DE69710898T2

DE69710898T2 - Verfahren zur herstellung achsensymmetrischer teile

Info

Publication number: DE69710898T2
Application number: DE69710898T
Authority: DE
Inventors: Oscar Akamovich Kaibyshev; Farid Zainullaevich Utyashev; Vener Anvarovich Valitov
Original assignee: INST METALS SUPERPLASTICITY PR; General Electric Co
Current assignee: INST METALS SUPERPLASTICITY PR; General Electric Co
Priority date: 1996-06-21
Filing date: 1997-06-19
Publication date: 2002-10-24
Anticipated expiration: 2017-06-20
Also published as: WO1997048509A1; EP0912270B1; RU2119842C1; EP0912270A1; US6939419B1; DE69710898D1

Description

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung bezieht sich allgemein auf plastische Metallbearbeitung und insbesondere auf Verfahren zum Erzeugen präziser Barren für die scheibenförmigen Teile mit konischen, halbkugelförmigen oder anderen axial symmetrischen Formen.

Hintergrund der Erfindung

Große axial symmetrische Teile werden vernünftig erzeugt durch lokale Formverfahren, wie beispielsweise Walzen. Als ein Werkzeug werden in diesem Fall Walzen verwendet, die sich durch breite Anwendbarkeit, wesentlich kleinere Größe und eine einfachere Form im Vergleich zu Biegegesenken auszeichnen. Darüber hinaus ist Walzgerät viel überlegener als Gesenkschmiedepressen und -hämmer, die zum Erzeugen von Teilen gleicher Größe verwendet werden, in Bezug auf spezifischen Metallgehalt und Energieverbrauch.
Ein bekanntes Verfahren zum Erzeugen axial symmetrischer Teile des Scheibentyps mit einer Nabe und einem Steg (siehe USSR Erfinderschein # 470,346, 1975, IPC B21K 1/32) ist bekannt und enthält, dass ein Barren durch das Stauchverfahren hergestellt wird, gefolgt von der Erzeugung des gewünschten Teils aus dem Barren durch Strecken, Heißpressen, Walzen, Dimensionieren und Wärmebehandlung. Das in Rede stehende Verfahren ist nur praktikabel zur Herstellung von Teilen, wie beispielsweise Scheiben für Räder von Eisenbahnmaterial aus üblichem Mehrphasen-Kohlenstoff, wenn er einem Heißformen innerhalb eines breiten Temperaturbereiches ausgesetzt wird. Jedoch machen Konstruktionen von Kraftwerken, moderner Raumfahrttechnik und anderer Technologie extensive Anwendung von hochlegierten Nickel-, Titan- und Eisenbasis-Mehrphasenlegierungen. Derartige Legierungen zeichnen sich durch hohe Temperaturfestigkeit und Beständigkeit gegenüber Gaskorrosion aus, sind aber schlecht zu bearbeiten aufgrund von geringer Plastizität und hoher Dehnungsfestigkeit. Dies beinhaltet wiederum hohen Arbeits-, Energie- und Materialverbrauch zum Erzeugen von Teilen aus diesen Legierungen unter Verwendung von Metallbearbeitungstechniken. Deshalb kann man unter Verwendung der in dem bekannten Verfahren beschriebenen Techniken keine axial symmetrischen Teile erzeugen, wie beispielsweise Scheiben von Gasturbinentriebwerken, und Teile mit elliptischen, konischen oder halbkugelförmigen Oberflächen aus schwer zu bearbeitenden Mehrphasen-Hochtemperaturlegierungen auf Nickel-, Eisen- oder Titanbasis.
Zur Erzeugung von Teilen aus den vorgenannten Legierungen wird z. B. ein Verfahren verwendet, das als GatorizingTM bekannt ist (US-Patent # 3,519,503, 1970, IPC C22F 1/10). Der Fertigungsprozess gemäß diesem Verfahren enthält, dass ein Barren mit einer feinkörnigen Mikrostruktur hergestellt wird, in dem Zustand von Superplastizität geschmiedet wird, gefolgt von einer Wärmebehandlung zum Abschluss. Das Verfahren ermöglicht die Erzeugung kleiner, kompliziert geformter Schmiederohlinge mit einem minimierten Toleranzwert. Das Verfahren ist jedoch uneffizient aufgrund einer Notwendigkeit zur Verwendung energieverbrauchender Metallbearbeitungsmaschinen und großer Mengen von teuren Schmiedewerkzeugen zum Erzeugen großer Teile mit komplizierter Form, insbesondere solchen aus Nickelbasis- Superlegierungen.
Somit ist die Erzeugung großer, axial symmetrischer Teile aus niedrigen Hochtemperatur-Legierungen nun ein dringendes Problem.
Zusätzlich sollte beachtet werden, dass aus Hochtemperatur-Legierungen hergestellte Teile, wie zum Beispiel integrale Rotoren (beschaufelte Scheiben) oder Scheiben von Gasturbinentriebwerken, unter komplizierten Arbeitsbedingungen arbeiten müssen. Dies ist der Grund, warum es zweckmäßig ist, dass spezielle inhomogene Zustände von Mikrostruktur in den verschiedenen Zonen von derartigen Teilen ausgebildet werden, um so einen optimalen Satz von Eigenschaften bereitzustellen, die die tatsächlichen Arbeitsbedingungen von derartigen Teilen erfüllen. Jedoch kann eine angemessen hohe Zahl von Eigenschaften, die für moderne Kraftwerke unerlässlich sind, durch die bisher bekannten Verfahren nicht erreicht werden.

Zusammenfassung der Erfindung

Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zum Erzeugen großer axial symmetrischer Teile aus schwer zu bearbeitenden, mehrphasigen Legierungen zu schaffen.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, den Arbeitseinsatz zu verringern und den Materialausnutzungsfaktor zu vergrößern, wenn axial symmetrische Teile erzeugt werden.
Es ist ferner Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine derartige spezifizierte Mikrostruktur des Materials der erzeugten Teile auszubilden, die entweder homogen oder in einer speziellen Art und Weise im Querschnitt variabel ist, und somit dem erzeugten Teil einen optimalen Satz von Leistungscharakteristiken gibt.
Die vorgenannten Aufgaben werden gelöst durch die Bereitstellung eines Verfahrens zum Erzeugen von axial symmetrischen Teilen, wobei gemäß der vorliegenden Erfindung ein aus einer mehrphasigen Legierung bestehender Barren des erzeugten Teils einer Deformation ausgesetzt wird, indem ein axial symmetrischer Barren gewalzt wird, während er mit wenigstens einer Walze, die wenigstens drei Freiheitsgrade hat, um seine eigene Achse gedreht wird, wobei der Deformations- bzw. Verformungsprozess bei einer Temperatur über etwa 0,4 des Schmelzpunktes der mehrphasigen Legierung auftritt, aber unterhalb der Temperatur, an der ein Gesamtgehalt an Ausscheidungen oder eine allotrope Modifikation von der Matrix einer mehrphasigen Legierung, aus der der in Behandlung befindliche Barren hergestellt ist, nicht unter etwa 7% ist, wobei die Last bzw. Kraft, die durch das Werkzeug auf den Barren ausgeübt wird, gemäß den folgenden Beziehungen gesteuert wird:
σSH > q ≥ σsΔ (1)
K·σsη > q
wobei σsΔ - die Streckspannung von dem Material von den Barrenabschnitten, die einer Verformung ausgesetzt sind;
q - Last bzw. Kraft durch das Werkzeug auf den in Behandlung befindlichen Barren;
σSH - die Dehnungsfestigkeit des Materials von den Barrenabschnitten, die keiner Verformung ausgesetzt sind;
σsη - die Dehnungsfestigkeit von dem Werkzeugmaterial bei einer Dehnungstemperatur des in Bearbeitung befindlichen Barrens;
K - empirischer Koeffizient (K ≤ 2),
wobei die Dehnungsgeschwindigkeit in dem Bereich von etwa 10² bis 10³ s&supmin;¹ liegt; dem Walzen des Barrens folgt seine Wärmebehandlung, indem er auf eine Temperatur erwärmt wird oberhalb oder unterhalb der Temperatur der Lösung der zweiten Phase oder der allotropen Modifikation der Matrix, in Abhängigkeit von der Mikrostruktur des Materials, das aus dem Walzverfahren resultiert.
Die folgenden technologischen Schritte werden zweckmäßiger Weise benutzt, wenn das erfindungsgemäße Verfahren eingesetzt wird:
- dem Walzen des Barrens geht eine plastische Verformung des mittleren Barrenabschnittes voran, die dadurch ausgeführt wird, dass der Barren mit Endspindeln gepresst wird, die dem Barren ein Drehmoment erteilen, während er gewalzt wird;
- das Walzen des Barrens wird mit einer positiven (in Uhrzeigerrichtung) Drehung des Barrens und der Walzen begleitet, wobei deren Winkelgeschwindigkeit etwa die gleiche ist;
- der Barren wird mit wenigstens zwei Walzenpaaren gewalzt, wobei die Dehnungslasten für jede Walze von einem Paar so eingestellt sind, dass sie zu jedem Augenblick gleich sind;
- die Lastmomente für jedes Walzenpaar werden gegenseitig im Gleichgewicht gehalten gemäß der folgenden Relation:
qi·Si·Li = qi+1·Si+1·Li+1 (3)
wobei qi, qi+1 - spezielle Last der Walzen;
Si, Si+1 - Barren-zu-Walzen-Kontaktfläche;
Li, Li+1 - Abstand von dem Schwerpunkt der Kontaktfläche zu der Mitte der Barrendrehung;
i - 1, 2, 3, 4 ... - Anzahl der Walzen;
- scheibenförmige Teile werden gewalzt durch abwechselnde radiale relative Verschiebung der Walzen, die die Innenfläche des Scheibenrandes über eine Strecke formen, die nicht größer ist als die Länge der Mantellinie des Walzenbasiskegels ist;
- scheibenförmige Teile werden mit wenigstens drei Walzen zur Zeit gewalzt, wobei die eine die äußere Oberfläche von den Scheibenrand formt, indem eine Last ausgeübt wird, die nicht größer als die Lasten von den zwei anderen Walzen ist, die die Innenfläche des Randes formen;
- mantel- bzw. schalenförmige Teile werden mit Walzen gewalzt, die in unterschiedlichen Abständen von der Mitte der Barrendrehung sind;
- mantel- bzw. schalenförmige Teile werden gewalzt, indem die Endspindeln relativ zu der Anfangswalzebene verschoben werden;
- das Walzen wird mit einer zunehmenden Geschwindigkeit der radialen Walzenverschiebung von der Scheibenachse weg ausgeführt;
- eine komplizierte Konfiguration aufweisende Teile, wie beispielsweise Kombinationen des Scheiben-und-Wellen-Typs, werden mit wenigstens drei Walzen gewalzt, deren Achsen in dem Bereich von 0 bis 1 Radian in Bezug auf die Achse der Barrenrotation rotieren können und einen Winkel von 0 bis 2pi(π) Radian mit den Achsen von anderen Walzen bilden;
- das Walzen wird mit Walzen ausgeführt, die in Bezug auf die durch die Barrenachse verlaufende Ebene verschoben sind.
Die vorgenannten Aufgaben der vorliegenden Erfindung werden am effizientesten gelöst, wenn dem Walzen des Barrens eine Vorkonditionierung der Mikrostruktur von Barren aus mehrphasigen Legierungen vorangeht, indem sie einer thermomechanischen Bearbeitung (TMP von Thermo Mechanical Processing) ausgesetzt werden, die darin besteht, dass der Barren zunächst auf eine Temperatur vorgewärmt wird, bei der ein Gesamtgehalt von Ausscheidungen oder eine allotrope Modifikation der Matrix 7% überschreitet, gefolgt von einer stufenweisen (Stufe-für- Stufe) Senkung der Behandlungstemperatur auf die Temperatur der Bildung von einer stabilen, feinkörnigen Mikrostruktur, wobei das Verhältnis zwischen den Korngrößen von unterschiedlichen Phasen 10 nicht überschreitet; Aussetzen des Barrens auf eine Verformung bzw. Deformation an jeder Stufe der sinkenden Temperatur, um so die Querschnittsfläche des Barrens um das etwa 1,2- bis 3,9-fache pro Stufe zu verkleinern.
Es ist zweckmäßig, dass die Barrenverformung an der Stufe der Vorkonditionierung seiner Mikrostruktur gleichzeitig mit der Vorformung des Barrens für das nachfolgende Walzen ausgeführt wird.
Die stufenweise Senkung der Behandlungstemperatur des Barrens aus Nickelbasis-Legierungen wird dadurch ausgeführt, dass für eine maximale Steigerung in der Menge der γ'-Phase an jeder Stufe bis zu und einschließlich etwa 14% gesorgt wird, und jeder Stufe der thermomechanischen Behandlung eine Post- Verformungs-Vergütung bei einer Temperatur folgt, die die Temperatur des Beginns der Verformung an einer vorhergehenden Behandlungsstufe nicht überschreitet.
Es wird auch vorgeschlagen dass:
- die Dehnungsgeschwindigkeit an der ersten Behandlungsstufe in dem Bereich von etwa 10² bis 10³ s&supmin;¹ beträgt, und die Dehnungsgeschwindigkeit an den folgenden Stufen gemäß der folgenden Relation ist:
&epsi;η = Kφ·&epsi;ηρ·TΔ/Tη ρφ
wobei &epsi;η - Dehnungsgeschwindigkeit an einer nächsten Stufe, &epsi;ηρ - Dehnungsgeschwindigkeit an einer vorhergehenden Stufe,
TΔ - Dehnungstemperatur,
Tηρφ - Temperatur der vollständigen Lösung der zweiten Phase,
Kφ - empirischer Koeffizient in Abhängigkeit von der chemischen und Phasenzusammensetzung der Legierung (1< = 0, 5 bis 2).
Die Bereitstellung von speziell vorbestimmter Mikrostruktur der Teile wird favorisiert, abgesehen von den vorgenannten Einzelheiten ihres Herstellungsprozesses, auch durch die folgenden Schritte, die von der vorliegenden Erfindung eingeschlossen und in ihr offenbart werden;
- dem Walzen von Barren aus ausscheidungshärtbaren Legierungen geht eine Vergütung der Barren in einem Monophasenbereich bei einer Temperatur voran, die das 1,07-fache der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase nicht überschreitet, gefolgt von einer Abkühlung auf eine Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Kühlgeschwindigkeit, die einen Gewinn in der zweiten Phase von 5% pro Stunde bis 50% pro Stunde sicherstellt, und eine Wärmebehandlung des Teils nach dem Walzen wird bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase ausgeführt;
- dem Walzverfahren geht eine Vergütung von wenigstens zwei benachbarten Barrenabschnitten voran, um so einen Temperaturgradienten dazwischen auszubilden, wobei die Temperatur in dem Bereich von etwa 0,8 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase in dem einen Barrenabschnitt bis zu einer Temperatur nicht über etwa 1,07 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase in dem anderen Barrenabschnitt verändert wird, gefolgt von einer Abkühlung auf eine Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Geschwindigkeit, die eine Steigerung in der Menge der γ'-Phase von 5% pro Stunde auf 50% pro Stunde gewährleistet, und die Wärmebehandlung des Teils nach dem Walzen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase ausgeführt wird;
- das Walzen der Barren wird in zwei Stufen ausgeführt, an der ersten davon wird der Barren einer Verformung ausgesetzt in einem Temperaturbereich der Superplastizität, bis die Barrengröße gleich etwa 0,6 - 0,9 der endgültigen Teilegröße wird, wonach der gesamte Barren oder sein nicht gewalzter Abschnitt in einem Monophasenbereich vergütet wird, gefolgt von einer Abkühlung des Barrens von der Vergütungstemperatur runter auf eine Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Geschwindigkeit, die eine Steigerung in der Menge der γ' - Phase von 5% pro Stunde auf 50% pro Stunde sicherstellt, woraufhin der Barren auf die endgültige Teilegröße gewalzt und bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase wärmebehandelt wird; wenigstens zwei benachbarte Barrenabschnitte werden bei unterschiedlichen Dehnungsverhältnissen gewalzt, die sich stetig von dem einen Barrenabschnitt zu dem anderen um 0,25 bis 0,75 des Dehnungsverhältnisses des benachbarten Barrenabschnittes ändern.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Fig. 1 ist ein schematisches Walzdiagramm von axialsymmetrischen Teilen;
Fig. 2 ist ein schematisches Walzdiagramm von einer kompliziert geformten Scheibe;
Fig. 3 stellt die Mikrostruktur von einer gewalzten Scheibe dar, die aus ¥Å962 Legierung;
Fig. 5 ist ein schematisches Walzdiagramm von einem schalen- bzw. mantelartigen axial symmetrischen Teil;
Fig. 7 ist ein schematisches Walzdiagramm von einem kombinierten scheiben-und-wellenförmigen Teil;
Fig. 4, 6, 8 stellen photographische Bilder von unterschiedlich geformten gewalzten Teilen dar;
Fig. 9 zeigt die Mikrostruktur von ¥Å962 (a) und ¥Å975 (b) Legierungen nach einer thermomechanischen Bearbeitung;
Fig. 10 zeigt die Mikrostruktur von ¥ê698 (a) und A- 286 (b) Legierungen nach einer thermomechanischen Bearbeitung dar; und
Fig. 11 zeigt die Makro- und Mikrostruktur von einer gewalzten Scheibe, die aus ]A962 Legierung mit der spezifizierten Mikrostruktur hergestellt ist.

