DE102004056582A1

DE102004056582A1 - Legierung auf der Basis von Titanaluminiden

Info

Publication number: DE102004056582A1
Application number: DE102004056582A
Authority: DE
Inventors: Michael Oehring; Jonathan Paul; Uwe Lorenz; Fritz Appel
Original assignee: GKSS Forshungszentrum Geesthacht GmbH
Current assignee: Helmholtz Zentrum Geesthacht Zentrum fuer Material und Kustenforschung GmbH
Priority date: 2004-11-23
Filing date: 2004-11-23
Publication date: 2006-06-01
Anticipated expiration: 2024-11-24
Also published as: ATE425272T1; DE102004056582B4; JP2009256802A; ES2322082T3; RU2007123588A; EP1819838B1; RU2370561C2; KR101010965B1; JP2009097095A; KR20070086597A; CA2587237C; WO2006056248A1; JP4467637B2; DE502005006844D1; US20120263623A1; CA2587237A1; JP2008520826A; CN101056998B; CN101056998A; US20100015005A1

Abstract

Die Erfindung betrifft Legierungen auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb mit 44,5 Atom-% y 45,5 Atom-% und 5 Atom-% x 10 Atom-% sowie gegebenenfalls Zusätzen von B und/oder C mit Gehalten zwischen 0,05 Atom-% und 0,8 Atom-%. Die Legierung zeichnet sich dadurch aus, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom-% bis 3,0 Atom-% enthält.

Description

Die Erfindung betrifft Legierungen auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti – z Al – y Nb mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, und 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom % sowie gegebenenfalls Zusätzen von B und/oder C mit Gehalten zwischen 0,05 Atom % und 0,8 Atom %.
Titanaluminid-Legierungen weisen Eigenschaften auf, die für einen Einsatz als Leichtbau-Werkstoff, insbesondere für Hochtemperaturanwendungen, besonders günstig sind. Für die industrielle Praxis sind insbesondere Legierungen interessant, die auf einer intermetallischen Phase γ-(TiAl) mit tetragonaler Struktur beruhen und neben der Majoritätsphase γ-(TiAl) auch Minoritätsanteile der intermetallischen Phase α₂(Ti₃Al) mit hexagonaler Struktur enthalten. Diese γ- Titanaluminid-Legierungen zeichnen sich durch Eigenschaften wie geringe Dichte (3,85–4,2 g/cm³), hohe elastische Moduln, hohe Festigkeit und Kriechfestigkeit bis zu 700°C aus, die sie als Werkstoff für bewegte Bauteile bei erhöhten Einsatztemperaturen attraktiv machen. Beispiele hierfür sind Turbinenschaufeln in Flugzeugtriebwerken und in stationären Gasturbinen, Ventile bei Motoren sowie Heißgasventilatoren.
Im technisch wichtigen Bereich von Legierungen mit Aluminium-Gehalten zwischen 45 Atom % und 49 Atom % treten bei Erstarren aus der Schmelze und beim nachfolgenden Abkühlen eine Reihe von Phasenumwandlungen auf. Die Erstarrung kann entweder vollständig über den β-Mischkristall mit kubisch raumzentrierter Struktur (Hochtemperaturphase) oder in zwei peritektischen Reaktionen erfolgen, an denen der α-Mischkristall mit hexagonaler Struktur und die γ-Phase beteiligt sind.
Ferner ist bekannt, dass das Element Niob (Nb) zu einer Steigerung der Festigkeit, Kriechfestigkeit, Oxidationsbeständigkeit, aber auch der Duktilität führt. Mit dem in der γ-Phase praktisch nicht löslichen Element Bor kann eine Kornfeinung sowohl im Gusszustand als auch nach dem Umformen mit anschließender Wärmebehandlung im α-Gebiet erreicht werden. Ein erhöhter Anteil an β-Phase im Gefüge infolge von niedrigen Aluminium-Gehalten und hohen Konzentrationen von β-stabilisierenden Elementen kann zu grober Dispersion dieser Phase führen und eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bewirken.
Die mechanischen Eigenschaften von γ-Titanaluminid-Legierungen sind aufgrund ihres Verformungs- und Bruchverhaltens, aber auch wegen der Gefügeanisotropie der bevorzugt eingestellten lamellaren Gefüge bzw. Duplex-Gefüge stark anisotrop. Zu einer gezielten Einstellung von Gefüge und Textur bei der Herstellung von Bauteilen aus Titanaluminiden werden Gießverfahren, unterschiedliche pulvermetallurgische und Umform-Verfahren sowie Kombinationen dieser Herstellungsverfahren angewandt.

