgangsmaterial liegt in bearbeitbarer Form vor. Ein Weg besteht darin, Pulver zu verfestigen bzw. zu konsolidieren, ein weiterer Weg besteht darin, mit einem Guss, vorzugsweise einem feinkörnigen Guss zu beginnen. Dieses Material wird dann bei einer Temperatur nahe, jedoch unterhalb des y'-Solvus heissbearbeitet. Vorzugsweise beträgt der Betrag dieser anfänglichen Heissbearbeitung über etwa 50%. Dieses heissbearbeitete Material wird dann in spezieller Weise um einen weiteren Betrag, etwa 65%, kaltgewalzt. Der Kaltwalzschritt wird wie folgt ausgeführt: Das Material wird zuerst kaltgewalzt. Ein zweiter Kaltwalzschritt wird in Quer5
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walzrichtung ausgeführt, d.h. in einer Richtung, die um 90° zur Richtung der anfänglichen Kaltwalzung versetzt ist. Das Verhältnis der Reduktionen bei dem anfänglichen Kaltwalzschritt und dem letzten Querwalzschritt beträgt etwa 75:25. Es werden während der Kaltwalz- und der Heisswalzschritte zwischendurch Ausglüh- bzw. Temperungsschritte vorgenommen, wie es zur Verhinderung von Rissbildung erforderlich ist. Dadurch ergibt sich ein Gegenstand mit einer starken (110) < 112 >-Blechtextur.
Dieses texturierte Material wird direktionell rekristallisiert, um mehrfache langgestreckte Körner oder einzelne Körner einer kontrollierten Orientierung zu erzeugen. Die (110)
< 112>-Textur kontrolliert die Orientierung der rekristallisierten Körner. Durch Veränderung der Parameter der direk-tionellen Rekristallisation kann eine Vielzahl von Endorientierungen erzeugt werden.
Es ist dementsprechend das Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Erzeugung von Nickel-Superlegierungsblech'zu schaffen, das eine starke (110) <112> -Blech- bzw. Tafel005uktur aufweist.
Es ist ein weiteres Ziel der Erfindung, direktioneil rekristallisierte Bleche zu schaffen, die aus Körnern bestehen, deren < 111 >-Richtung parallel zur Querwalzrichtung liegt.
Es ist ein weiteres Ziel der Erfindung, Bleche zu schaffen, deren < 110 >-Richtung parallel zur Geradewalzrichtung liegt.
Noch ein weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, derartige Bleche zu schaffen, deren < 110 > -Richtung den Winkel zwischen der Geradwalzrichtung und der Querwalzrichtung halbiert.
Die Erfindung wird im folgenden beispielsweise unter Bezugnahme 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 Materials mit
< 111 > -Orientierung;
Fig. 5 das Verfahren zur Erzeugung eines Materials mit
< 110 >-Orientierung ;
Fig. 6 das Verfahren zur Erzeugung eines Materials mit
< 100>-Orientierung; und
Fig. 7 bis 10 Polardiagramme der mit den in den Beispielen 1 bis 4 beschriebenen Verfahren erzeugten Textur.
Gemäss der Erfindung ist das Ausgangsmaterial ein Pulver einer Superlegierung auf Nickelbasis. Allgemein kann eine beliebige Superlegierung auf Nickelbasis verwendet werden. Der breite Zusammensetzungsbereich derartiger Legierungen ist 2 bis 9% AI, 0 bis 6% Ta, 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 2% V, 0 bis 5% Re, wobei der Rest im wesentlichen Nickel ist. Andere geringfügigere Bestandteile können vorliegen, die 0 bis 0,3% C, 0 bis 0,5% Hf, 0 bis 0,3% Zr, 0 bis 0,3% B und 0 bis 1% Y umfassen. Diese Legierungen werden mit einem Verfahren verarbeitet, das ein homogenes warmbearbeitbares Material erzeugt. Das Ausgangsmaterial sollte homogen sein, dicht und warmbearbeitbar. Ein Weg besteht darin, ein Superlegierungspulver beispielsweise durch isostatischen Druck bei erhöhter Temperatur (HIP) oder durch Heissextru-sion zu konsolidieren. Ein weiterer Weg besteht darin, mit einem gegossenen Körper, vorzugsweise einem Feinkornguss zu beginnen. Wenn das Pulververfahren verwendet wird,
muss Sorge dafür getragen werden, eine Verunreinigung des Pulvers zu verhindern, wobei vorzugsweise das Pulver unter inerten Bedingungen gehalten und gehandhabt wird, so dass eine Oxidation der Pulverpartikel unterbunden wird. Das Pulver wird dann zur Formung eines Gegenstandes mit voller theoretischer Dichte kompaktiert bzw. verdichtet. Das Verdichtungsverfahren erscheint für den Erfolg der Erfindung 5 nicht kritisch zu sein. Typischerweise wurde eine isostatische Pressung bei erhöhter Temperatur verwendet. Das Pulver wird dann in einem evakuierten Behälter aus rostfreiem Stahl abgedichtet. Typische Verdichtungsbedingungen sind Gasdrücke von etwa 103,42 MÇa und Temperaturen von etwa io 1149° bis 1232 °C während einer Zeitdauer von etwa zwei Stunden, mit einer nachfolgenden Ofenabkühlung. Heissex-trusionsverfahren wurden ebenfalls erfolgreich verwendet. Typische Extrusionsbedingungen sind Temperaturen von ! 204 °C bis 1260 °C und ExtrusionsVerhältnisse von mehr als 15 etwa 4:1. Das Pulver wird vor der Extrusion in einen Behälter aus rostfreiem Stahl eingebracht.