Beschreibung der Erfindung

Wenn axial symmetrische Teile aus Barren erzeugt werden, die aus schwer zu bearbeitenden mehrphasigen Legierungen hergestellt sind, muss ein Barren in einem definierten Bereich von Temperaturen und Dehnungsraten und mit einer definierten Last gewalzt werden, die durch das Werkzeug auf den zu walzenden Barren ausgeübt wird.
Es muss eine spezielle Walztemperatur gewählt werden, die von einer Anzahl von Faktoren abhängt, d. h. für eine hochgradige Superplastizität und eine höhere Temperatur für hohe Legierungen, das heißt diejenigen, die dem oberen Wert in dem oben spezifizierten Bereich (10² - 10³ s&supmin;¹) angenähert ist. Dies ist mit der Tatsache verbunden, dass in den beiden vorgenannten Fällen von Wichtigkeit die Rolle ist, die von den Diffusionsprozessen gespielt werden, die, wie allgemein bekannt ist, mit einem Temperaturanstieg aktiver werden. Für eine übliche strukturelle Superplastizität und für mittlere Legierungen kann die Temperatur niedriger sein und kann dem Mittelwert des obigen Bereiches angenähert sein, weil in diesem Fall die Mikrostruktur der mittleren Legierungen stabil ist. Es sei darauf hingewiesen, dass die obere Grenze des Temperaturbereiches durch eine Notwendigkeit diktiert wird, für eine strukturelle Stabilität des Materials zu sorgen, die eine der wichtigsten Voraussetzungen ist, damit der Effekt der Superplastizität auftritt. In mehrphasigen Legierungen bleibt ihre feinkörnige Mikrostruktur stabil (eine durchschnittliche Korngröße ist nicht über 10 Mikron), das heißt, sie vergrößert sich nicht schlimm während des Dehnungsprozesses, vorausgesetzt, dass eine Gesamtmenge an isolierten Phasen oder eine allotrope Matrixmodifikation nicht unter 7% bei der Dehnungstemperatur ist.
Für niedrige Legierungen, im Unterschied zur mittleren - und noch mehr zu hohen Legierungen, ist der absolute Wert der Dehnungstemperatur der kleinste. Die untere Grenze der Dehnungstemperatur, bei der solche Legierungen Super- und hohe Plastizität aufweisen, hängt von der Korngröße ab, so dass gilt, je kleiner die Korngröße desto niedriger die Dehnungstemperatur. Für einen ultrafeinkörnigen, d. h. nanokristallinen Zustand von solchen Legierungen (mit einer durchschnittlichen Korngröße von 20 bis 200 nm) beträgt die Dehnungstemperatur etwa 0,4 S. P.
Somit spezifiziert das vorgeschlagene Verfahren einen Temperaturbereich, der die notwendigen Dehnungsbedingungen für verschiedene Zusammensetzungen und strukturelle Zustände der umfassten mehrphasigen Legierungen überdeckt.
Gemäß den charakteristischen Merkmalen der vorliegenden Erfindung tritt eine Dehnungsspannung bei Raten auf, die dem Zustand von hoher oder Superplastizität entsprechen. Ein hochplastischer Zustand ist in den in Rede stehenden Legierungen vorhanden im Falle des Walzens eines feinkörnigen Barrens bei hohen Dehnungsraten (10² - 10&supmin;² s&supmin;¹), des Walzens eines grobkörnigen Barrens bei niedrigen Dehnungsraten (10&supmin;² bis 10&supmin;³ s&supmin;¹). Immer wenn eine gemischte Mikrostruktur in dem Barren ausgebildet wird, der aus feinen und groben Körnern besteht, wird die Dehnungsrate ebenfalls in dem Bereich von 10² bis 10&supmin;³ s&supmin;¹ gewählt, was von dem Volumenverhältnis der strukturellen Komponenten (d. h. den fein- und grobkörnigen) bzw. von denjenigen ihrer Größe ab. Vom Standpunkt des erforderlichen Wertes der technologischen Plastizität, den Dehnungskräften und der Walzgeschwindigkeit ist die obere Grenze der Dehnungsgeschwindigkeit auf 10² s&supmin;¹ begrenzt und die untere auf 10&supmin;³ s&supmin;¹.
Es sei bemerkt, dass die Verwendung des superplastischen Zustandes in der plastischen Metallbearbeitung für eine effiziente Lastsenkung sorgt, vorausgesetzt, dass der plastische Fluss von Metall nicht durch Ausüben eines hohen hydrostatischen Druckes erzwungen ist. Dieser Verdienst kann sich jedoch als ein Nachteil erweisen, wenn eine recht große Anzahl von einen kleinen Querschnitt und einen großen Durchmesser aufweisenden, axial symmetrischen Teilen erzeugt wird, insbesondere in Fällen, wo Walzen als der Dehnungsprozess verwendet wird. Dies kann der Tatsache zugeschrieben werden, dass, obwohl dieser Zustand für hohe Plastizität und eine niedrige Streckgrenze von praktisch allen Materialien sorgt, er zur gleichen Zeit den Prozess des Formens von einem Teil durch Walzen behindert. In diesem Zustand bewirken selbst relativ kleine Spannungen eine plastische Deformation in dem bereits gewalzten Barrenabschnitt, wodurch ein Verlust an einer im voraus festgesetzten Form entsteht, weil sich ein Material in dem Zustand von superplastischer Dehnung in vielen Aspekten wie ein viskoses Medium verhält. Dies ist der Grund, warum, im Gegensatz zum konventionellen Walzen, das Dehnen eines Materials im Zustand von hoher und superplastischer Deformation eine Steuerung der technologischen Prozessparameter erfordert. Dies wird während des Walzprozesses ausgeführt durch Steuerung der Dehnungstemperatur-und-Geschwindigkeits-Bedingungen, der Barrentemperatur und auch des Lastbeaufschlagungsmusters und des angewendeten Lastwertes. Diese Parameter bestimmen die Werte der inneren Spannungen und des Wertes des Dehnungswiderstandes (Streckgrenze) des Materials und bestimmt letztendlich den Formprozess des Barrens. Beispielsweise kann die Streckgrenze in den bereits gewalzten Barrenabschnitten erhöht werden, indem sie abgekühlt werden. Das Lastbeaufschlagungsmuster und der Lastwert können variiert werden, indem eine bestimmte Bahn der Walzen im voraus festgesetzt wird. Es ist allgemein bekannt, dass im Falle einer komplizierten Lastanwendung, was der Fall ist beim Walzen von axial symmetrischen Teilen unter Verwendung von Walzen, der Fluss des in Bearbeitung befindlichen Materials nicht nur in der Zone auftritt, die sich unmittelbar unter dem Walzwerkzeug befindet, sondern auch in Zonen, in denen kein Kontakt besteht. Hier und nachfolgend soll der Begriff Last nicht nur eine spezielle Kraft bedeuten, die durch ein einzelnes Werkzeug auf die Oberfläche des in Bearbeitung befindlichen Teils ausgeübt wird, sondern auch die resultierende Wirkung von einer Gruppe von Werkzeugen auf das Teil, das gewalzt wird. Es sind Walzen, die ermöglichen, dass sowohl das Lastbeaufschlagungsmuster als auch der Lastwert gesteuert werden.
Die Walzen haben wenigstens drei Freiheitsgrade, die erforderlich sind, um dem gewalzten Teil eine erforderliche Form zu erteilen, und eine Laststeuerung, das heißt, Rotation von jeder Walze um ihre eigene Achse und Bewegung in wenigstens zwei orthogonale Richtungen, d. h. in Längsrichtung und quer zum Barrenradius. Somit wird die Werkzeugwirkung auf den Barren, um daraus das geforderte Teil zu erzeugen, so gewählt, dass die folgenden Anforderungen erfüllt sein sollten:
1. Der spezifische Druck (Last) q, der auf den Barren- zu-Werkzeug-Kontaktpunkt ausgeübt wird, ist ausreichend, in Bezug auf den Effekt der inneren Spannungen, zum überwinden der Spannungsbeständigkeit des Materials in dem gewalzten (gedehnten) Barrenabschnitt (σsΔ und Formen des Barrens, wodurch
q ≥ σsΔ
2. Die Last q, die aus der Aktion resultiert, die von den Walzen auf den Barren erzeugt wird, um so die Form und Größe der Scheibe in den nicht gedehnten Barrenabschnitten (einschließlich der bereits gewählten) beizubehalten, sollte unter dem plastischen Dehnungswiderstand σSH des Materials der Barrenabschnitte sein, wodurch
σSH > q
Anders ausgedrückt, die zentralen und gewalzten Barrenabschnitte sollten keiner plastischen Dehnung während des Walzens des Barrens unter der Wirkung der Spannung ausgesetzt sein, die darin als eine Folge der Aktion entsteht, die von den Walzen auf den Barrenabschnitt, der gewalzt wird, und durch die Endspindeln auf den zentralen Barrenabschnitt erzeugt wird;
3. Was das Walzwerkzeug anbetrifft, ist es notwendig, dass die folgende Relation
K·σsη > q
erfüllt sein sollte,
wobei σsη - Streckgrenze des Werkzeugmaterials bei der Dehnungstemperatur des in Bearbeitung befindlichen Barrens;
K - empirischer Koeffizient, der gestattet, dass die Arbeitstemperaturbedingungen des Werkzeuges, Werkzeugform und Lastbedingungen und auch Eigenschaften des Werkzeugmaterials (K ≤ 2) spezielle Merkmale der lokalen Scheibenformung unter Bedingungen hoher oder superplastischer Dehnung berücksichtigen.
Eine derartige Beziehung macht es möglich, dass der Wert von q denjenigen von σsη überschreiten kann. Wenn dies der Fall ist, wird seiner Erfüllung durch die folgenden Faktoren Rechnung getragen:
(a) Unter Bedingungen von superplastischer Dehnung tritt ein ausreichender Unterschied auf zwischen der Streckgrenze von dem Werkzeugmaterial und dem Barrenmaterial, wobei der Unterschied es möglich macht, ein benötigtes Teil zu erzeugen, selbst wenn der Barren und das Werkzeug aus dem gleichen Material gemacht sind, aber sich in der Korngröße wesentlich unterscheiden. Beispielsweise zeigt der Barren eine feinkörnige Mikrostruktur, wogegen das Werkzeug eine grobkörnige zeigt.
(b) Ein Walzwerkzeug, das heißt eine Walze, ist im wesentlichen ein massiver Drehkörper, der mit dem Barren in jedem Augenblick nur mit einem Teil seiner Oberfläche in Kontakt ist, und die Kontaktfläche der Walze ändert ständig ihre Position relativ zu dem Barren aufgrund der Walzenrotation. Als eine Regel ist eine durchschnittliche Werkzeugtemperatur während des Walzprozesses niedriger als die Heiz- (Dehnungs-) Temperatur des Barrens. Die vorgenannten Besonderheiten verhindern die wesentliche Entwicklung von plastischer Dehnung in dem Werkzeug.
Somit wird eine Möglichkeit geschaffen zum Walzen von Nickelbasis-Legierungen unter Verwendung eines Werkzeuges, das aus den gleichen oder ähnlichen Superhochtemperatur-Nickelbasis-Legierungen hergestellt ist, aber in einem gegossenen Zustand, was weniger teuer ist als die Verwendung von einem Werkzeug, das aus hochwarmfesten Metallen und Legierungen hergestellt ist.
Wenn er gewalzt ist, muss der Barren wärmebehandelt werden unter Bedingungen, die von seiner Mikrostruktur abhängen, die aus dem Walzprozess resultieren. Wenn das Teil eine feinkörnige Mikrostruktur hat und seine Arbeitsbedingungen eine verlängerte Hochtemperatur-Festigkeit erfordern, muss das Teil wärmebehandelt werden, indem es auf eine Temperatur erwärmt wird, bei der eine sekundäre Rekristallisation auftritt, wodurch die Korngröße zunimmt. In Fällen, wo die Mikrostruktur des "Halsband"-Typs als eine Folge des Walzens erhalten wird, wird die Temperatur der Wärmebehandlung zum Härten gewöhnlich so gewählt, dass die Matrixkörner ihre Form beibehalten sollten, aber ein Teil der Verfestigungsphase sollte sich lösen, um so danach als Ausscheidungsteilchen isoliert zu sein. Eine andere Situation, die sich durch die Betriebsbedingungen erklärt, ist ebenfalls möglich, wo die Heiztemperatur der Wärmebehandlung so gewählt ist, um die feinkörnige Mikrostruktur des Teils beizubehalten und für hohe Festigkeiteigenschaften und eine zufriedenstellende kurzzeitige Hochtemperatur- Festigkeit zu sorgen, das heißt, wenn das feinkörnige Material in kurzlebigen Produkten verwendet werden soll.
Wenn der Barren mit Walzenpaaren gewalzt wird, ist es wichtig, um vor Verziehen zu schützen, dass die Momente von spezifischen Walzenlasten an dem Kontaktpunkt gegenseitig im Gleichgewicht sind gemäß der folgenden Beziehung:
qi·Si·Li = qi+1·Si+1·Li+1
wobei qi, qi+1 - spezifische Walzenlast;
Si, Si+1 - Walzen-zu-Barren-Kontaktfläche;
Li, Li+1 - Abstand von dem Schwerpunkt der Kontaktfläche zu der Achse der Barrendrehung;
i - 1, 2, 3, 4 ... - Anzahl der Walzen.
Ein derartiges gegenseitiges Gleichgewicht der Momente ist für jedes Paar von Walzen notwendig, die auf den Barren wirken, da anderenfalls eine Differenz zwischen den Momenten, während des Walzens, ein unerwünschtes Biegen des Barrens zur Folge hat. Wenn der Barren mit einer großen Zahl von Walzen gewalzt wird, sollten die Kräfte und Momente von jeder Walze gegenseitig im Gleichgewicht sein.
Wenn das Walzen durch positive Rotation des Barrens begleitet wird, die von den antreibenden Endspindeln und von den angetriebenen Walzen erteilt wird, sind ihre Winkelgeschwindigkeiten an die Werte angepasst, die einem minimalen Schlupf dazwischen entsprechen, was zu der Oberflächengüte der Teile beiträgt, die gewalzt werden, und zu ihrer Genauigkeit und auch zur Haltbarkeit des Werkzeugs.