Aus der Veröffentlichung von Y-W. Kim und D.M. Dimiduk in „Structural Intermetallics 1997", Eds. M.V. Nathal, R. Darolia, C.T. Liu, P.L. Martin, D.B. Miracle, R. Wagner, M. Yamaguchi, TMS, Warrendale PA, 1996, S. 531 ist bekannt, dass in verschiedenen Entwicklungsprogrammen die Wirkung einer größeren Zahl von Legierungselementen hinsichtlich Konstitution, Gefügeeinstellung bei verschiedenen Herstellungsverfahren und einzelnen Eigenschaften untersucht wurde. Die gefundenen Zusammenhänge sind dabei ähnlich komplex, wie dies bei anderen Strukturmetallen, z.B. Stählen, der Fall ist, und lassen sich nur in eingeschränkter und sehr allgemeiner Form in Regeln zusammenfassen. Daher können bestimmte Zusammensetzungen herausragende Kombinationen an Eigenschaften aufweisen.

Aus EP 1 015 605 B1 ist eine Titanaluminid-Legierung bekannt, die ein strukturell und chemisch homogenes Gefüge aufweist. Hierbei sind die Majoritätsphasen γ(TiAl) und α₂ (Ti₃Al) fein dispers verteilt. Die offenbarte Titanaluminid-Legierung mit einem Aluminium-Gehalt von 45 Atom % zeichnet sich durch außergewöhnlich gute mechanische Eigenschaften und Hochtemperatureigenschaften aus.

Ein allgemeines Problem aller Titanaluminid-Legierungen ist ihre geringe Duktilität. Bislang ist es nicht gelungen, die durch die Natur der intermetallischen Phasen vorgegebene hohe Sprödigkeit und geringe Schadenstoleranz der Titanaluminid-Legierungen über Legierungseffekte entscheidend zu verbessern (vgl. „Structural Inter metallics 1997", S. 531, siehe oben). Für die einleitend genannten Anwendungen sind zwar vielfach plastische Bruchdehnungen von ≥ 1 % ausreichend. Von den Herstellern von Turbinen und Motoren wird jedoch gefordert, dass dieses Mindestmaß an Duktilität in der industriellen Fertigung über große Loszahlen garantiert wird. Da die Duktilität empfindlich vom Gefüge abhängt, ist es im industriellen Fertigungsprozess äußerst schwierig, eine möglichst homogene Gefügeausbildung sicherzustellen. Für hochfeste Legierungen ist die maximal tolerierbare Defektgröße, z.B. die maximale Korn- oder Lamellenkoloniegröße, besonders klein, so dass für solche Legierungen eine sehr hohe Gefügehomogenität wünschenswert. Diese kann aber schon wegen der unvermeidbaren Schwankungen der Legierungszusammensetzung von z.B. ± 0.5 Atom % im Al-Gehalt nur schwer erreicht werden.

Gegenwärtig werden von den vielen, in γ-Titanaluminid-Legierungen möglichen Gefügetypen nur lamellare bzw. so genannte Duplex-Gefüge für Hochtemperaturanwendungen in Betracht gezogen. Erstere entstehen beim Abkühlen aus dem Einphasengebiet des α-Mischkristalls, indem sich Platten der γ-Phase kristallographisch orientiert aus dem α-Mischkristall ausscheiden.

Demgegenüber bestehen Duplex-Gefüge aus Lamellenkolonien und γ-Körnern und entstehen, wenn das Material im Zweiphasengebiet α + γ geglüht wird. Dabei wandeln sich die dort vorliegenden α-Körner beim Abkühlen wieder in zweiphasige Lamellenkolonien um. Grobe Gefügebestandteile entstehen in γ-Titanaluminid-Legierungen vor allem dadurch, dass beim Durchlaufen des α-Gebiets große α-Körner gebildet werden. Dies kann schon bei der Erstarrung geschehen, wenn sich große Stengelkristalle der α-Phase aus der Schmelze bilden. Demnach muss möglichst das Einphasengebiet des α-Mischkristalls beim Verarbeiten gemieden werden. Da in der Praxis jedoch Schwankungen der Zusammensetzung und Prozesstemperaturen auftreten und daher die Konstitution lokal in den Werkstücken schwankt, ist die Bildung grober Lamellenkolonien nicht auszuschließen.

Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Titanaluminid-Legierung mit einer feinen und homogenen Gefügemorphologie bereitzustellen, wobei sich in der industriellen Praxis auftretende Variationen der Legierungszusammensetzung sowie unvermeidliche Temperaturschwankungen beim Herstellungsprozess kaum oder nicht nennenswert auf die Homogenität der Legierung, insbesondere ohne grundlegende Änderungen der Herstellungsverfahren, auswirken sollen. Des Weiteren besteht die Aufgabe darin, ein Bauteil mit einer homogenen Legierung bereitzustellen.

Gelöst wird diese Aufgabe mittels einer Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti – z Al – y Nb mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, und 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, die dadurch weitergebildet wird, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3,0 Atom %, enthält. Der Rest der Legierung besteht aus Ti (Titan).

Es hat sich in Versuchen gezeigt, dass durch das Zulegieren von Molybdän bei Titanaluminiden mit einem Niobanteil, bei denen für gewöhnlich die β-Phase nicht über den gesamten Temperaturbereich stabil ist und sich daher Reste der Hochtemperatur-β-Phase bei den üblichen Prozessschritten wie dem Strangpressen auflösen, eine bessere Gefügehomogenität der Legierung erreicht wird. Somit wird über den gesamten, für den Herstellungsprozess relevanten Temperaturbereich ein Volumenanteil der β-Phase ohne Kornvergröberungen realisiert. Dieser erfindungsgemäße Legierungstyp weist dann aufgrund der feinen und sehr gleichmäßigen Dispersion der β-Phase ein homogenes Gefüge mit hohen Festigkeitswerten auf.

Damit wird eine Legierung bereitgestellt, die als Leichtbau-Werkstoff für Hochtemperaturanwendungen, wie z.B. Turbinenschaufel oder Motoren- und Turbinenkomponenten, geeignet ist.

Die erfindungsgemäße Legierung wird unter Verwendung von gießmetallurgischen, schmelzmetallurgischen oder pulvermetallurgischen Verfahren oder unter Verwendung dieser Verfahren in Kombination mit Umformtechniken hergestellt.

Vor allem bei Ti – (44,5 Atom % bis 45,5 Atom %) Al – (5 Atom % bis 10 Atom %) Nb hat die Zugabe von Molybdän mit einem Gehalt ab 1,0 Atom % bis 3,0 Atom % zu guten Mikrostrukturen mit einer hohen Gefügehomogenität geführt.

Darüber hinaus weist eine erfindungsgemäße Legierung eine Zusammensetzung aus Ti – z Al – y Nb – x B mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % ≤ x ≤ 0,8 Atom %, oder eine Zusammensetzung aus Ti – z Al – y Nb – w C mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % ≤ w ≤ 0,8 Atom % auf, die jeweils Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % enthalten.

Alternativ besteht eine Legierung aus Ti – z Al – y Nb – x B – w C mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, 0,05 Atom % ≤ x ≤ 0,8 Atom % und 0,05 Atom % ≤ w ≤ 0,8 Atom % und zusätzlich aus Molybdän im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom %.

Mittels der angegebenen Legierungen und den entsprechenden Legierungsgehalten werden hochfeste γ-Titanaluminid-Legierungen mit einer feinen Dispersion der β-Phase für einen weiten Bereich an Prozesstemperaturen erzeugt.

Bei der vorliegenden Erfindung wird die angestrebte Gefügestabilität und Prozesssicherheit dadurch erreicht, dass das Auftreten von Einphasengebieten über den gesamten, bei den Herstellungsprozessen und beim Einsatz durchlaufenen Temperaturbereich durch den gezielten Einbau der kubisch-raumzentrierten β-Phase vermieden wird. Prinzipiell tritt die β-Phase bei allen technischen Titanaluminid-Legierungen als Hochtemperaturphase bei Temperaturen ≥ 1350°C auf.

