DE69319530T2

DE69319530T2 - TiAl basierende intermetallische Verbindung

Info

Publication number: DE69319530T2
Application number: DE69319530T
Authority: DE
Inventors: Yoshiya Fujiwara; Toshio Tokune
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 1992-10-05
Filing date: 1993-10-05
Publication date: 1998-10-29
Anticipated expiration: 2013-10-06
Also published as: US5431754A; EP0592189A1; JPH06116692A; DE69319530D1; EP0592189B1

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine intermetallische Zusammensetzung auf TiAl-Basis mit einer hervorragenden Hochtemperaturfestigkeit und auf Verfahren zur Herstellung derselben.
Es wird angenommen, daß eine intermetallische Zusammensetzung auf TiAl- Basis ein leichtes wärmeresistentes Material ist, und es sind diejenigen, welche verschiedene Strukturen aufweisen, bereits vorgeschlagen worden (siehe beispielsweise US-Patent Nr.4,879,092 und japanische Patentoffenlegungsschriften Nr.25534/90 und 193852/91).
Es werden aber selbst heutzutage konventionelle intermetallische Zusammensetzungen auf TiAl-Basis in der Praxis nicht als wärmeresistentes Material verwendet, da deren Festigkeit für hohe Temperaturen ungenügend ist. Dies sind Temperaturen, welche ungefähr 750 ºC übersteigen.
Es ist daher eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine intermetallische Zusammensetzung auf TiAl-Basis des vorangehend beschrieben Typs vorzusehen, welche eine Hochtemperaturfestigkeit aufweist, die durch Verbessern der metallographischen Struktur derselben verbessert ist, sowie ein Verfahren zum Herstellen derselben.
Um die vorangehende Aufgabe zu lösen, ist gemäß der vorliegenden Erfindung eine intermetallische Zusammensetzung auf TiAl-Basis mit hervorragender Hochtemperaturfestigkeit vorgesehen, worin die Zusammensetzung 36 bis 52 Atom-% Al, 48 bis 64 Atom-% Ti und wenigstens ein β- Bereich-vergrößerendes Element E, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Mo, Nb, Ta, V, Co, Cr, Cu, Fe, Mn, Ni, Pb, Si und W besteht, in einer Menge enthält, die größer oder gleich 0,5 Atom-% ist, und eine metallographische Struktur aufweist, welche einen ersten Bereich mit feinen β-Phasen umfaßt, die in einer γ-Phase verteilt sind, wobei der Volumenanteil Vf der β- Phasen in dem ersten Bereich größer oder gleich 0,1 % ist (Vf ≥ 0,1 %).
Wenn die metallographische Struktur der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis in der obigen Art und Weise vorgesehen ist, dann ist es möglich, die Hochtemperaturfestigkeit der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis zu verbessern. Dies liegt an der Tatsache, daß die feinen β-Phasen, welche in der γ-Phase verteilt sind, einen Blockiereffekt vorsehen, wodurch ein transgranularer Pseudospaltbruch in der γ-Phase vermieden wird. Wenn jedoch der Volumenanteil Vf in der β-Phase weniger als 0,1 % ist, dann kann kein ausreichender Blockiereffekt vorgesehen werden. Wenn die β-Phasen zwischen den benachbarten Bereichen vorhanden sind, d.h. in den Korngrenzen, dann kann kein die Hochtemperaturfestigkeit verbessender Effekt vorgesehen werden.