Der mittlere Barrenabschnitt wird geformt durch Kompression, die durch die Endspindeln mit einer Last bzw. Kraft ausgeübt wird, die plastische Dehnung vor dem Walzen und elastische Dehnung (zusammen mit den Walzen) während des Walzens entwickeln. Anders ausgedrückt, der Barren wird zunächst reduziert, indem er einer kleinen plastischen Dehnung ausgesetzt wird, um einen gut entwickelten Kontakt zwischen dem Barren und den Spindeln auszubilden, und beim Starten des Walzvorganges wird die spezifische Kraft auf die Werte verringert, die, mit einer verbundenen Aktion, die durch die Spindeln und Walzen auf den Barren erzeugt werden, Spannungen bewirken, die nur für eine elastische Dehnung des mittleren Barrenabschnittes sorgen. Somit werden Bedingungen geschaffen, um dem Barren ein Drehmoment zu erteilen. Immer wenn es notwendig ist, wird vor dem Beginn des Walzprozesses der mittlere Barrenabschnitt einer relativ hohen plastischen Dehnung ausgesetzt, z. B. in Fällen, wo die Scheibennabe dünner sein sollte als der Scheibensteg.
Wenn der Barren mit wenigstens zwei Walzenpaaren gewalzt werden soll, sind die Verformungskräfte, die für jede Walze zu jedem Augenblick eingestellt sind, die gleichen. Ein derartige Walzverfahren verkürzt seine Maschinenzeit um wenigstens 50%, da jedes Walzenpaar auf nur seinen eigenen Scheibensektor mit dem Winkel 2π/n arbeitet, wobei n die Anzahl von Walzenpaaren ist. Zusätzlich hält ein derartiges Walzverfahren die Kräfte auf die Spindeln im Gleichgewicht und trägt zu einer höheren Genauigkeit des erzeugten Teils immer dann bei, wenn die Walzen diametral gegenüberliegend angeordnet sind und eine gleiche Vorschubrate und Eindringungstiefe haben. Wenn die Größe des Winkels zwischen jedem Walzenpaar kleiner als pi ist, und wenn die gleiche Kraft ausgeübt wird, reduzieren die Walzen nur einen Teil der Scheibe und sind an unterschiedlichen Radien angeordnet, womit sie ihre besseren Arbeitsbedingungen und verlängerte Lebensdauer ohne merklichen Verschleiß sicherstellen.
Ein Walzen von scheibenförmigen Teilen wird durch alternative radiale gegenseitig Verschiebung der Walzen ausgeführt, die die innere Oberfläche des Scheibenrandes formen. Ein derartiges Walzen mit einer Walze und einer weiteren in Folge macht es möglich, die Kraft auf die bereits geformten Scheibenabschnitte zu verringern aufgrund der Änderung der Richtung der Verschiebung und der Größe des verschobenen Volumens zu jedem Augenblick im Vergleich zu dem Fall, wo beide Walzen eines Paares sich kontinuierlich mit der gleichen Geschwindigkeit bewegen. Es sei darauf hingewiesen, dass die gegenseitige Überlappung der Walzen während ihrer gegenseitigen Verschiebung beibehalten werden muss, da anderenfalls ein unverbesserlicher Riss in dem in Bearbeitung befindlichen Teil entstehen kann. Die Größe der Walzenverschiebung wird durch das Ende des Walzens auf Null gesenkt.
Scheibenförmige Teile werden gleichzeitig mit wenigstens drei Walzen gewalzt, die eine Bahn festlegen. Die eine der Walzen formt die äußere Randoberfläche, indem eine Kraft ausgeübt wird, die nicht größer ist als diejenige, die auf den Rand durch die anderen zwei Walzen ausgeübt wird, die die innere Oberfläche von dem Scheibenrand formen. Das Wesentliche dieser Technik besteht darin, dass unter der Wirkung der drei Walzen das Metall des Scheibenrandes in drei Dimensionen fließt, das heißt, parallel zur Achse der Scheibenrotation, wodurch die Randhöhe vergrößert wird, und auch entlang und rechtwinklig zum Barrenradius, wodurch der Randdurchmesser vergrößert wird. Eine derartige Technik erweitert den Bereich von Scheibentypen, die erzeugt werden können, da Scheiben mit gut entwickelter Randfläche oder mit einem breiten Rand erhalten werden können.
Schalen- bzw. mantelartige Teile werden durch entweder periodische oder kontinuierliche Verschiebung der Endspindel relativ zu der anfänglichen Walzebene um eine Gesamtlänge gewalzt, die gleich der im voraus eingestellten Auslenkung des in Bearbeitung befindlichen Teils ist. Kombinierte Bewegungen der Spindeln und Walzen ermöglichen gemäß dieser Technik die Erzeugung von Teilen, die eine konische Oberfläche oder eine im voraus festgesetzte Krümmung haben.
Schalen- bzw. mantelartige Teile können auch durch Walzen gewalzt werden, die in unterschiedlichen Abständen von der Mitte der Barrenrotation angeordnet sind. Diese Technik in Kombination mit der oben erwähnten gestattet ebenfalls die Erzeugung von schalenförmigen, axial symmetrischen Teilen.
Das Walzen wird ausgeführt, während die Geschwindigkeit der radialen Walzenverschiebung von der Scheibenachse weg graduell vergrößert wird. Die Essenz dieser Technik besteht darin, dass, wenn das Walzen fortschreitet, das Barrenvolumen, das verschoben wird, verkleinert wird, was zu einer höheren Walzgeschwindigkeit und demzufolge zu einer kürzeren Arbeitszeit beiträgt.
Eine komplizierte Konfiguration aufweisende Teile, wie beispielsweise Kombinationen des Scheiben- und Wellen-Typs, werden mit wenigstens drei Walzen gewalzt, deren eigene Achsen in dem Bereich von 0 bis 1 Radian in Bezug auf die Rotationsachse des Barrens gedreht werden können und einen Winkel von 0 bis 2π Radian mit den Achsen von anderen Walzen bilden. Der vorgenannte Änderungsbereich der Walzenwinkel ermöglicht, dass die Wellen- und die Scheibenabschnitte von einem kombinierten Teil entweder gleichzeitig oder in Folge gewalzt werden können. Der Drehwinkel der Walze gleich 1 Radian sorgt für eine erforderliches Kippen der Walzen relativ zu dem Teileabschnitt, der gewalzt wird.
Der Barren wird gewalzt mit Walzen, die relativ zu der Ebene, die durch die Barrenachse hindurchführt, um eine Länge verschoben sind, die nicht größer ist als ein durchschnittlicher Radius des Arbeitsabschnitts des Werkzeuges. Eine Änderung in der Walzenposition beinhaltet eine Änderung in der Wirkungsrichtung der Walzkraftkomponenten. Dies macht es möglich, innerhalb gewisser Grenzen die Spannungen zu steuern, die in dem gewalzten Barrenabschnitt und in seinem Abschnitt, der gewalzt wird, entstehen. Die begrenzenden Werte sind in diesem Fall diejenigen der Verschiebung, die den vorgenannten im voraus festgesetzten Wert nicht überschreiten sollten. Anderenfalls kann der Barren mit den formgebenden Werkzeugflächen unterschnitten werden.
Die Vorkonditionierung der Struktur von mehrphasigen Nickel-, Titan- und Eisenbasis-Legierungen, die durch die vorliegende Erfindung bereitgestellt werden, sind auf die Ausbildung entweder einer feinkörnigen homogenen Struktur über dem Volumen eines Barrens oder eine spezielle inhomogene Struktur gerichtet. In beiden Fällen sind die oben erwähnten Techniken auf die Ausbildung einer spezifizierten Struktur in den in Behandlung befindlichen Teilen gerichtet. Die Bereitstellung einer derartigen Struktur wird aufgrund einer vielstufigen thermomechanischen Bearbeitung von Barren sichergestellt.
Der thermomechanische Prozess beginnt mit der Barrenerwärmung auf eine Temperatur, bei der ein Gesamtgehalt der zweiten Phase der Legierung wenigstens etwa 7% beträgt, woraufhin eine stufenweise Temperatursenkung ausgeführt wird, bis eine feinkörnige Mikrostruktur erhalten ist, wobei das Verhältnis zwischen den Größen der Matrixkörner nicht größer als 10 ist. Unter diesen Bedingungen ist die feinkörnige Struktur stabil. Die vorgenannten Bedingungen bestimmen einen Temperaturbereich, in dem eine Barrenverformung eine Kornvergütung aufgrund dynamischer oder statischer Rekristallisation zur Folge hat, die in den Legierungen auftritt. Die vorgenannte Verformung wird an jeder Stufe der Temperatursenkung ausgeführt, um so die Querschnittsfläche des Barrens um das etwa 1,2 bis 3,9-fache pro Stufe zu verkleinern.
Eine stufenweise (Stufe-für-Stufe) Senkung der Bearbeitungstemperatur ist notwendig für eine sukzessive Vergrößerung des Gehaltes der zweiten Phase oder der allotropen Matrixmodifikation, wodurch die Körner von Stufe zu Stufe verfeinert werden, damit stabile Zustände der feinkörnigen Mikrostruktur erhalten werden, einschließlich des sogenannten nanokristallinen Zustandes.
Es ist notwendig, dass für Nickelbasis-Legierungen, die einen wesentlichen Anteil (bis zu 60-70%) der zweiten Phasen enthalten und wobei eine Rekristallisation durch die Prozesse der Ausscheidung und Koagulation der γ'-Phase gesteuert wird, die Bedingungen für die γ'-Phasen-Ausscheidung und dementsprechend die Temperaturbedingungen an jeder Prozessstufe spezifiziert sind. Wenn eine thermomechanische Bearbeitung ausgeführt wird, sollte eine stufenweise Senkung der Bearbeitungstemperatur von Barren aus Nickelbasis-Legierungen so bewirkt werden, dass an jeder Stufe ein maximaler Gewinn von 14% in der Menge der γ'-Phase bereitgestellt wird. Am Ende von jeder Stufe der thermomechanischen Bearbeitung sollte eine Post-Verformungs- Vergütung bei einer Temperatur ausgeführt werden, die diejenige am Beginn des Verformungsprozesses in der vorhergehenden Stufe nicht überschreitet. Es ist wichtig, dass ein Gewinn in der Menge der γ'-Phase 14% an jeder Stufe nicht überschreitet, da anderenfalls eine abrupte Senkung der Plastizität auftritt aufgrund einer zusätzlichen Ausscheidung von einer beträchtlichen Menge (über 14%) der γ'-Phase, wobei diese Senkung eine gestörte Kontinuität während der plastischen Dehnung des Materials zur Folge hat. Andererseits ist, soweit Titanbasis- Legierungen betroffen sind, die plastische Phasen enthalten, die keinen abrupten Versprödungseffekt erzeugen, eine Spezifizierung einer zusätzlichen Ausscheidung der anderen Phase nicht obligatorisch.
Eine wiederholte stufenweise Verformung von Nickelbasis-Legierungen einschließlich Zwischenstufen-Vergütungsverfahren hat eine graduelle Verfeinerung der Mikrostruktur zur Folge. Es liegt an vielfach wiederholten abwechselnden Arbeitsgängen der Dehnungshärtung und Erweichung des Materials aufgrund von primärer Rekristallisation, dass eine ultrafeinkörnige Mikrostruktur gebildet wird, die aus Körnern aus einem Gleichgewicht (bei der Prozesstemperatur) von fester Lösung der γ'-Phase und den Körnern der γ'-Phase besteht, d. h. die sogenannte Mikroduplex-Struktur. Das Verformungsverhältnis an jeder Stufe sollte ein Vielfaches von einer 1, 2 bis 3,9-fachen Änderung in der anfänglichen Querschnittsfläche oder einer Änderung an der vorhergehenden Stufe sein. Die Querschnittsfläche ist nicht um mehr als das vierfache pro Stufe zu verändern, da kleinere Dehnungswerte bis zu einem ausreichenden Ausmaß die Vorbereitung der Mikrostruktur zur Rekristallisation sicherstellt. Anderenfalls kann auch die Kontinuität des Materials gestört werden, insbesondere während des Stauchverfahrens, das zum Vorbereiten des Barren zum Walzen verwendet wird. Bei Dehnungswerten unter 1, 2 kann das Verformungsverhältnis in einigen Barrenabschnitten kritisch werden und somit eine Korngrößenänderung zur Folge haben, wogegen der Dehnungswert in den Bereich von 1, 2 bis 3,9 ausreichend ist zum Intensivieren der Koagulation von Teilchen der γ'-Phase, zum Vergrößern der Teilchengröße und des Abstandes zwischen den Teilchen und auch der Sammlung und Neuverteilung von Rissen. Somit werden vorteilhafte Bedingungen bereitgestellt, damit eine dynamische und statische Rekristallisation an jeder Stufe auftritt.
Mit einem Blick auf die Bereitstellung der vollständigsten Rekristallisationsprozesse, überwiegend in Nickelbasis- Legierungen, sollte eine Post-Verformungs-Vergütung am Ende von jeder Stufe ausgeführt werden. Diese Vergütung bewirkt strukturelle Änderungen, die für eine Bildung von feinkörniger Mikrostruktur sorgt, und an der nachfolgenden Stufe vergrößert sie die Plastizität und verkleinert den Dehnungswiderstand.
Je höher die Legierung und je niedriger die Vergütungstemperatur (im Vergleich zur Dehnungstemperatur) ist, desto länger muss die Haltezeit sein, damit die statische Rekristallisation auftritt. Die Haltezeit hängt von der Dehnungstemperatur und auch von chemischen und Phasenzusammensetzungen der betroffenen Legierungen ab.