Aus der Literatur ist bekannt, dass diese Phase durch verschiedene Elemente wie Mo, W, Nb, Cr, Mn und V bei tieferen Temperaturen stabilisiert werden kann. Das besondere Problem beim Zulegieren dieser Elemente besteht jedoch darin, dass die β-stabilisierenden Elemente sehr genau auf den Al-Gehalt abgestimmt werden müssen. Außerdem treten bei der Zugabe dieser Elemente unerwünschte Wechselwirkungen auf, die zu hohen Anteilen der β-Phase und zu einer groben Dispersion dieser Phase führen. Eine derartige Konstitution ist für die mechanischen Eigenschaften äußerst nachteilig.

Weiterhin hängen auch die Eigenschaften der β-Phase von den jeweiligen Legierungselementen und ihrer Zusammensetzung ab. Insbesondere muss die Konstitution so gewählt werden, dass eine Ausscheidung der spröden ω-Phase aus der β-Phase weitgehend vermieden wird. Aufgrund dieser Zusammenhänge wird eine Legierungszusammensetzung bereitgestellt, mit der eine für die mechanischen Eigenschaften optimale Zusammensetzung und Dispersion der β-Phase für einen weiten Bereich an Prozesstemperaturen realisiert werden kann. Gleichzeitig werden möglichst gute Festigkeitseigenschaften erzielt.

Gemäß einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung enthält die Legierung ebenfalls Bor, vorzugsweise mit einem Bor-Gehalt in der Legierung im Bereich von 0,05 Atom % bis 0,8 Atom %. Der Zusatz von Bor führt vorteilhafterweise zur Bildung von stabilen Ausscheidungen, die zur mechanischen Härtung der erfindungsgemäßen Legierung und Stabilisierung des Gefüges der Legierung beitragen.

Darüber hinaus ist es vorteilhaft, wenn die Legierung Kohlenstoff enthält, und zwar vorzugsweise mit einem Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,05 Atom % bis 0,8 Atom %. Auch der Zusatz von Kohlenstoff, vorzugsweise in Kombination mit dem vorbeschriebenen Zusatzstoff Bor, führt zur Bildung von stabilen Ausscheidungen, die ebenfalls zur mechanischen Härtung der Legierung und zur Stabilisierung des Gefüges beitragen.

Die Aufgabe wird weiterhin durch ein Bauteil gelöst, das aus einer erfindungsgemäßen Legierung hergestellt ist. Zur Vermeidung von Wiederholungen wird auf die voranstehenden Ausführungen ausdrücklich verwiesen.