Zusätzlich ist gemäß der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis mit hervorragender Hochtemperaturfestigkeit vorgesehen, welche 36 bis 52 Atom-% Al, 48 bis 64 Atom-% Ti und wenigstens ein β-Bereich-vergrößerndes Element E, ausgewählt aus der Gruppe, welche aus Mo, Nb, Ta, V, Co, Cr, Cu, Fe, Mn, Ni, Pb, Si und W gebildet ist, in einer Menge enthält, die größer oder gleich 0,5 Atom-% ist, und welche eine metallographische Struktur aufweist, welche umfaßt: einen ersten Bereich, welcher entweder aus einem Bereich besteht, der feine, in einer γ-Phase verteilte β-Phasen aufweist, oder aus einem Bereich besteht, der aus α&sub2;-Phasen und feinen β- Phasen besteht, die in einer γ-Phase verteilt sind, und einen zweiten Bereich mit einer γ-Phase, welche keine β-Phase enthält, wobei der Volumenanteil Vf der β-Phasen im ersten Bereich größer oder gleich 0,1 % ist (Vf ≥ 0,1 %), wobei das Verfahren umfaßt: einen ersten Schritt zum Unterziehen eines Rohlings einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis mit einer metallographischen Struktur, welche eine γ-Phase und α&sub2;- oder/und β- Phasen enthält, einer Lösungsbehandlung bei einer Behandlungstemperatur, die in einem Bereich eingestellt ist, welche ermöglicht, daß α&sub2;- und γ-Phasen vorhanden sind, wodurch ein Zwischenerzeugnis vorgesehen ist, das eine metallographische Struktur aufweist, welche γ-Phasen und übersättigte α&sub2;Phasen enthält, das Abschrecken des Rohlings aus der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis, wodurch ein Zwischenerzeugnis vorgesehen wird, das eine metallographische Struktur aufweist, die γ-Phasen und übersättigte α&sub2;Phasen enthält, und einen zweiten Schritt, um das Zwischenerzeugnis einer künstlichen Alterungsbehandlung bei einer Temperatur zu unterziehen, welche in einem Bereich eingestellt ist, der ermöglicht, daß α&sub2;- und γ-Phasen vorhanden sind.
Bei dem vorangehenden Herstellungsverfahren ist es möglich, eine Koaleszenz von α&sub2;- und γ-Phasen in dem Zwischenerzeugnis zu vermeiden, wenn der Rohling einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis der Lösungsbehandlung unter Verwendung der Behandlungstemperatur und einem Abschrecken unterzogen wird. Wenn das Zwischenerzeugnis bei der vorangehend beschriebenen Temperatur der künstlichen Alterungsbehandlung unterzogen wird, dann wird die γ-Phase in der α&sub2;-Phase ausgefällt, und die feinen β-Phasen werden in verteilter Art und Weise in der γ-Phase ausgefällt. Ferner können in Abhängigkeit von der Behandlungstemperatur bei der Lösungsbehandlung die α&sub2;-Phasen zusammen mit den β-Phasen in der γ-Phase dispergiert werden.
Die vorangehenden sowie weitere Ziele, Merkmale und Vorteile der Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen bei Betrachtung in Verbindung mit den beiliegenden Zeichnungen augenscheinlich.
Figur 1 ist ein schematisches Diagramm, welches ein Beispiel einer metallographischen Struktur einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis zeigt;
Figur 2 ist ein schematisches Diagramm, welches ein weiteres Beispiel einer metallographischen Struktur einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis zeigt;
Figur 3 ist ein Teil eines Phasendiagramms, welches Zustände der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis zeigt;
Figur 4A ist eine Mikroskopphotographie, welche eine metallographische Struktur einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt;
Figur 4B ist eine schematische Nachzeichnung eines wesentlichen in Figur 4A gezeigten Teils;
Figur 5A ist eine Mikroskopphotographie, welche eine metallographische Struktur einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis gemäß einem Vergleichsbeispiel zeigt;