Die Vergütungstemperatur ist innerhalb des Bereiches von der Dehnungstemperatur bis zu der Temperatur zu wählen, an der die zusätzliche Ausscheidung der zweiten Phase 14% nicht überschreitet. In diesem Fall sollte die Menge der Phase, die ihrem Gleichgewichtsgehalt bei der Vergütungstemperatur entspricht, in Berechnungen verwendet werden.
Eine letzte Verformung durch Walzen von eine vorbereitete Mikrostruktur aufweisenden Barren unter Superplastizitäts-Temperaturraten-Bedingungen ermöglicht, dass axial symmetrische Teile guter Qualität mit homogener feinkörniger Mikrostruktur erhalten werden. Eine nachfolgende Wärmebehandlung macht danach möglich, dass Teile mit im voraus festgesetzten Mikrostruktur-Parametern erzeugt werden, dass der erforderliche Satz von Eigenschaften ausgebildet wird, entweder isotrop in jedem Abschnitt von einem Teil oder stetig verändernd über dem Querschnitt des Teils aufgrund der Bildung der Teileabschnitte mit feinen bzw. groben Körnern.
Die letzte Wärmebehandlung nach dem Walzen der eine feinkörnige Mikrostruktur aufweisenden Teile, die überwiegend für einen Betrieb bei Temperaturen nahe der Alterungstemperatur von Legierungen vorgesehen sind, sollte dadurch ausgeführt werden, dass sie auf eine Temperatur oberhalb derjenigen der Lösung der zweiten Phase oder bei der Temperatur der allotropen Matrixmodifikation für eine Zeitperiode erwärmt werden, die lang genug ist, damit die Korngröße um das etwa 2-10-fache anwächst.
Es ist wichtig zu betonen, dass in den modernen und zukünftigen Produkten zur Verwendung in stark belasteten Kraftwerken und in der Raumfahrttechnik ein verbessertes Niveau an Leistungscharakteristiken bereitgestellt wird aufgrund der Bildung von einer spezifischen Korngrenze und intragranularen Struktur darin, z. B. des "Halsband"-Typs, und auch einer grobkörnigen Mikrostruktur mit den sägezahnförmigen Grenzen, die aus der komplexen thermomechanischen Bearbeitung resultieren. Zusätzlich ist es notwendig, wie es zuvor erläutert wurde, die spezifizierte Mikrostruktur über dem Teilequerschnitt zu bilden, um einen Satz von Eigenschaften auszubilden, die im Hinblick auf die tatsächlichen Betriebsbedingungen optimiert sind.
Wenn eine spezielle Mikrostruktur erhalten werden soll, z. B. diejenige des "Halsband"-Typs, die entweder homogen ist oder sich in spezieller Weise verändert über dem Querschnitt von einem Teil, das aus eine hohe Temperaturfestigkeit aufweisenden Nickelbasis-Legierungen hergestellt ist, wird diese Mikrostruktur dadurch erhalten, dass die anfängliche (vor dem Walzen) Mikrostrukur des Barrens, die Dehnungs- und Wärmebehandlungsbedingungen verändert werden. Teile mit einer derartigen Mikrostruktur werden in Produkten der zukünftigen Generation angewendet, insbesondere in der Raumfahrttechnik.
Eine Bildung der oben beschriebenen Mikrostruktur kann unter Verwendung der folgenden zwei Verfahren ausgeführt werden.
1. Durch Verwenden eines Barrens mit einer vorbereiteten grobkörnigen Mikrostruktur, die durch irgendwelche üblichen Verfahren erhalten ist, beispielsweise Pulvermetallurgietechnik.
2. Durch Verwenden eines Barrens mit einer vorbereiteten feinkörnigen Mikrostruktur, die durch das oben beschriebene Verfahren erhalten ist.
In beiden oben erwähnten Verfahren geht dem Walzprozess eine Erwärmung voran, entweder des gesamten, in Behandlung befindlichen Barrens oder seines ungewalzten Abschnittes in dem Monophasenbereich, aber nicht höher als etwa 1,07 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase. Es werden eine spezielle Vergütungstemperatur und Haltezeit gewählt in Abhängigkeit von den anfänglichen und im voraus festgesetzten endgültigen Mikrostruktur-Parametern in dem gesamten Barren oder in einem Teil davon. In dem letztgenannten Fall ist es zweckmäßig, einen Barren mit der vorbereiteten feinkörnigen Mikrostruktur zu verwenden. Danach folgt ein Abkühlen von der Vergütungstemperatur auf die Temperatur, die nicht höher als die Dehnungstemperatur ist, mit einer Geschwindigkeit, die für einen Gewinn in der γ'-Phase von 5% pro Stunde bis 50% pro Stunde sorgt, und eine Wärmebehandlung des Teils nach dem Walzen wird bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase ausgeführt.
Die gesteuerte Abkühlung von der Rekristallisationstemperatur, die in dem Kühlgeschwindigkeitsbereich ausgeführt wird, der für den Gewinn an γ'-Phase in dem Bereich von nicht weniger als 5% pro Stunde bis nicht mehr als 50% pro Stunde sorgt, gestattet die gleichförmige Ausscheidung der dispergierten γ'-Phase in den Matrixkörnern. Das Abkühlen der Legierung von der Rekristallisationstemperatur bei einer Geschwindigkeit unter 5% pro Stunde hat eine überschüssige γ'-Phasen- Koagulation, ihre Vergrößerung und die Bildung von breiten Grenzflächen frei von Ausscheidung zur Folge, mit der daraus resultierenden Rekristallisation während der nachfolgenden Verformung und Bildung von einer Struktur des Mikro-Duplextyps. Weiterhin haben geringe Kühlraten eine unerwünschte Ausscheidung der Karbidphase mit ungünstiger Morphologie zur Folge. Auf der anderen Seite hat die Kühlrate über 50% pro Stunde eine Ausscheidung der dispergierten γ'-Phase zur Folge, die die Plastizität des in Behandlung befindlichen Materials schlecht beeinflusst. Eine Abkühlung der Legierungen in dem vorgewählten Bereich von Raten und die folgende Dehnung unter den Superplastizitäts-Temperaturratenbedingungen gestatten die Erzeugung einer stabilen Substruktur innerhalb der thermisch gedehnten Körner. Der Kühlprozess, der bei konstanten oder veränderlichen Raten läuft, gestattet den Erhalt der erforderlichen Morphologie der zweiten Phase, was von überragender Wichtigkeit für die Bildung optimaler Strukturzustände ist, um den erforderlichen Satz von Eigenschaften sicherzustellen. Der Strukturtyp variiert wesentlich in Abhängigkeit von dem Grad der endgültigen Dehnung. 55-75% Dehnung sorgt für eine vollständige Bearbeitung des Materials und Ausbildung einer stabilen "Halsband"-Typ-Struktur homogen über dem gesamten Teilevolumen. Dieser Strukturzustand ist optimal zur Ausbildung von hoher Festigkeit und Langzeitermüdung bei moderaten Temperaturen (450-650ºC). Wenn der Dehnungsgrad von etwa 55% auf 35% abfällt, nimmt der Anteil der feinkörnigen Komponente in der "Halsband"-Struktur ab, wobei die metallurgraphische Textur ebenfalls abfällt. Nach einer 15-35% Senkung tritt die Bildung einer grobkörnigen Struktur mit sägezahnförmigen Korngrenzen auf, deren Festigkeitseigenschaften schlechter sind gegenüber denjenigen der "Halsband"-Struktur. Jedoch weist diese Struktur höhere Temperaturfestigkeitseigenschaften auf, da sie frei von einer feinkörnigen plastischen Zwischenschicht zwischen groben, thermisch gedehnten Körnern ist. Eine Struktur mit den sägezahnförmigen Korngrenzen besitzt die höchsten Temperatur- Festigkeitseigenschaften bei erhöhten Temperaturen (650- 750ºC).
Um eine einen geeigneten Charakter aufweisende Mikrostruktur in den verschiedenen Teilebereichen zu stabilisieren, die aufgrund von Dehnung unter Superplastizitätsbedingungen erhalten sind, und um einen hochwertigen Satz von Eigenschaften aufgrund zusätzlicher Ausscheidung der dispergierten, verstärkenden γ'-Phase zu liefern, muss eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur unter der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase ausgeführt werden.
Das Erhalten einer spezifischen Struktur in Nickelbasis-Legierungen, die es möglich macht, für einen höheren Pegel an Leistungscharakteristiken der Teile zu sorgen, wird erfindungsgemäß aufgrund von einigen weiteren Schritten erreicht, die folgen.
Vor dem Walzen eines Barrens werden wenigstens zwei aneinander angrenzende Barrenbereiche einer Vergütung mit der Ausbildung eines Temperaturgradienten ausgesetzt. Die Vergütungstemperatur wird verändert in dem Bereich von etwa 0,8 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase in einem der Barrenabschnitte bis zu der Temperatur, die nicht höher als 1,07 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase in dem anderen Barrenabschnitt ist. Ein derartiger Schritt ist notwendig, um in dem in Behandlung befindlichen Teil eine stetige Änderung der Korngröße von der feinkörnigen Größe in dem Teileabschnitt, der auf etwa 0,8 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase erwärmt ist, bis zu der grobkörnigen Größe in dem Teileabschnitt, der auf etwa 1,05 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase erwärmt ist, wobei eine Struktur des "Halsband"-Typs ausgebildet wird, die aus der endgültigen Verformung resultiert.
Ein ähnlicher Effekt kann in dem Fall erhalten werden, wo das Walzverfahren in wenigstens zwei aneinander angrenzenden Barrenabschnitten ausgeführt wird, wobei die unterschiedlichen Verformungsverhältnisse stetig von dem einen Barrenabschnitt zum anderen um etwa 0,25 bis 0,75 des Verformungsverhältnisses des benachbarten Barrenabschnittes variieren. Somit liegt es an einem spezifizierten Bereich in dem Verformungsverhältnis von dem einen Barrenabschnitt zum anderen, dass die erwünschte Änderung in der Mikrostruktur und den mechanischen Eigenschaften über dem Querschnitt von einem scheibenartigen Teil erhalten werden können.
Es ist auch zweckmäßig, dass, wenn Teile mit der vorgewählten spezifizierten Mikrostruktur aus Barren mit der vorbereiteten feinkörnigen Mikrostruktur erzeugt werden, eine Rekristallisationsvergütung während des endgültigen Verformungsverfahrens ausgeführt wird anstatt nach der thermomechanischen Bearbeitung. Das Walzverfahren wird in zwei Schritten ausgeführt, d. h. an dem ersten Schritt wird der Barren, in dem Superplastizitäts-Temperaturbereich, auf die Größe gleich etwa 0,6-0,9 der endgültigen Teilegröße reduziert. Somit liegt es an der Größenreduzierung des Barrens innerhalb der im voraus festgesetzten Grenzen unter Superplastizitäts-Bedingungen, unter denen der Barren eine feinkörnige Struktur hat, daß der Prozess ökonomischer wird.
An dem zweiten Schritt wird, wenn eine grobkörnige Mikrostruktur mit Intrakorn-dispergierten γ'-Phasen-Ausscheidungen in dem Barren ausgebildet werden, die aus dem Vergüten und Kühlen resultieren, der Verformungsprozess bei niedrigen Dehnungsraten ausgeführt, aber gerade genug, um eine spezielle im voraus gewählte Mikrostruktur zu formen.
Formgebende Operationen können gleichzeitig mit einer nach dem Vergüten erfolgenden Barrenabkühlung auf die Dehnungstemperatur gemacht werden. Im ersten Augenblick wird die Dehnungsrate um das 10-100-fache verringert, während am Ende des Kühlprozesses die Dehnungsrate wieder auf die gewählte erhöht wird. Diese Lösung macht es möglich, nicht nur die Produktivität des technologischen Prozesses zu vergrößern, sondern auch eine neue Mikrostruktur-Modifikation zu erhalten.
Aufgrund des Ausführens einer langsamen Kühlung unter der Wirkung einer konstant ausgeübten Spannung, die aus dem gleichzeitigen Laufen der Operationen und einer endgültigen Deformation durch Walzen resultiert, dass eine Struktur in dem Teil gebildet wird, die eine markant betonte Textur seiner Komponenten zeigt.
Das Walzverfahren wird gemäß dem Diagramm von Fig. 1 ausgeführt, wobei 1 einen Barren bezeichnet; 2 und 3 Endspindeln; 4 und 5 Endspindelantriebe; 6 bis 9 Schrägwalzen; 10 bis 13 Schrägwalzenantriebe; 14 Druckwalze; 15 Druckwalzenantrieb; 16 Walzwerk-Betriebssystem einschließlich Zentralcomputer, konvertierenden Aktuatoren (nicht gezeigt), Steuereinheiten und Rückführung. Die Einrichtung weist ferner eine Arbeitskammer (Ofen) 17 mit einer Temperatursteuerungs- und Wartungseinheit auf (in Fig. 1 nicht gezeigt). Der Ofen hat eine spezielle Öffnung zur Aufnahme der Arbeitswerkzeuge und der Endspindeln. Die Richtung möglicher Bewegungen und Rotation der Arbeitswerkzeuge sind mit Pfeilen angegeben. Eine technologische Achse ist zum Zentrieren des Barrens in den Endspindeln vorgesehen.
Bezugszahl 19 bezeichnet den Barren von einer kompliziert geformten Scheibe, die erzeugt wird (Fig. 2).
Die Bezugszahl 20 bezeichnet den Barren von einem schalen- bzw. mantelartigen Teil, das erzeugt wird (Fig. 3).
Bezugszahl 21 bezeichnet den Barren von einem kombinierten Teil des Scheiben- und Wellentyps (Fig. 4).
Bezugszahl 22 bezeichnet einen Dorn zum Formen einer Welle.