Der bearbeitbare Gegenstand wird dann heissverformt, um eine Flächenreduktion von wenigstens 40% und vorzugsweise von wenigstens 55% zu erzielen. Diese Heissverformung 20 verbessert die nachfolgende Kaltbearbeitbarkeit des Materials. Es wurde Heisswalzen verwendet, jedoch erscheinen andere Prozesse, wie das Schmieden, in gleicher Weise anwendbar. Das in US-PS 3 519 503 beschriebene Verfahren kann verwendet werden. Die Heissverformung wird bei einer 25 Temperatur ausgeführt, die nahe jedoch niedriger ist als die y'-Solvus-Temperatur der Legierung, typischerweise 1177 bis 1246 °C. Wenn das Heisswalzen angewendet wird, werden anfängliche Heisswalzdurchgänge vorzugsweise an der oberen Grenze des Temperaturbereichs mit einer verhältnismäs-3o sig geringen Reduktion pro Durchgang (nämlich 5%) ausgeführt. Nachfolgende Durchgänge können mit gösseren Verminderungen (nämlich 15%) erfolgen und man kann die Temperatur zur unteren Grenze des Bereichs absinken lassen. Der Gegenstand wird dann zwischen den Durchgängen in geeig-35 neter Weise wieder erhitzt, um die Legierung innerhalb des erwünschten Temperaturbereichs zu halten. Gegen Ende des Heissbearbeitungsschrittes kann das Material in dem bearbeiteten Zustand belassen und an der Luft abgekühlt werden.
Der nächste Schritt ist der bedeutsamste bei der Entwick-40 lung der erwünschten Textur. S ist dies ein zweistufiger Walzvorgang, der als Kaltwalzen bezeichnet wird, der jedoch bei Temperaturen bis zu etwa 650 °C ausgeführt werden kann. Dieser Schritt kann mit Bezug auf die Fig. 1 verstanden werden, welche den Streifen vor dem Kaltwalzvorgang darstellt 45 und die drei orthogonalen Achsen SR, XR und ND zeigt. Der Kaltwalzvorgang umfasst zwei Stufen, wobei in der ersten Stufe das Walzen in der SR-Richtung (Geradwalzrichtung) ausgeführt wird und in der zweiten Stufe das Walzen in XR-Richtung (Querwalzrichtung) fortschreitet, d.h. in einem Win-5o kel von 90° zur SR-Richtung.
Die beiden Schritte des Kaltwalzvorgangs müssen eine Totalreduktion von mehr als 55% und am höchsten bevorzugt mehr als 65% erzeugen. Der Deformationsbetrag ist zwischen den beiden Kaltwalzschritten aufgeteilt, so dass nominell 75% 55 der Deformation bei dem anfänglichen Geradewalzschritt erfolgt und 25% bei dem Querwalzschritt. Es ist die Folge von Schritten, welche die erwünschte endgültige Textur ergibt. Die typische Reaktion pro Durchgang beträgt 1 bis 2% und die Totalreduktion zwischen dazwischenliegenden Glühvor-m) gängen bzw. Temperungen (beispielsweise bei 1204 °C drei Minuten lang) beträgt 8 bis 15%. Das Verhältnis zwischen dem geraden Kaltwalzschritt und dem Quer-Kaltwalzschritt kann von 80:20 bis zu 70:30 variieren.