Figur 5B ist eine schematische Nachzeichnung eines wesentlichen in Figur 5A gezeigten Teils;
Figur 6 ist eine Mikroskopphotographie, welche eine metallographische Struktur eines Rohlings aus einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis zeigt;
Figur 7 ist ein Graph, welcher die Beziehung zwischen der Temperatur und der 0,2 %-Formänderungsfestigkeit zeigt; und Figur 8 ist ein Graph, welcher die Beziehung zwischen dem Volumenanteil Vf eines ersten Bereichs und der Längenänderung zeigt.
Wenn man sich der Figur 1 zuwendet, so ist dort ein Beispiel einer metallographischen Struktur einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl- Basis in einem schematischen Diagramm dargestellt. Diese metallographische Struktur umfaßt eine unendliche Anzahl an Bereichen A, welche jeweils feine β-Phasen (β-Phasen mit B2 geordneten Strukturen) aufweisen, die in einer γ-Phase (einer TiAl-Phase) dispergiert sind. Zusätzlich zu den β- Phasen können in einigen Fällen α&sub2;-Phasen in der γ-Phase dispergiert sein.
Bei einer derartigen Konfiguration weisen die feinen in der γ-Phase dispergierten β-Phasen einen Blockiereffekt (Pinning-Effekt) auf, und ein transgranularer Pseudospaltbruch in der γ-Phase wird verhindert, wodurch eine Hochtemperaturfestigkeit einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis verbessert wird. Der Volumenanteil Vf der β-Phasen in jedem der Bereiche A ist auf größer oder gleich 0,1 % (Vf ≥ 0,1 %) gesetzt, um einen derartigen Effekt vorzusehen. Es wird darauf hingewiesen, daß die in der γ-Phase dispergierten α&sub2;-Phasen nicht zu einer Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis beitragen.
Die Figur 2 ist ein schematisches Diagramm, welches ein weiteres Beispiel einer metallographischen Struktur einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis zeigt. Die metallographische Struktur umfaßt eine unendliche Anzahl an ersten Bereichen A, welche jeweils feine in einer γ-Phase dispergierte β-Phasen aufweisen, und eine unendliche Anzahl an Bereichen B, welche jeweils γ-Phasen ohne darin enthaltene β-Phase aufweisen. In dem ersten Bereich A können in einigen Fällen zusätzlich zu den β-Phasen ebenso α&sub2;-Phasen dispergiert sein.
Selbst bei einer derartigen Konfiguration wird ein dem vorangehend beschriebenen Effekt entsprechender Effekt vorgesehen, da die ersten Bereiche A vorgesehen sind. Um einen derartigen Effekt vorzusehen, ist der Volumenanteil Vf der β-Phasen in jedem der Bereiche A auf größer oder gleich 0,1 % (Vf ≥ 0,1 %) gesetzt, und der Volumenanteil Vf der ersten Bereiche A in der metallographischen Struktur ist auf größer oder gleich 1 % (Vf ≥ 1 %) gesetzt. Es wird darauf hingewiesen, daß die γ-Phase, welche keine α&sub2;- und β-Phasen enthält, und somit der zweite Bereich B, nicht zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit der metallographischen Struktur beiträgt.
Ein Unterschied zwischen den metallographischen Strukturen der vorangehend beschriebenen Typen ist den Bedingungen zur Herstellung der intermetallischen Zusammensetzungen auf TiAl-Basis zuzuschreiben. Beispielsweise wird bei der Herstellung der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis, welche die in Figur 2 gezeigte metallographische Struktur aufweist, ein Verfahren verwendet, welches einen ersten Schritt zum Unterziehen eines Rohlings einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis mit einer metallographischen