Beispiel 1

Der Barren ist ein Gesenk-Schmiedestück aus der ]A962 Nickelbasis-Legierung mit einer originalen feinkörnigen Mikrostruktur. Die Form des zu erzeugenden Teils in seinem Originalzustand ist an der Bezugszahl 1 in Fig. 2a gezeigt. Der Durchmesser des gesenkgeschmiedeten Barrens beträgt etwa 400 mm, die Nabendicke 70 mm. Die Legierung wird einer plastischen Bearbeitung bei einer Superplastizitäts-Temperatur (1100ºC) ausgesetzt, bei der der verstärkende γ'-Phasen-Gehalt 7% überschreitet. Der mittlere Barrenabschnitt wird zuerst bearbeitet (reduziert), wobei die Endspindeln 2 und 3 mit einer spezifischen Last (Kraft) verwendet werden, die den Dehnungswiderstand des Nabenmaterials überschreitet. Es liegt an der entstehenden plastischen Verformung (Deformation), dass die Nabe mit den erforderlichen Abmessungen geformt wird und ein gut entwickelter physikalischer Kontakt zwischen ihrer Endfläche und den Endspindeln erhalten wird, was von großer Wichtigkeit für die Drehmomentübertragung von dem Walzwerk auf den Barren ist, der bearbeitet wird. Dann wird die Kraft, die auf die Endspindeln ausgeübt wird, verkleinert. Wenn die Nabe geformt worden ist, werden die Antriebe zum Drehen und Verschieben der Walzen 6-9 eingeschaltet (die Walzen 6 und 7 sind in Fig. 2 weggelassen, da sie symmetrisch zu den Walzen 8 und 9 angeordnet sind), woraufhin der Barren eine sukzessive Bearbeitung (Reduktion) bei einer Dehnungsrate von 10&supmin;² s&supmin;¹ durchläuft, wobei von dem Barrenabschnitt ausgegangen wird, der unmittelbar an die Nabe angrenzt, und weiter in Richtung auf die Umfangsabschnitte des Barrens, wobei eine spezifische Kraft und eine Spannung ausgeübt wird, die den Dehnungswiderstand (und nicht kleiner als die Streckgrenze) des Barrenabschnittes überschreitet, der gewalzt wird. Wenn die ausgeübte Kraft den zulässigen Wert überschreitet, wird die Dehnungsrate auf 2 · 10&supmin;³ s&supmin;¹ gesenkt, und die Walzen ändern ihre Position um etwa 6 mm relativ zu der Meridianebene (das heißt der Ebene, die durch die Drehachse des Barrens hindurchführt). Die Größe der Walzenverschiebung überschreitet nicht den mittleren Radius des Bearbeitungsabschnittes des Werkzeuges. Diese Schritte gestatten eine Verkleinerung der radialen Komponente der Walzkraft und demzufolge der radial gerichteten Spannungskomponente, d. h. der Last (Kraft) in diesem bestimmten Fall. Als eine Folge wird die Werkzeuglast auf den zulässigen Wert verkleinert, das heißt auf die Streckspannung des Nabenmaterials, was gemäß der Beziehung 1 gefordert wird. Dies wiederum stoppt die merkliche Tendenz zur Verringerung der Stegdicke in der Scheibe und dem gewalzten Nabenabschnitt. Dann wird die Walzprozedur von Punkt A zu Punkt B, die auf dem Barrenprofil (Fig. 2b) dargestellt sind, mit einer sich gleichmäßig verändernden Barrenreduzierungskraft (d. h. Eindringtiefe der Walzen in den Barren), die durch alle Walzen erzeugt wird, und mit sich gleichmäßig verändernden Walzenverschiebungsgeschwindigkeiten ausgeführt wird. Das Ergebnis ist eine vermindert e Stegdicke (aufgrund einer großen Eindringtiefe der Walzen in das Material), und die Walzgeschwindigkeit wird erhöht, weil das verschobene Barrenvolumen verkleinert ist, wenn die Walzprozedur auftritt. Dies wiederum gestattet, dass die vorgenannten Parameter verändert werden, ohne dass die Last über die Werte hinaus erhöht wird. Änderungen in den thermomechanischen Dehnungsbedingungen des Barrens (das heißt gleicher Walzen-zu- Barrenachsenabstand, gleiche Reduktion, übereinstimmende Winkelgeschwindigkeiten des Barrens und der Walzen, gleiche Lastmomente für jedes Walzenpaar), die für alle Schrägwalzen identisch sind, auf den vorgenannten Walzabschnitt wirksam sind, sorgen für ein Gleichgewicht der Walzkräfte und ihrer Momente, die ihrerseits die Formgebung des Scheibenprofils gemäß der Zeichnung gestatten. Das weitere Walzen wird von Punkt C nach Punkt D ausgeführt, wobei die obere Walze radial in Bezug auf die untere verschoben wird (Fig. 2c). Die untere Walze bewegt sich radial und axial zur gleichen Zeit relativ zum Barren, so dass ihre formgebende Oberfläche einen Wulst formt (Fig. 2d). Am letzten Schritt der Wulstbildung wird die Richtung der Walzenbewegung umgekehrt (d. h. von der von der Mitte weg zu in Richtung auf die Mitte), um die Wulsthöhe zu vergrößern und die Bearbeitungszugabe zu verringern. Dann wird die Walzprozedur vom Punkt C zum Punkt F aufeinanderfolgend durch die Walzen 6, 7 und 8, 9 ausgeführt. Das weitere Walzen vom Punkt E zum Punkt F wird durch drei Walzen bei einer Dehnungsrate von etwa 10&supmin;¹ s&supmin;¹ ausgeführt. Die Last (Kraft), die durch die Walze ausgeübt wird, die die äussere Randoberfläche formt, ist nicht größer als diejenige, die durch die Schrägwalzen ausgeübt wird, die die innere Randoberfläche formen (Fig. 2f). Als ein Ergebnis entsteht der Rand mit einer gut entwickelten Oberfläche, d. h. eine mit einer Höhe, die die entsprechende Abmessung des Originalbarrens überschreitet.