Das Ergebnis dieses Vorgangs ist die Entwicklung einer 65 starken (110) <112 >-Tafelstruktur bzw. Blechstruktur. Dies bedeutet, dass eine beträchtliche Anzahl von Kristallen in dem Blech derart orientiert sind, dass sie (110)-Ebenen parallel zur Blechoberfläche und < 112 >-Richtungen aufweisen,
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die parallel zur SR-Richtung liegen. Natürlich würde auch in einem wahllosen bzw. ungeordneten Blech eine gewisse Anzahl von Kristallen diesen Kriterien entsprechen. In, gemäss dem vorstehend erläuterten Verfahren verarbeiteten, Blechen ist jedoch die Anzahl von Kristallen, die diesen Kriterien genügen, wenigstens viermal und gewöhnlich wenigstens sechsmal grösser, als es für den regellosen bzw. ungerichteten Fall erwartet werden würde.
Es wurde gefunden, dass das Blech dieser Textur höchst empfänglich für die direktionelle Rekristallisation zur Erzeugung rekristallisierter Bleche ist, deren Orientierung von der ursprünglichen Textur unterschiedlich sind und die zur Herstellung von Superlegierungsgegenständen geeignet sind, wie sie in US-PS 3 872 563 beschrieben sind. Die vorstehend beschriebene < 110 > < 112 >-Blechtextur kann dazu verwendet werden, direktioneil rekristallisierte Materialien zu erzeugen, welche entweder die <100>, < 110 > oder
< 111 > -Richtung als vorherrschende Richtung in dem Blech bzw. der Tafel haben. Der Ausdruck direktioneile oder rich-tungsmässige Rekristallisation wird hier ziemlich lose verwendet, wobei angenommen wird, dass das was tatsächlich auftritt, genauer als direktioneil oder richtungsmässig anormales Kornwachstum beschrieben werden kann. D.h., es erscheint wahrscheinlich, dass gewisse, bereits existierende Körner auf Kosten anderer existierender Körner wachsen, anstelle des Falles eines wirklichen wahren direktionellen Rekristallisation, bei der neue Körner nukleiert würden und auf Kosten der bereits existierenden Körner wachsen. Unabhängig von ihrem Ursprung erscheint es, dass die Unterschiede des Kornwachstums 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 Flächendiagonale der Einheitszelle bzw. einer Diagonale angeben, die zwischen gegenüberliegenden Ecken verläuft und durch den Mittelpunkt der Zelle hindurchgeht. Die < 100 > -Orientierung weist einen niedrigen Elastizitätsmodul auf und daher sind Turbinenkomponenten, deren Primärachse mit einer
< 100 >-Achse zusammenfällt, gegen thermische Ermüdung widerstandsfähig. In gleicher Weise weist die < 111 > -Richtung einen hohen Elastizitätsmodul auf und Gegenstände deren Richtung parallel zur Primärbeanspruchungsrichtung bzw. -spannungsrichtung liegen sind widerstandsfähig gegen hohe zyklische Ermüdung. Durch die Erfindung und deren Fähigkeit, Material mit diesen unterschiedlichen Orientierungen zu erzeugen, wird dem Turbinenbauteilekonstrukteur ein hohes Mass an Flexibilität 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 einen thermischen Gradienten in der Weise, dass die Richtung des Gradienten parallel zur XR-Achse liegt, zu einem Blech führt, das aus langgestreckten Körnern besteht, 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 den thermischen Gradienten in der Weise geleitet wird, dass die SR-Achse parallel zur Bewegungsrichtung durch den thermischen Gradienten liegt, die Körner eine < 110 >-Achse aufweisen und eine < 110>-Achse in der XR-Richtung liegt und die < 100 >-Achse in der ND-Richtung. Dieses in der Fig. 6 gezeigte Verfahren weicht leicht dahingehend ab, dass das Blech durch den thermischen Gradienten entlang einer Achse läuft, welche SR- und XR-Richtung unterteilt bzw.
schneidet und in der < 100 >-Richtung durch die Dehnung bzw. Verlängerung der Kristalle resultiert, wobei die beiden orthogonalen Achsen vom < 100>-Typ sind.
Typischerweise weist der erforderliche thermische Gradient eine Steilheit von wenigstens etwa 55 °C auf, und zwar gemessen bei der y'-Solvus-Temperatur der Legierung. Das heisse Ende des Gradienten überschreitet die y'-Solvus-Temperatur, sie überschreitet jedoch offensichtlich nicht die Anfangsschmelztemperatur der Legierung. Typische Durchlaufraten 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 verstehende Erläuterungsbeispiele angegeben.
Beispiel 1
1. Zusammensetzung: - 14,4% Mo, 6,25% W, 6,8% AI, 0,04% C, Rest Ni.
2. Pulvergrösse: - 0,177 mm
3. Konsolidierungsverfahren - isostatisches Heisspressen (H.I.P.) bei 1232 °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-Kaltwalzen = 75:25, dazwischenliegende Glühvorgänge bzw. Temperungsvorgänge bei 1204 °C.