Struktur, welche eine γ-Phase und α&sub2;- oder/und β-Phasen enthält, einer Lösungsbehandlung bei einer Behandlungstemperatur, welche in einem Bereich eingestellt ist, die ermöglicht, daß α- und γ-Phasen vorhanden sind, wodurch ein Zwischenerzeugnis vorgesehen wird, das eine metallographische Struktur aufweist, welche die γ-Phase und übersättigte α&sub2;-Phasen enthält, und einen zweiten Schritt umfaßt zum Unterziehen des Zwischenerzeugnisses einer künstlichen Alterungsbehandlung bei einer Behandlungstemperatur, welche in einem Bereich eingestellt ist, daß die α&sub2;- und γ-Phasen vorhanden sind. Der Rohling einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis enthält Aluminium mit einem Gehalt, welcher durch 36 Atom-% ≤ Al ≤ 52 Atom-% wiedergegeben ist, und Titan mit einem Gehalt, welcher durch 48 Atom-% ≤ Ti ≤ 64 Atom-% wiedergegeben ist, sowie wenigstens ein β-Bereichvergrößerndes Element E als ein drittes Element, welches aus der Gruppe ausgewählt ist, die gebildet ist aus Mo, Nb, Ta, V, Co, Cr, Cu, Fe, Mn, Ni, Pb, Si und W. Der Gehalt des β-Bereich-vergrößernden Elements E ist auf größer oder gleich 0,5 Atom-% eingestellt. Wenn die Gehalte an Aluminium, Titan und dem β-Bereich-vergrößernden Element E jeweils von den vorangehend angegebenen Bereichen abweichen, dann ist es nicht möglich, den Rohling einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis herzustellen, welcher eine metallographische Struktur des vorangehend beschriebenen Typs aufweist.
Wie in Figur 3 gezeigt, ist die Behandlungstemperatur bei der Lösungs behandlung auf einen Bereich eingestellt, welcher größer oder gleich der eutektoidischen Linie EL ist, welche ermöglicht, daß eine Reaktion: α-Phase + γ-Phase T α&sub2;-Phase + γ-Phase auftritt, ist jedoch kleiner oder gleich einer a-Übergangslinie eingestellt, welche ermöglicht, daß eine Reaktion: α- Phase T α&sub2;-Phase + γ-Phase auftritt, in einem Ti-Al-Basis-Phasendiagramm. Dies hat den Zweck des Verhinderns des Koaleszierens der α&sub2;- und γ- Phasen in dem Zwischenerzeugnis.
Die Kühlrate bei der Lösungsbehandlung ist auf einen Wert eingestellt, der höher als eine Kühlrate bei einem Öl-Abschrecken ist. Dies liegt daran, daß die γ-Phasen in einer laminaren Konfiguration in einer α&sub2;-Phase ausgefällt werden können, wenn die Kühlrate kleiner ist als während eines Öl-Abschreckens.
Die Behandlungstemperatur bei der künstlichen Alterungsbehandlung ist in einem Bereich eingestellt, der größer oder gleich 700 ºC ist, jedoch kleiner oder gleich der vorangehend beschriebenen eutektoidischen Linie EL ist. In diesem Temperaturbereich können feine β-Phasen in einem dispergierten Zustand in der γ-Phase ausgefällt werden.
Die Heizzeit bei der Lösungsbehandlung und bei der künstlichen Alterungsbehandlung ist in einem Bereich von wenigstens 5 Minuten eingestellt, um sicherzustellen, daß diese Behandlungen in der Praxis effektiv sind.
Im folgenden werden bestimmte Beispiele beschrieben.
Zunächst ist ein Startmaterial durch Wiegen von Aluminiumschrot mit einer Reinheit von 99,99 %, einem Titan-Schwamm mit einer Reinheit von 99,8 % und einer Cr-Nb-Legierung zubereitet worden, so daß Al 47 Atom-% hatte, Cr 2 Atom-% hatte, Nb 2 Atom-% hatte und der Rest Titan war.