Beispiel 2

Ein gesenkgeschmiedeter Barren aus der ]A962 Legierung wird gewalzt, die eine originale feinkörnige Mikrostruktur, wobei die Korngröße 5,5 und 2,5 Mikron in den γ- bzw. γ'- Phasen beträgt, und eine grobkörnige Mikrostruktur mit der Korngröße von 150 und 35 Mikron für die γ bzw. γ'-Phasen hat. Der gesenkgeschmiedete Barren mit einer originalen feinkörnigen Mikrostruktur wird bei 1075ºC bei einer Dehnung in dem Bereich von 10&supmin;² bis 10&supmin;¹ s&supmin;¹ ausgeführt, und der Barren mit einer originalen grobkörnigen Mikrostruktur wird bei 1100ºC bei einer Dehnung in dem Bereich von etwa 10&supmin;³ bis 10&supmin;² s&supmin;¹ ausgeführt. Die Bahn der auswalzenden Walzen ist im voraus gemäß der Zeichnung festgesetzt. Es wird Anwendung von den in Beispiel 1 beschriebenen Techniken gemacht. Als eine Folge werden Scheiben mit einer homogenen feinkörnigen Mikrostruktur und der Mikrostruktur des "Halsband"-Typs erhalten. Die feinkörnige Scheibe wird wärmebehandelt, indem sie über die Temperatur der vollständigen Lösung der verstärkenden γ'-Phase (1145ºC) und die Scheibe mit der Mikrostruktur des "Halsband"-Typs bei 1100ºC erwärmt wird. Dann werden beide Legierungen einer Alterung unter den folgenden Bedingungen ausgesetzt: Halten bei 850ºC für sechs Stunden, gefolgt von einer Luftkühlung; Halten bei 800ºC für 16 Stunden, gefolgt von einer Luftkühlung; nach einer letzten Wärmebehandlung weist die Scheibe mit der originalen feinkörnigen Mikrostruktur eine homogene, grobkörnige Mikrostruktur auf, während in der zweiten Scheibe mit der Mikrostruktur des "Halsband"-Typs, die einen hohen Komplex von Eigenschaften (Tabelle 1) zeigt, die Mikrostruktur deutlicher erscheint (Fig. 3). Ein äußeres Erscheinungsbild der zweiten gewalzten Scheibe ist in Fig. 4 dargestellt.

Beispiel 3

Eine elliptische Schale, die aus der BT9 Titanbasis- Legierung mit der feinkörnigen Mikrostruktur nahe der nanokristallinen (Fig. 5) hergestellt ist, wird durch zwei Walzenpaare gewalzt. Die Dehnungsrate am Beginn des Walzens nähert sich 10&sup0; sec&supmin;¹ und am Ende 10² sec&supmin;¹. Fig. 5a stellt die Anfangsposition der Walzen und des Barrens vor dem Walzen dar. Das im voraus festgesetzte Barrenprofil wird geformt durch sukzessives Verschieben seines Mittelabschnittes (Nabe) durch die Endspindeln für eine Länge gleich der Auslenkung δ des Abschnittes relativ zu der Originalebene des Schalenwalzens ohne Drehen der Walzen (Fig. 5b) und mit Drehen der Walzen (5c). Als eine Folge des Walzverfahrens wird das Teil mit dem erforderlichen Profil (Fig. 6) erhalten, das eine homogene Mikrostruktur über seinem gesamten Querschnitt hat.

Beispiel 4

Der Barren von einem kombinierten Teil des Scheiben- und Wellentyps, der aus einem ausscheidungshärtbaren austenitischen Hochtemperatur-Stahl hergestellt ist, wird durch zwei Walzenpaare gewalzt. Der Winkel zwischen den Walzen wird von 0 bis π/2 verändert. In dem Anfangszustand hat der Stahl eine feinkörnige Struktur. Wie in Fig. 7 zu sehen ist, wird zunächst ein Teil des Scheibensteges durch die Walzen gemeinsam gewalzt, aber Schicht-für-Schicht (Fig. 7a). Sobald ein Raum nahe dem Nabenabschnitt geformt worden ist, der hoch genug ist, um die Walzen anzuordnen, werden die Walzen 8 und 9 um einen Winkel von etwa 75º gedreht (Fig. 7b), und die Welle wird gewalzt unter Verwendung des Dorns 22. Das letzte Walzen wird durch nur drei Walzen ausgeführt, weil das untere Walzenende vor dem oberen gewalzt worden ist, da es eine kürzere Länge hat (Fig. 7c). Ein anderes kombiniertes Teil mit unilateraler Wellenanordnung wird auf die gleiche Weise gewalzt, aber mit drei Walzen, von denen eine die Welle formt (Fig. 8).

Beispiel 5

Es wird der Barren von einer Scheibe gewalzt, die aus der ]A975 Nickelbasis-Legierung (auch bekannt als θE6I) mit einer ursprünglichen feinkörnigen Mikrostruktur hergestellt ist. Es wird Verwendung von Walzen aus der θE6I Legierung im gegossenen Zustand gemacht. Die Dehnungsrate ist wie folgt: 10&supmin;³ s&supmin;¹ am Beginn und 10&supmin;¹ s&supmin;¹ am Ende des Walzverfahrens. Eine mittlere Temperatur in der Bearbeitungszone beträgt 1145ºC, die Walzzeit beträgt zwei Stunden und eine mittlere Last bzw. Kraft beträgt etwa 150 MPa. Die maximalen Kontaktspannungen sind etwa doppelt so hoch wie der Dehnungswiderstand, der von Proben der θE6I Legierung gezeigt wurde, wenn sie auf Spannungs- Reißfestigkeit für eine Zeitperiode und bei einer Temperatur getestet wurden, die auf entsprechende Weise gleich denjenigen beim Walzen sind. Die sichtbare Dehnung und der Verschleiß wurden nicht ermittelt. Es wurden jedoch keine merkliche Werkzeugverformung und Verschleiß nach dem Scheibenwalzverfahren gefunden. Eine derartige Dauerhaftigkeit des Werkzeuges liegt an seiner Form, abgeschirmt von Überhitzung und Wärmeabfuhr. Unten sind Ausführungsbeispiele der Herstellung der Mikrostruktur von Barren und des Walzens der Barren zu Teilen mit spezifizierter Mikrostruktur und Eigenschaften angegeben.
Als das Ausgangsmaterial, um das Verfahren in die Praxis umzusetzen, wird eine Eisenbasis-Legierung (A-286) mit der folgenden Zusammensetzung verwendet:
Fe - 25Ni - 15Cr - 2Ti - 1,5Mn - 1,3Mo. Auch Nickelbasis-Legierungen, Güten ]3698, ]A962 und ]A975, die sich in der chemischen Zusammensetzung und in der Menge der γ'-Phase, im Bereich von 24% bis 55%, unterscheiden. Ursprünglich sind die Barren aus den Legierungen, die einen Durchmesser von 150 - 200 mm haben, aus Gussstücken der ]3698, ]A975, A-286 und ]A962 Legierungen hergestellt worden, wobei eine übliche Pressformungs- oder Heißschmiedetechnik verwendet wird.
Vor der Bearbeitung durchlaufen die Barren, die aus Nickel- und Eisenbasis-Legierungen hergestellt sind, die heterogene Vergütung, indem sie auf die Temperatur einer Monophasenzone erwärmt werden, gefolgt von einer Abkühlung auf die Alterungstemperatur bei einer Geschwindigkeit von 5-10%/ Stunde. Als eine Folge einer derartigen Wärmebehandlung wird eine maximale Menge der koagulierten γ'-Phase mit der Korngröße von 0,2 bis 0,8 Mikron in der grobkörnigen Legierungsmatrix mit der Korngröße von 50 bis 150 Mikron gleichförmig ausgeschieden.

Beispiel 6

Ein Barren, der aus der ]A962 Legierung hergestellt ist, wird in drei Stufen in einem isothermischen Gesenksatz auf einer Presse mit einer Kraft von 1600 tf bei einer Temperatur in dem Bereich von 1100 bis 1025ºC gestaucht. Eine Änderung in dem Grad der Barrenverformung beim Durchlauf von der einen Stauchstufe zur anderen ist proportional zu einer Änderung in der Querschnittsfläche des Barrens, die an der vorhergehenden Stufe erhalten wird, um 1,3, 1,5 bzw. 2,5. Wenn die Temperatur sinkt, steigt die Haltezeit während des Vergütens von vier auf acht Stunden. Mit der Stufe-für-Stufe-Absenkung der Bearbeitungstemperatur von 1100 auf 1025ºC an jeder Stufe, die aus Verformung und nachfolgender Vergütung besteht, ist der Gewinn in der γ'-Phase gleich 6-8%. Somit hat die Bearbeitung eines Barrens zur Folge, dass eine homogene feinkörnige Mikrostruktur des "Mikroduplex"-Typs mit der Korngröße der γ- und γ'-Phasen gleich etwa 2,5 bzw. 1,3 Mikron in praktisch dem gesamten Volumen des bearbeiteten Barrens ausgebildet wird, wobei der γ'-Phasenvolumenanteil 31% beträgt (Fig. 9a). Dann wird der Barren unter den Bedingungen von Beispiel 1 gewalzt.

Beispiel 7

Ein Heizpressen-geschmiedeter Barren mit einem Durchmesser von 150 mm und einer Höhe von 250 mm, der aus der ]A975 Legierung hergestellt ist, durchläuft eine thermomechanische Bearbeitung mit einer Stufe-für-Stufe (in vier Stufen) Senkung der Bearbeitungstemperatur von 1150 (17% Gehalt der γ'-Phase) auf 1025ºC. Die thermomechanische Bearbeitung wird an den ersten und zweiten Stufen mit einer 45-90 Drehung der Richtung des Stauchens ausgeführt, wobei ein Gesamtgrad der Verformung an einer nächsten Stufe einem Verformungsgrad äquivalent ist, der einer Änderung in der Querschnittsfläche an der vorhergehenden Stufe um einen Faktor nicht über 3,9 proportional ist. Die Vergütungstemperatur schwankt von derjenigen der Verformung, aber nicht unter mehr als 50ºC, während ein Gewinn in der γ'-Phase an jeder Stufe unter 10% ist, und die Haltezeit beträgt 6-24 Stunden. Die thermomechanische Bearbeitung in einem Temperaturbereich von 1150 bis 1080ºC hat die Ausbildung einer Mikroduplex-Struktur mit der Korngröße der γ- und γ'- Phasen gleich oben 4,7 bzw. 2,6 Mikron zur Folge, und der γ'- Phasen-Volumenanteil ist gleich 32%. Eine weitere Senkung der Bearbeitungstemperatur auf 1060-1025ºC hat eine zusätzliche Ausscheidung der γ'-Phase und eine Verfeinerung der Mikrostruktur zur Folge. Der Verformungsgrad an Stufe 3 und Stufe 4 ist äquivalent zu demjenigen, der einer Änderung in der Querschnittsfläche um das 2,5 bzw. 2-fache proportional ist. Als eine Folge der Bearbeitung in einem Temperaturbereich von 1060 bis 1025ºC wird eine Struktur des "Mikroduplex"-Typs mit der Korngröße der γ- und γ'-Phasen gleich etwa 3 bzw. 2, 2 Mikron erhalten, und der γ'-Phasen-Volumenanteil beträgt 46% (Fig. 9b). Daraufhin wird der Barren unter den Bedingungen von Beispiel 1 gewalzt.