6. Resultierende Textur - singulär (110) < 112 >, das Siebenfache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 7 gezeigt.
7. Direktionelle Rekristallisation (Gradient von 39 °C/ cm, gemessen bei der y'-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 schneidenden Richtung (45° zur Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, < 100 > in axialer Richtung.
Beispiel 2
1. Zusammensetzung: - 9,0% Cr, 5,0% AI, 10,0% Co, 2,0% Ti, 12% W, 1,0% Nb, 0,15% C, 0,015% B, 0,05% Zr (Legierung MAR-M200), 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 Belastungsrate von 0,1 min-1 und 60% Gesamtbelastung.
5. Kaltwalzen - Totalreduktion 60%
a) gerade-kaltgealzt b) quer-kaltgewalzt: Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen = 75:25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw. Temperungen bei 1149 °C.
6. Resultierende Textur - singulär (110) < 112 >, das 4,7fache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 8 gezeigt.
7. Direktionelle Rekristallisation noch nicht beurteilt.
Beispiel 3
1. Zusammensetzung: -9,0% Cr, 7,0% AI, 9.5% W, 3,0% Ta, 1,0% Mo, Rest Ni.
2. Pulvergrösse: -0,177 mm
3. Konsolidierungsverfahren - isostatische Heisspressung
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(H.l.P.) bei 1232 °C und einem Druck von 103,42 MPa während zwei Stunden.
4. Heissbearbeitung - 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. Direktionelle Rekristallisation (39 °C/cm-Gradient, gemessen bei der y'-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 Kaltwalzrichtung und die Querkaltwalzrichtung unterteilt bzw. schneidet (45° von der Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis -(100) in der Ebene des Bleches, < 100 > in axialer Richtung.
Beispiel 4
1. Zusammensetzung: - 9,0% Cr, 6,5% AI, 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.l.P.) bei 1232 °C und einem Druck von 103,43 MPa während zwei Stunden.
5 4. Heissbearbeitung - durch Walzen bei 1204 °C auf 60% Reduktion.
5. Kaltwalzen - Totalreduktion 65%
a) Gerade-Kaltwalzen b) Quer-Kaltwalzen: Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens io 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.
15 7. Direktionelle Rekristallisation (Gradient von 39 °C/ cm, gemessen bei der y'-Solvus-Temperatur)
a) D.R. parallel zur Quer-Kaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h - Resultat - (112) in der Ebene des Bleches, < 111 > axiale Orientierung.
20 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-Kaltwalzrichtung und die Quer-Kaltwalzrichtung schneidet (45° von
25 der Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h - Resultat - (100) in der Ebene des Bleches < 100> in axialer Richtung.
G
3 Blatt Zeichnungen
Claims (7)
1. Superlegierungsblech auf Nickelbasis, dadurch gekennzeichnet, dass es eine (110) [112J-Singulärtextur mit einer Intensität von wenigstens dem Vierfachen des regellosen Zustands aufweist.
2. Blech nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Texturintensität von wenigstens dem Sechsfachen des regellosen Zustandes aufweist.
2
PATENTANSPRÜCHE
3. Direktionen rekristallisiertes Superlegierungsblech auf Nickelbasis, hergestellt aus einem Blech gemäss Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass es ein gegeneinander ausgerichtetes, langgestrecktes Gefüge parallel zur [111]-Rich-tung aufweist.
4. Direktionen rekristallisiertes Superlegierungsblech auf Nickelbasis, hergestellt aus einem Blech gemäss Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass es ein gegeneinander ausgerichtetes, langgestrecktes Gefüge parallel zur [110]-Rich-tung aufweist.
5. Direktioneil rekristallisiertes Superlegierungsblech auf Nickelbasis, hergestellt aus einem Blech gemäss Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass es ein gegeneinander ausgerichtetes, langgestrecktes Gefüge parallel zur [100]-Rich-tung aufweist.
6. Verfahren zur Herstellung des texturierten Superlegierungsbleches nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
a) dass ein heissbearbeitbarer Superlegierungsgegenstand voller Dichte vorgesehen wird,
b) dass der Gegenstand bei einer Temperatur in der Nähe des y'-Solvus heissbearbeitet wird,
c) dass das Material in einer ersten Richtung mit dazwischenliegenden Ausglühungen bzw. Temperungen kaltgewalzt wird, und d) dass das Material in einer zweiten Richtung kaltbearbeitet wird, die um 90° von der beim Schritt c) verwendeten ersten Richtung abweicht, und zwar mit dazwischen ausgeführten Ausglühungen bzw. Temperungen, wobei die gesamte Dimensionsreduktion in den Schritten c) und d) 50% übersteigt und wobei das Verhältnis der Reduktionen in den Schritten c) und d) von 70:30 bis zu 80:20 beträgt.