Das Startmaterial ist einem Plasmaschmelzofen geschmolzen worden, um einen Gußkern mit ungefähr 20 kg zuzubereiten. Dann ist der Gußkern einer Homogenisierungsbehandlung bei 1200 ºC 48 Stunden lang unterzogen worden, zum Zwecke der Homogenisierung des Gußkerns und zum Entfernen von Gußdefekten. Nachfolgend ist der Gußkern einer heißen isostatischen Preßbehandlung bei 1200 ºC 3 Stunden lang und bei 193 MPa unterzogen worden. Ferner ist das sich ergebende Material bei 1200 ºC durch ein isothermes Vakuum Stauchen einer Stauchbehandlung mit einer Stauchrate von 80 % (eine hohe Rate) unterzogen worden. Das auf diese Art und Weise erhaltene gestauchte Erzeugnis ist in eine Mehrzahl von Rohlingen einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis geschnitten worden. Die metallographische Struktur dieser Rohlinge einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis hat eine unendliche Anzahl an γ-Phasen und β- und α&sub2;-Phasen, welche in einer Korngrenze der γ-Phasen ausgefällt waren, enthalten. Jede der Rohlinge einer intermetalhschen Zusammensetzung auf TiAl-Basis ist 2 Stunden lang bei 1200-1300 ºC erhitzt worden und ist dann einer Lösungsbehandlung unterzogen worden, in welcher ein Wasserhärten durchgeführt worden ist, wodurch ein Zwischenerzeugnis vorgesehen wurde. Jedes der Zwischenerzeugnisse weist eine metallographische Struktur mit γ-Phasen und übersättigten α&sub2;- Phasen auf. Es ist keine β-Phase in der γ-Phase ausgefällt worden.
Dann sind die einzelnen Zwischenerzeugnisse einer künstlichen Alterungsbehandlung unterzogen worden, in welcher sie 1 bis 12 Stunden bei 900- 1200 ºC erhitzt worden sind, wodurch intermetallische Zusammensetzungen auf TiAl-Basis gemäß den Beispielen der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispielen vorgesehen wurden.
Die Tabelle 1 zeigt Bedingungen bei der Lösungsbehandlung und Bedingungen bei der künstlichen Alterungsbehandlung für die Beispiele (1) bis (3) und die Vergleichsbeispiele (1) und (2). Das Vergleichsbeispiel (2) ist ein Rohling einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis. Tabelle 1
Die Figur 3 zeigt ein Diagramm, welches die Zustände der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis des Beispiels (1) o.dgl. und somit der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis zeigt, die Cr- und Nb- Gehalte aufweist, welche auf 2 Atom-% eingestellt sind. In den Beispielen (1) bis (3) ist die Behandlungstemperatur bei der Lösungsbehandlung im Bereich von größer oder gleich der eutektoidischen Linie EL, jedoch kleiner oder gleich der α-Übergangslinie TL eingestellt. Die Behandlungstemperatur bei der künstlichen Alterungsbehandlung ist in einem Bereich von größer oder gleich 700 ºC, jedoch kleiner oder gleich der eutektoidischen Linie EL eingestellt. Im Falle des Vergleichsbeispiels (1) ist die Behandlungstemperatur bei der Lösungsbehandlung in dem vorangehend beschriebenen Bereich eingestellt, die Behandlungstemperatur bei der künstlichen Alterungsbehandlung übersteigt jedoch die eutektoidische Linie EL, welche der obere Grenzwert des vorangehend beschriebenen Bereichs ist.
Die Tabelle 2 zeigt Texturen der metallographischen Struktur der Beispiele (1) bis (3) und der Vergleichsbeispiele (1) und (2). Tabelle 2
Die Figur 4A ist eine Mikroskopphotographie (2000-fache Vergrößerung), welche die metallographische Struktur des Beispiels (1) zeigt, und die Figur 4B ist eine schematische Nachzeichnung eines wesentlichen in Figur 4A gezeigten Teils. Diese metallographische Struktur entspricht der in Figur 2 gezeigten und weist daher erste Bereiche A auf, die jeweils γ- und β-Phasen aufweisen, sowie zweite Bereiche B, die jeweils eine γ-Phase ohne darin enthaltene β-Phase aufweisen.