Beispiel 8

Barren, die aus den A-286 und ]3698 Legierungen hergestellt sind und einen Durchmesser von 150 mm und eine Höhe von 250 mm haben, durchlaufen eine thermomechanische Bearbeitung mit einer Stufe-für-Stufe (in zwei Stufen) Senkung der Bearbeitungstemperatur von 975ºC (12% Gehalt der γ'-Phase) auf 900ºC für die ]3698 Legierung und von 900ºC auf 825ºC für die A-286 Legierung. Der Verformungsgrad an Stufe 1 und der folgenden Stufe 2 ist äquivalent zu demjenigen, der einer Änderung in der Querschnittsfläche der Anfangs- und der vorhergehenden Stufe 1 um das 2,5 bzw. 2-fache proportional ist. Nach der thermomechanischen Bearbeitung wird eine Mikroduplex- Struktur mit der Korngröße der γ- und γ'-Phasen gleich 2,7-3,5 bzw. 0,9-1, 1 Mikron gebildet, wobei der γ'-Phasen-Volumenanteil 11 und 19% beträgt (Fig. 10).
Somit werden als eine Folge der Bearbeitung der Barren unter den in den Beispielen 6-8 angegebenen Bedingungen feinkörnige Mikrostrukturen darin ausgebildet, wodurch von den bearbeiteten Barren im Vergleich zu ihrem Anfangszustand superplastische Eigenschaften aufgewiesen werden (siehe Tabelle 2) Beispiel 9
Heißgeschmiedete Barren aus der ]A962 Legierung mit einem Durchmesser von 200 mm und einer Höhe von 350 mm durchlaufen eine thermomechanische Bearbeitung mit einer Stufe-für-Stufe (in drei Stufen) Senkung der Bearbeitungstemperatur von 1100ºC (17% γ'-Phase) auf 1060ºC. Die Vergütungstemperatur fällt in den Bereich der Dehnungstemperaturen, aber nicht um mehr als 20ºC unter diese Temperatur, wobei der γ'-Phasen-Volumenanteil unter 10% an jeder Stufe beträgt. Nach der thermomechanischen Bearbeitung bei Temperaturen von 1100 bis 1060ºC werden gestauchte Barren mit einem Durchmesser von 400 mm für ein nachfolgendes Walzen erhalten. Die Mikrostruktur der geformten Barren ist von dem Mikroduplex-Typ, der die Korngröße der γ- und γ'-Phasen gleich 5, 5 bzw. 2,5 Mikron hat, wobei der Volumenanteil der letztgenannten Phase gleich etwa 26% ist. Der entstehende Barren wird in dem Mittel(Naben)-Bereich durch die Endspindeln festgeklemmt. Vor dem Walzverfahren wird die Temperatur innerhalb des Ofens von einer Scheibenwalzvorrichtung auf die Vergütungstemperatur in der Monophasen-γ-Zone erhöht, und der Barren wird für eine Stunde bei 1170 + 10ºC gehalten. Der eine Barren wird vollständig auf 1170ºC erwärmt, wogegen der andere unter Bedingungen mit einem Temperaturgradienten vergütet wird. Die Temperatur des Nabenabschnittes des Barrens wird durch Abkühlen bei 950ºC gehalten, was gleich etwa 0,8 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase ist. Zur gleichen Zeit wird die Temperatur des anderen Barrenabschnittes, der dem Steg und Rand der Scheibe entspricht, die in einer Hochtemperaturzone von dem Ofen von einer Scheibenwalzvorrichtung erzeugt und angeordnet ist, auf die Temperatur nicht über 1,03 von der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'- Phase (1170+10ºC) für eine Stunde erhöht. Die Ausbildung eines variablen Temperaturfeldes in dem Barren, das von 0,8 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase in dem einen Barrenabschnitt bis 1,03 der Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase in seinem anderen Abschnitt reicht, ermöglicht die Bildung einer Mikrostruktur, bei der die Korngröße stetig ansteigt von 5,5 Mikron in der Nabe auf 150 Mikron in dem am stärksten erwärmten Barrenabschnitt, der dem Steg und dem Rand der Scheibe entspricht, die erzeugt wird. Auf der anderen Seite wird eine grobkörnige Mikrostruktur in dem gesamten Volumen von dem ersten Barren erreicht, der eine Korngröße von 165 Mikron hat. Nachfolgend wird eine Abkühlung von der Vergütungstemperatur auf die Temperatur von 950ºC bei einer variablen Geschwindigkeit ausgeführt, was einen Gewinn in dem Volumenanteil der γ'-Phase in dem Bereich von 26-17% pro Stunde sicherstellt. Als eine Folge der heterogenen Vergütung wird eine koagulierte γ'-Phase mit der Größe von 0,3 bis 0,4 Mikron gleichförmig innerhalb der Körner ausgeschieden. Als nächstes wird eine Temperatur von 1100ºC in dem Ofen eingestellt, und nach dem Erwärmen werden die Barren einer lokalen Formung ausgesetzt. Das Walzen wird unter den Temperatur- Geschwindigkeitsbedingungen der Superplastizität (1100ºC, &epsi; = 10&supmin;² - 10&supmin;³ s&supmin;¹) mit einem Verformungsgrad von 35-65% ausgeführt. Zunächst wird die Nabe mit einem Grad von 35% gestaucht, dann wird der Naben-zu-Steg-übergangsbereich des Barrens mit einem variablen Grad gewalzt, der auf 55% in dem Steg ansteigt, wobei der Verformungsgrad von 55 bis 65% reicht. Dann wird der Verformungsgrad in dem Übergangsbereich von dem Steg zum Scheibenrand graduell auf 40% gesenkt.
Nach dem Walzen werden die Scheiben mit Öl gelöscht von der letzten Dehnungstemperatur (1100 + 10ºC) und unter den folgenden Bedingungen einer Alterung ausgesetzt: Halten bei 850ºC für sechs Stunden, gefolgt von Luftkühlung; Halten bei 800ºC für 16 Stunden, gefolgt von Luftkühlung. Es wurde gefunden, dass die mechanischen Eigenschaften der ersten Scheibe in den entsprechenden Zonen etwa diejenigen der zweiten Scheibe sind, die in Tabelle 1 spezifiziert sind.
Ein spezifisches Merkmal der zweiten Scheibe, wie es durch eine Analyse ihrer Mikrostruktur und mechanischen Eigenschaften gefunden worden ist, besteht darin, dass die Strukturzustände (Fig. 11), die von dem einen Scheibenabschnitt zum anderen stetig variieren, in den verschiedenen Scheibenzonen (d. h. Nabe, Steg und Rand) ausgebildet sind. Somit zeigt die Nabe eine feinkörnige Mikrostruktur mit der Korngröße von 35 Mikron, der Steg hat eine "Halsband"-Mikrostruktur und der Scheibenrand zeigt eine grobkörnige Mikrostruktur mit sägezahnförmigen Korngrenzen. Dies sorgt für eine stetige Änderung der Kurzzeit- und Hochtemperatur-Festigkeitseigenschaften. Die Übergangsabschnitte der Scheibe von der Nabe zum Steg und von dem Steg zum Rand weisen die Werte von Kurzzeitfestigkeit bei Raumtemperatur und Langzeitfestigkeit bei einer erhöhten Temperatur (650ºC) auf, die sich den durchschnittlichen Charakteristiken nähern, die in den benachbarten Scheibenabschnitten (Tabelle 1) beobachtet werden.

Beispiel 10

Eine feinkörnige Struktur aufweisende, geschmiedeter Barren, die unter den im Beispiel 9 spezifizierten Bedingungen erhalten werden, werden wie folgt gewalzt. An der ersten Stufe werden die Barren einer Bearbeitung bei 1075ºC ausgesetzt, um ein Zwischenprodukt mit einem Außendurchmesser zu erhalten, der gleich 0,8 des letzten Scheibendurchmessers ist. Dann wird die Temperatur in dem Ofen der Scheibenwalzvorrichtung auf 1170ºC erhöht (das heißt um 20º höher als die Temperatur der vollständigen Lösung der γ'-Phase), und die Barren werden für eine Stunde bei dieser Temperatur gehalten. Als nächstes werden die Barren mit einer variablen Geschwindigkeit, die für einen Gewinn in der γ'-Phase sorgt, die sich innerhalb eines Bereiches von 26-17% pro Stunde ändert, auf die Verformungstemperatur abgekühlt. Die Bearbeitung wird gleichzeitig mit dem Abkühlen von der Vergütungstemperatur ausgeführt, indem die Dehnungsrate auf 10&supmin;&sup4; s&supmin;¹ am Beginn des Kühlverfahrens verkleinert wird, gefolgt von einer graduellen Erhöhung der Dehnungsrate auf den im voraus festgesetzten Wert durch das Ende der Kühlung.
Die Temperatur der Nabe wird während des Bearbeitungszyklus unter derjenigen der Superplastizität gehalten. Dem Walzprozess folgt eine Wärmebehandlung der Scheibe, indem sie direkt von der Verformungstemperatur vergütet wird mit anschließender Alterung. Als eine Folge dieser Wärmebehandlung wird eine spezifizierte Mikrostruktur in der Scheibe ausgebildet, ähnlich derjenigen, die in Beispiel 9 beschrieben ist (das heißt, die Mikroduplex-Mikrostruktur in der Nabe, der "Halsband"-Typ in dem Steg und die grobkörnige Mikrostruktur mit sägezahnförmigen Korngrenzen in dem Rand).
Somit sorgt das vorgeschlagene Verfahren im Hinblick auf eine inhomogene Scheibenerwärmung während des Betriebs für die Bildung von einer Mikrostruktur darin, die in einer vorbestimmten Weise variiert und eine Änderung in dem Satz der mechanischen Scheibeneigenschaften entsprechend der Temperaturfeständerung sicherstellt.

Industrielle Anwendbarkeit

Das beschriebene Verfahren ist vorgesehen zum Erzeugen überwiegend großer kritischer Teile von Kraftwerken und von Teilen, die in der Raumfahrttechnik und Brennstoff- und Energie-Industrie verwendet werden.
T - Testtemperatur
σ& - Test-Zugfestigkeit des Materials
σ&sub0;&sub2; - Test-Zugstreckgrenze
δ - Prozent Längung bei Bruch der Probe
σ - auf die Probe ausgeübte Spannung unter Temperaturfestigkeitstest
K3 - grobkörniger Zustand
M3 - Post-TMP feinkörniger Zustand
&epsi; - Dehnungsrate
σ40 - Zugfest-Streckspannung bei 40% Verformungsgrad
δ - Prozent Längung bei Bruch der Probe
m - Koeffizient der Streckgrenzenratenempfindlichkeit

Claims

1. Verfahren zum Erzeugen von axial symmetrischen Teilen aus mehrphasigen Legierungen, enthaltend die Schritte:

a) Formen eines axial symmetrischen Barrens des Teils, das durch Walzen des Barrens, während er um seine eigene Achse gedreht wird, mit wenigstens einer Walze erzeugt wird, die wenigstens drei Freiheitsgrade hat, unter gesteuerten Bedingungen zum Formen des Barrens, der bearbeitet wird, wobei die Bedingungen Dehnung-Temperatur- und Geschwindigkeit, die Barrentemperatur, das Lastausübungsmuster und den Wert der ausgeübten Last enthalten, wobei die Bedingungen den Wert der inneren Spannungen in dem Barren und den Wert der Dehnungsfestigkeit des Materials bei einer Barrentemperatur oberhalb 0,4 Schmelzpunkt der mehrphasigen Legierung, aber unterhalb einer Temperatur, bei der ein Gesamtgehalt von Ausscheidungen oder einer allotropen Modifikation von einer Matrix der mehrphasigen Legierung nicht unter etwa 7% ist, mit einer Werkzeuglast q der Walze bestimmen, und Erfüllen der folgenden Bedingungen:

σSH > q ≥ σsΔ

K·σsη > q

wobei:

σSH die Dehnungsfestigkeit des Materials von den Barrenabschnitten ist, die keiner Verformung ausgesetzt sind,

σsΔ die Streckspannung von dem Material von den Barrenabschnitten ist, die einer Verformung ausgesetzt sind,

K ≤ 2 ein empirischer Koeffizient ist und

σsη die Dehnungsfestigkeit von dem Werkzeugmaterial bei einer Dehnungstemperatur des in Bearbeitung befindlichen Barrens ist, wobei die Dehnungsgeschwindigkeit in dem Bereich von etwa 10² s&supmin;¹ bis etwa 10&supmin;³ s&supmin;¹ ist, und dann

b) Erwärmen des Teils auf eine Temperatur unter einer Lösungstemperatur von einer zweiten Phase oder allotropen Modifikation, um eine feinkörnige Mikrostruktur von dem Material des entstehenden axial symmetrischen Teils zu erzeugen; oder Erwärmen des Teils auf eine Temperatur oberhalb der Lösungs- oder Modifkationstemperatur für eine genügend lange Zeitperiode, damit die Korngröße um das 2 bis 10-fache anwächst.