7. Verfahren zur Herstellung des Bleches gemäss Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass a) ein texturiertes Nickel-Superlegierungsblech vorgesehen wird, das eine (110) [112]-Blechtextur mit einer Intensität von wenigstens dem Vierfachen des regellosen Zustandes aufweist, wobei die [112]-Achse zumindest annähernd der Walzrichtung entspricht,
b) dass das Blech einer Wärmebehandlung mit einem thermischen Gradienten unterworfen wird, dessen heisses Ende die Rekristallisationstemperatur der Legierung überschreitet, so dass eine direktionelle Rekristallisation erfolgt, wodurch der sich ergebende Gegenstand ein langgestrecktes Gefüge enthält, dessen Längsachse eine erste [110]-Richtung ist, wobei eine zweite [110]-Richtung innerhalb des Bleches liegt, wobei eine [100]-0rientierung senkrecht zum Blech steht, und wobei die zweite [110]-Richtung und die [100]-Rich-tung orthogonal zur ersten [110]-Richtung stehen.
Es ist bekannt, dass metallische Materialien im allgemeinen eine kristalline Form haben, das heisst mit anderen Worten, dass einzelne Atome des Materials eine vorhersagbare Beziehung zu ihren Nachbaratomen haben und diese Beziehung sich in wiederholender Weise durch einen bestimmten Kristall oder ein Korn erstreckt. Superlegierungen auf Nikkeibasis haben eine flächenzentrierte kubische Struktur. Es ist ebenfalls bekannt, dass die Eigenschaften derartiger Kristalle sich mit der Orientierung beträchtlich verändern.
Die meisten metallischen Gegenstände enthalten viele tausende von einzelnen Kristallen oder Körnern und die Eigenschaften eines derartigen Gegenstandes in einer bestimmten Richtung spiegeln die mittlere Orientierung der einzelnen Kristalle wider, die den Gegenstand bilden. Wenn die Körner oder Kristalle eine regellose bzw. ungeordnete Orientierung aufweisen, dann sind die Eigenschaften des Gegenstandes isotrop, d.h. gleich in allen Richtungen. Obgleich es weit verbreitet angenommen ist, ist dies selten der Fall, da die meisten Giess- und Formvorgänge eine bevorzugte Kristallorientierung oder Textur herbeiführen. In einer Deformationssituation ergibt sich eine derartige bevorzugte Orientierung aus verschiedenen Faktoren. Kristalle in bestimmten Orientierungen sind widerstandsfähiger gegen Deformation als andere Kristalle. Diese gegen Deformation widerstandsfähig orientierten Kristalle neigen zur Drehung während der Deformation, so dass sie eine bevorzugte Orientierung herbeiführen. Während der Rekristallisation ergeben sich bevorzugte Orientierungen aus der präferentiellen Nukleierung und/oder dem Wachstum von Körnern bestimmter Orientierungen.
Texturen wurden bereits eingehend studiert und es erfolgten auch bereits praktische Anwendungen von texturierten Materialien. Insbesondere im Bereich von magnetischen Materialien, wie Transformatorenstählen, hat die Texturie-rung wesentliche Leistungsverbesserungen herbeigeführt.
Dies ist beispielsweise in US-PS 3 219 496 und in einem Artikel in «Metal Progress», Dezember 1953, S. 71 bis 75 ' beschrieben.
In einem weiteren Bereich wurden Verfahren zur Herstellung von Gegenständen auf Nickelbasis mit langgestreckten Körnern bzw. säulenförmigen Körnern entwickelt, und zwar unter Verwendung von Rekristallisationsverfahren. Dies ist in US-PS 3 975 219 beschrieben. In dieser Patentschrift wird eine Heissextrusion zur Verdichtung von Superlegierungspulver verwendet, das dann isothermisch geschmiedet und mittels Durchgang durch einen thermischen Gradienten direktio-nell rekristallisiert wird. Die Patentschrift gibt jedoch nicht an, falls überhaupt, welche bevorzugte Orientierung sich ergab.
In einem weiteren benachbarten Gebiet sind die Vorteile ausgerichteter Körner oder einer kontrollierten Orientierung bei Luftfahrzeuggasturbinenbauteilen wohlbekannt und in US-PS 3 260 505 beschrieben, in welcher auch derartige Bauteile und ihre Herstellungsverfahren durch Gusstechniken erläutert sind.
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