Die Figur 5A ist eine Mikroskopphotographie (2000-fache Vergrößerung), welche die metallographische Struktur des Vergleichsbeispiels (1) zeigt, und die Figur 5B ist eine schematische Nachzeichnung eines wesentlichen in Figur 5A gezeigten Teils. Bei dieser metallographischen Struktur werden α&sub2;- und β-Phasen an den Korngrenzen jeder γ-Phase ausgefällt, es existieren jedoch keine α&sub2;- und β-Phasen in der γ-Phase.
Die Figur 6 ist eine Mikroskopphotographie (500-fache Vergrößerung), welche die metallographische Struktur des Vergleichsbeispiels (2) zeigt. In Figur 6 sind relativ weiße und kleine inselartige Abschnitte β-Phasen, dunklere, farbige und kleinere inselartige Teile sind α&sub2;-Phasen, und die anderen Teile sind γ-Phasen. Die β- und die α&sub2;-Phasen werden an der Korngrenze der γ-Phasen ausgefällt, es existieren jedoch keine α&sub2;- und β- Phasen in der γ-Phase.
Die Figur 7 zeigt Ergebnisse eines Zugtests in einem Bereich von Umgebungstemperatur bis 900 ºC für die Beispiele (1) bis (3) und die Vergleichsbeispiele (1) und (2). In Figur 7 entspricht eine Linie a&sub1; dem Beispiel (1), eine Linie a&sub2; entspricht dem Beispiel (2), eine Linie a&sub3; entspricht dem Beispiel (3), eine Linie b&sub1; entspricht dem Vergleichsbeispiel (1) und eine Linie b&sub2; entspricht dem Vergleichsbeispiel (2).
Man erkennt in Figur 7, daß die Beispiele (1), (2) und (3), welche durch die Linien a&sub1;, a&sub2; und a&sub3; bezeichnet sind, eine exzellente Hochtemperaturfestigkeit aufweisen, im Vergleich mit den Vergleichsbeispielen (1) und (2), welche durch die Linien b&sub1; und b&sub2; bezeichnet sind. Bei den Beispielen (1), (2) und (3) hat die Hochtemperaturfestigkeit mit einer Zunahme des Volumenanteils Vf der β-Phasen im ersten Bereich A zugenommen. Insbesondere im Falle der durch die Linien a&sub1; und a&sub2; bezeichneten Beispiele (1) und (2) ist die Hochtemperaturfestigkeit höher als die Umgebungstemperaturfestigkeit bei ungefähr 660 ºC bis ungefähr 880 ºC, und die maximale Festigkeit liegt bei 800 ºC.
Bei der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis dieses Typs ist der Volumenanteil Vf der β-Phasen auf größer oder gleich 0,1 % (Vf ≥ 0,1 %) eingestellt, um eine dem Vorhandensein der β-Phasen zuzuschreibende Hochtemperaturfestigkeit sicherzustellen.
Die Tabelle 3 zeigt die Bedingungen bei der Lösungsbehandlung, den Volumenanteil Vf der ersten Bereiche A, den Volumenanteil der β-Phasen in den ersten Bereichen A und die Längenänderung der Beispiele (4) bis (8) und eines Vergleichsbeispiels (3). Die künstliche Alterungsbehandlung ist 12 Stunden lang bei 900 ºC durchgeführt worden. Tabelle 3
Die Figur 8 ist ein Graph, welcher der in Tabelle 3 gezeigten Beziehung entnommen ist, worin Punkte (4) bis (8) und (3) den Beispielen (4) bis (8) bzw. dem Vergleichsbeispiel (3) entsprechen.
Aus Figur 8 geht hervor, daß die Längendehnung der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis einen Einbiegungspunkt bei ungefähr 1 % des Volumenanteils Vf der ersten Bereiche A aufweist. Daher wird zum Sicherstellen einer Duktilität der intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis der Volumenanteil der ersten Bereiche A auf größer oder gleich 1 % (Vf ≥ 1 %) eingestellt.