2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei dem Walzen des Barrens eine plastische Verformung von einem Mittelabschnitt von dem Barren vorausgeht, indem er mit Endspindeln zusammengepresst wird, die dann zur Barrendrehung verwendet werden.

3. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Barren durch wenigstens ein Walzenpaar gewalzt wird, wobei jede Walze in dem Paar etwa die gleiche Kraft ausübt wie die andere Walze von dem Paar.

4. Verfahren nach Anspruch 3, wobei die Lastmomente für jedes Walzenpaar gegenseitig im Gleichgewicht gehalten werden gemäß der folgenden Relation:

qi·Si·Li = qi+1·Si+1·Li+1

wobei qi, qi+1 - spezielle Last der Walzen,

Si, Si+1 - Barren-zu-Walzen-Kontaktfläche,

Li, Li+1 - Abstand von dem Schwerpunkt der Kontaktfläche zu der Mitte der Barrendrehung,

i - 1, 2, 3 ... Anzahl der Walzen.

5. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Walzen von einer Drehung in Uhrzeigerrichtung des Barrens und der Walzen bei etwa gleichen Geschwindigkeiten begleitet wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1, wobei Teile von einem Scheibentyp gewalzt werden, indem die Walzen, die die Innenfläche von dem Scheibenrand formen, relativ zueinander radial verschoben werden, während ihre wechselseitige Überlappung der gewalzten Fläche beibehalten wird.

7. Verfahren nach Anspruch 1, wobei Teile des Scheibentyps mit wenigstens drei Walzen gewalzt werden, von denen zwei Walzen die innere Scheibenfläche formen, während die dritte Walze den Scheibenrand mit einer Kraft formt, die nicht größer als diejenige ist, die von den anderen zwei Walzen ausgeübt wird.

8. Verfahren nach Anspruch 1, wobei Teile von einem Manteltyp mit Walzen gewalzt werden, die in unterschiedlichen Abständen von der Mitte der Barrendrehung angeordnet sind.

9. Verfahren nach Anspruch 2, wobei Teile des Manteltyps gewalzt werden, indem die Endspindeln relativ zu der anfänglichen Walzebene verschoben werden.

10. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Walzen mit einer erhöhten Geschwindigkeit der radialen Walzenverschiebung von der Scheibenachse weg ausgeführt wird.

11. Verfahren nach Anspruch 1, wobei kompliziert geformte Teile mit wenigstens drei Walzen gewalzt werden, deren Achsen in dem Bereich von etwa 0 bis 1 Radian in bezug auf die Achse der Barrenrotation rotieren können und einen Winkel von etwa 0 bis 2π Radian mit den Achsen von anderen Walzen bilden.

12. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Barren mit Walzen gewalzt wird, die in bezug auf die durch die Barrenachse verlaufende Ebene verschoben sind.

13. Verfahren zum Erzeugen axial symmetrischer Teile aus mehrphasigen Legierungen, enthaltend die Schritte:

a) Herstellen der Barrenstruktur durch eine thermomechanische Behandlung, enthaltend eine Erwärmung des Barrens auf eine Temperatur, bei der ein Gesamtgehalt von Ausscheidungen oder einer allotropen Modifikation von einer Matrix der mehrphasigen Legierung etwa 7% überschreitet, gefolgt von einer Stufe-für-Stufe-Senkung der Behandlungstemperatur runter auf eine Temperatur der Bildung von einer stabilen feinkörnigen Mikrostruktur, wobei das Verhältnis zwischen den Korngrößen für unterschiedliche Phasen nicht größer als 10 ist,

b) Aussetzen des Barrens gegenüber einer Verformung bei jeder fallenden Temperaturstufe, um so eine Barrenquerschnittsfläche um das etwa 1,2-3, 9fache pro Stufe zu verkleinern,

c) Weiteres Aussetzen des Barrens gegenüber einer Verformung, während der Barren um seine eigene Achse gedreht wird, indem er mit wenigstens einer Walze, die wenigstens drei Freiheitsgrade hat, unter gesteuerten Bedingungen gewalzt wird zum Formen des Barrens, der bearbeitet wird, wobei die Bedingungen Dehnung-Temperatur-und-Geschwindigkeit, die Barrentemperatur, das Lastausübungsmuster und den Wert der ausgeübten Last enthalten, wobei die Bedingungen den Wert von inneren Spannungen in dem Barren und den Wert der Dehnungsfestigkeit des Materials bestimmen bei einer Barrentemperatur oberhalb 0,4 Schmelzpunkt der mehrphasigen Legierung, aber unterhalb einer Temperatur, bei der ein Gesamtgehalt von Ausscheidungen oder ausgeschiedenen Phasen oder einer allotropen Modifikation der Matrix der mehrphasigen Legierung nicht unter 7% ist, wobei eine Gesamtlast q der Walzen die folgenden Bedingungen erfüllen:

σSH > q ≥ σsΔ

K·σsη > q

wobei:

K > 2 ein empirischer Koeffizient ist und σsη die Dehnungsfestigkeit von dem Werkzeugmaterial bei einer Dehnungstemperatur des in Bearbeitung befindlichen Barrens ist,

wobei die Dehnungsgeschwindigkeit in dem Bereich von etwa 10² s&supmin;¹ bis etwa 10&supmin;³ s&supmin;¹ ist, und dann

d) Erwärmen des Teils auf eine Temperatur unter einer Lösungstemperatur von einer zweiten Phase oder allotropen Modifikation, um eine feinkörnige Mikrostruktur von dem Material des entstehenden axial symmetrischen Teils zu erzeugen; oder Erwärmen des Teils auf eine Temperatur oberhalb der Lösungs- oder Modifkationstemperatur für eine genügend lange Zeitperiode, damit die Korngröße um das 2 bis 10-fache anwächst.

14. Verfahren nach Anspruch 13, wobei dem Barren am Schritt (a) der Herstellung der Barrenstruktur die Form gegeben wird, die derjenigen der erzeugten achssymmetrischen Teils entspricht.

15. Verfahren nach Anspruch 13, wobei eine Stufe- für-Stufe-Senkung der Behandlungstemperatur des Barrens aus Nickelbasislegierungen ausgeführt wird, indem eine maximale Steigerung in der Menge der γ-Phase bei jeder Stufe bis zu und einschließlich etwa 14% bereitgestellt wird, und jeder Stufe der thermomechanischen Behandlung eine Post-Verformungs- Vergütung bei einer Temperatur folgt, die die Temperatur am Beginn der Verformung an einer vorhergehenden Behandlungsstufe nicht überschreitet.

16. Verfahren nach Anspruch 13, wobei die Dehnungsgeschwindigkeit an der ersten Behandlungsstufe in dem Bereich von etwa 10² s&supmin;¹ bis etwa 10&supmin;³ s&supmin;¹ beträgt, und die Dehnungsgeschwindigkeit an den folgenden Stufen gemäß der folgenden Relation ist:

eh = Kf·ehr·TD/Thrf

wobei &epsi;η - Dehnungsgeschwindigkeit an einer nächsten Stufe,

&epsi;ηρ - Dehnungsgeschwindigkeit an einer vorhergehenden Stufe,

TΔ - Verformungstemperatur,

Tηρφ - Temperatur der vollständigen Lösung der zweiten Phase,

Kφ - 0,5-2.

17. Verfahren nach Anspruch 1, wobei dem Walzen von Barren aus ausscheidungshärtbaren Legierungen eine Vergütung der Barren in einem Monophasenbereich bei einer Temperatur vorangeht, die das 1,07fache der Temperatur der vollständigen γ'- Phasen-Lösung nicht überschreitet, gefolgt von einer Abkühlung auf eine Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Kühlgeschwindigkeit, die eine Steigerung in der Menge der γ'- Phase von 5% pro Stunde bis 50% pro Stunde gewährleistet, und die Wärmebehandlung des Teils nach dem Walzen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen γ'-Phase- Lösung ausgeführt wird.

18. Verfahren nach Anspruch 1, wobei dem Walzverfahren ein Vergüten an wenigstens zwei Barrenabschnitten vorangeht, um so einen Temperaturgradienten auszubilden, wobei die Temperatur in dem Bereich von etwa 0,8 der Temperatur der vollständigen γ'-Phasen-Lösung in dem einen Barrenabschnitt auf eine Temperatur nicht über 1,07 der Temperatur der vollständigen γ'-Phasen-Lösung in dem arideren Barrenabschnitt geändert wird, gefolgt von einer Abkühlung auf eine Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Geschwindigkeit, die eine Steigerung in der Menge der γ'-Phase von 5% pro Stunde auf 50% pro Stunde gewährleistet, und die Wärmebehandlung des Teils nach dem Walzen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen γ'-Phasen-Lösung ausgeführt wird.

19. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Walzverfahren in zwei Stufen ausgeführt wird, an der ersten davon wird der Barren einer Verformung ausgesetzt in einem Temperaturbereich der Superplastizität, bis die Barrengröße gleich 0,6 bis 50,9 der endgültigen Teilegröße wird, wonach der gesamte Barren oder sein nicht gewalzter Abschnitt in einem Monophasenbereich vergütet wird, gefolgt von einer Abkühlung des Barrens von der Vergütungstemperatur runter auf eine Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Geschwindigkeit, die eine Menge der γ'-Phase von 5% pro Stunde auf 50% pro Stunde vergrößert, woraufhin der Barren auf die endgültige Teilegröße gewalzt und bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen γ'- Phasen-Lösung wärmebehandelt wird.

20. Verfahren nach Anspruch 1, wobei wenigstens zwei benachbarte Barrenabschnitte bei unterschiedlichen Verformungsverhältnissen gewalzt werden, die sich stetig von dem einen Barrenabschnitt zu dem anderen um 0,25 bis 0,75 des Verformungsverhältnisses des benachbarten Barrenabschnittes ändern.

21. Verfahren nach Anspruch 13, wobei die thermomechanische Behandlung des Barrens aus ausscheidungshärtbaren Legierungen, vor dem Walzverfahren, von einer Vergütung des Barrens in einem Monophasenbereich bei einer Temperatur gefolgt wird, die 1,07 der Temperatur der vollständigen γ'-Phasen- Lösung nicht überschreitet, gefolgt von einer Abkühlung des Barrens von der Vergütungstemperatur auf die Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Geschwindigkeit, die eine Steigerung in der Menge der γ'-Phase von 5% pro Stunde auf 50% pro Stunde gewährleistet, und die Wärmebehandlung des Barrens nach dem Walzen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen γ'-Phasen-Lösung ausgeführt wird.

22. Verfahren nach Anspruch 13, wobei der thermomechanischen Behandlung des Barrens aus ausscheidungshärtbaren Legierungen eine Vergütung folgt, die auf die Ausbildung eines Temperaturgradienten gerichtet ist, wobei die Temperatur in dem Bereich von etwa 0,8 der Temperatur der vollständigen γ'- Phasen-Lösung in dem einen Barrenabschnitt auf eine Temperatur nicht über 1,07 der Temperatur der vollständigen γ'-Phasen- Lösung in dem anderen Barrenabschnitt geändert wird, gefolgt von einer Abkühlung auf eine Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Geschwindigkeit, die eine Steigerung in der Menge der γ'-Phase von 5% pro Stunde auf 50% pro Stunde gewährleistet, und die Wärmebehandlung des Teils nach dem Walzen bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur der vollständigen γ'- Phasen-Lösung ausgeführt wird.

23. Verfahren nach Anspruch 13, wobei der thermomechanischen Behandlung des Barrens aus ausscheidungshärtbaren Legierungen sein Walzen in zwei Stufen folgt, an der ersten davon wird der Barren einer Verformung in einem Temperaturbereich von Superplastizität ausgesetzt, bis die Barrengröße gleich etwa 0,6 bis 0,9 der endgültigen Teilegröße wird, wonach der gesamte Barren oder sein ungewalzter Abschnitt in einem Monophasenbereich vergütet wird, gefolgt von einer Abkühlung des Barrens von der Vergütungstemperatur auf eine Temperatur nicht über der Walztemperatur mit einer Geschwindigkeit, die eine Steigerung in der Menge der γ'-Phase von 5% pro Stunde auf 50% pro Stunde gewährleistet, und der Barren auf die Teileendgrösse gewalzt und bei einer Temperatur unter der Temperatur der vollständigen γ'-Phase-Lösung wärmebehandelt wird.

24. Verfahren nach Anspruch 13, wobei wenigstens zwei benachbarte Barrenabschnitte bei unterschiedlichen Verformungsverhältnissen gewalzt werden, die sich steig von dem einen Barrenabschnitt zu dem anderen um etwa 0,25 bis 0,75 des Verformungsverhältnisses des benachbarten Barrenabschnittes ändern.