Claims

1. Intermetallische Zusammensetzung auf TiAl-Basis mit einer hervorragenden Hochtemperaturfestigkeit, worin die Zusammensetzung enthält: 36 bis 52 Atom-% Al, 48 bis 64 Atom-% Ti und wenigstens ein β-Bereich-vergrößerndes Element E, welches aus einer Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus: Mo, Nb, Ta, V, Co, Cr, Cu, Fe, Mn, Ni, Pb, Si und W, in einer Menge, welche größer oder gleich 0,5 Atom-% ist, und welche eine metallographische Struktur aufweist, die erste Bereiche mit feinen, in einer γ-Phase dispergierten β-Phasen umfaßt, wobei der Volumenanteil Vf der β-Phasen in dem ersten Bereich größer oder gleich 0,1 % (Vf ≥ 0,1 %) ist.

2. Intermetallische Zusammensetzung auf TiAl-Basis nach Anspruch 1, ferner umfassend einen zweiten Bereich mit einer γ-Phase, welche keine β-Phase enthält, wobei der Volumenanteil Vf der β-Phasen in dem ersten Bereich größer oder gleich 0,1 % (Vf ≥ 0 1 %) ist.

3. Intermetallische Zusammensetzung auf TiAl-Basis nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, worin α&sub2;-Phasen in der γ-Phase in dem ersten Bereich dispergiert sind.

4. Intermetallische Zusammensetzung auf TiAl-Basis nach einem der vorhergehenden Ansprüche, worin der Volumenanteil Vf des ersten Bereichs in der metallographischen Struktur größer oder gleich 1 % (Vf ≥ 1 %) ist.

5. Verfahren zur Herstellung einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis mit einer hervorragenden Hochtemperaturfestigkeit, welche enthält: 36 bis 52 Atom-% AI, 48 bis 64 Atom-% Ti und wenigstens ein β-Bereich-vergrößerndes Element E, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die gebildet ist aus: Mo, Nb, Ta, V, Co, Cr, Cu, Fe, Mn, Ni, Pb, Si und W, in einer Menge, die größer oder gleich 0,5 Atom-% ist, und welche eine metallographische Struktur aufweist, welche umfaßt: einen ersten Bereich, bestehend entweder aus einem Bereich mit feinen, in einer γ-Phase dispergierten β-Phasen oder einem Bereich mit α&sub2;-Phasen und feinen, in einer γ-Phase dispergierten β-Phasen, und einen zweiten Bereich mit einer γ-Phase, welche keine β-Phase enthält, wobei der Volumenanteil Vf der β- Phasen in dem ersten Bereich größer oder gleich 0,1 % (Vf ≥- 0,1 %) ist,

wobei das Verfahren umfaßt:

einen ersten Schritt zum Unterziehen eines Rohlings einer intermetaihschen Zusammensetzung auf TiAl-Basis mit einer metallographischen Struktur, welche eine γ-Phase und α&sub2;- oder/und β-Phasen enthält, einer Lösungsbehandlung bei einer Behandlungstemperatur, welche in einem Bereich eingestellt ist, der ermöglicht, daß α&sub2;- und γ-Phasen vorhanden sind,

das Abschrecken des Rohlings einer intermetallischen Zusammensetzung auf TiAl-Basis, um dadurch ein Zwischenerzeugnis vorzusehen, welches eine metallographische Struktur aufweist, die γ-Phasen und übersättigte α&sub2;-Phasen enthält; und

einen zweiten Schritt zum Unterziehen des Zwischenerzeugnisses einer künstlichen Alterungsbehandlung bei einer Temperatur, die in einem Bereich eingestellt ist, der ermöglicht, daß α&sub2;- und γ-Phasen vorhanden sind.

6. Verfahren nach Anspruch 5, worin die Behandlungstemperatur bei der Lösungsbehandlung größer oder gleich einer eutektoidischen Linie EL ist, welche ermöglicht daß eine Reaktion a-Phase + γ-Phase Phase + γ-Phase auftritt, jedoch kleiner oder gleich einer α-Übergangslinie TL ist, welche ermöglicht, daß eine Reaktion α-Phase Phase + γ-Phase auftritt, und worin die Behandlungstemperatur bei der künstlichen Alterungsbehandlung größer oder gleich 700 ºC ist, jedoch kleiner oder gleich der eutektoidischen Linie EL ist.

7. Verfahren nach Anspruch 5 oder Anspruch 6, worin die Kühlrate bei dem Abschrecken höher ist als die Kühlrate bei einem Öl-Abschrekken.

8. Verfahren Anspruch 5 oder Anspruch 6, worin die Heizzeit bei der Lösungsbehandlung auf größer oder gleich 5 Minuten eingestellt ist.

9. Verfahren nach Anspruch 5 oder Anspruch 6, worin die Heizzeit bei der künstlichen Alterungsbehandlung auf größer oder gleich 5 Minuten eingestellt ist.