Die Erfindung wird nachstehend ohne Beschränkung des allgemeinen Erfindungsgedankens anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die beigefügten schematischen Zeichnungen exemplarisch beschrieben, auf die im Übrigen bezüglich der Offenbarung aller im Text nicht näher erläuterten erfindungsgemäßen Einzelheiten verwiesen wird. Es zeigen:
1 eine Rasterelektronenmikroskopieaufnahme eines Gussblocks mit einer Legierung Ti – 45 Al – 8 Nb – 0,2 C (Atom %);
2a bis 2c jeweils eine Aufnahme eines Gefüges in einer Legierung Ti – 45 Al – 8 Nb – 0,2 C (Atom %) mittels eines Rasterelektronenmikroskops nach verschiedenen Verfahrensschritten;
3a und 3b jeweils eine Aufnahme eines Gefüges in einer erfindungsgemäßen Legierung Ti – 45 Al – 5 Nb – 2 Mo (Atom %) nach verschiedenen Verfahrensschritten und
4 ein Diagramm mit Spannungs-Dehnungskurven von Proben der Legierung Ti – 45 Al – 5 Nb – 2 Mo (Atom %).
In 1 sind zwei Aufnahmen eines Gefüges in einem Gussblock der Legierung Ti – 45 Al – 8 Nb – 0,2 C (Atom %) gezeigt. Die Aufnahmen sowie alle weiteren Aufnahmen in den nachfolgenden Figuren wurden mittels rückgestreuter Elektronen in einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommen.
Das Gefüge (1) zeigt Lamellenkolonien der α₂- und γ-Phase, welche aus ehemaligen γ-Lamellen entstanden sind. Die ehemaligen γ-Lamellen werden von Streifen hell-abbildender Körner der β- oder B2-Phase getrennt. Die zunächst in der β-α-Umwandlung gebildeten α-Lamellen zerfallen beim weiteren Abkühlen in α₂- und γ-Lamellen.
In den 2a bis 2c sind weitere Aufnahmen des Gefüges der Legierung T-45 Al – 8 Nb – 0,2 C nach verschiedenen Verfahrensschritten in den Rasterelektronenmikroskopaufnahmen gezeigt. 2a zeigt das Gefüge nach dem Strangpressen bei 1230°C. Die Strangpressrichtung verläuft horizontal. Das Gefüge zeigt Körner der α₂- und γ-Phase, wobei die kubisch-raumzentrierte β-Phase verschwunden ist.
2b zeigt das Gefüge der Legierung nach dem Strangpressen bei 1230°C und einem weiteren Schmiedeschritt bei 1100°C. Das Gefüge zeigt Körner der α₂- und γ-Phase und einige wenige α₂/γ-Lamellenkolonien.
In 2c ist das Gefüge der Legierung nach dem Strangpressen bei 1230°C und einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei 1330°C dargestellt. Das Gefüge zeigt ebenfalls Körner der α₂- und γ-Phase. Das Bild zeigt ein voll-lamellares Gefüge mit Lamellen der α₂- und γ-Phase. Die Lamellenkoloniegröße beträgt ungefähr 200 μm, wobei auch Kolonien auftreten, die deutlich größer als 200 μm sind.
Wie bei dem in 2a dargestellten Gefüge tritt auch bei den in 2b und 2c dargestellten Gefügen die kubisch raumzentrierte Phase nicht mehr auf. Somit ist die β-Phase in diesem Temperaturbereich mit einer Wärmebehandlung nach dem Strangpressen thermodynamisch nicht stabil.
In den 3a und 3b sind Gefüge einer erfindungsgemäßen Legierung in zwei Rasterelektronenmikroskopaufnahmen dargestellt. Ausgehend von einer Legierung Ti – 45 Al – 5 Nb wurde der Legierung Molybdän mit 2 Atom % zulegiert. Diese entstandene Legierung Ti – 45 Al – 5 Nb – 2 Mo basiert auf einer Zusammensetzung, wie sie in der europäischen Patentschrift EP 1 015 650 B1 beschrieben ist.
Die 3a und 3b zeigen die Gefüge dieser erfindungsgemäßen Legierung, die nach dem Strangpressen bei 1250°C und einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei 1030°C (3a) sowie bei 1270°C beobachtet wurden (3b).
Das Gefüge in 3a zeigt Körner der α₂-, γ- und der hell-abbildenden β-Phasen, wobei letztere in Streifen angeordnet sind. Das Gefüge in 3b zeigt Lamellenkolonien der α₂- und γ-Phase sowie Körner der hell-abbildenden β-Phase, aus der sich wiederum die γ-Phase ausgeschieden hat.
Die Gefüge in 3a und 3b sind fein, sehr homogen und zeigen eine gleichmäßige Verteilung der β-Phase. Nach der Wärmebehandlung bei 1030°C liegt ein globulares Gefüge vor, wobei sich Körner der β-Phase in Streifen parallel zur Strangpressrichtung angeordnet haben (3a), während das bei 1270°C wärmebehandelte Material ein sehr homogenes, voll-lamellares Gefüge mit gleichmäßig verteilten β-Körnern aufweist (3b).
Die Koloniegröße der Gefüge der Legierung Ti – 45 Al – 5 Nb-2 Mo beträgt zwischen 20 bis 30 μm und ist somit mindestens um den Faktor 5 kleiner als sonst in voll-lamellaren Gefügen von γ- Titanaluminid-Legierungen. Innerhalb der β-Phase wird außerdem die γ-Phase ausgeschieden, so dass die β-Körner sehr fein unterteilt werden. Hierdurch wird insgesamt ein sehr feines und homogenes Gefüge erreicht.
In Versuchen hat sich herausgestellt, dass diese feine und homogene Gefügemorphologie nach Wärmebehandlungen im gesamten Hochtemperaturbereich bis 1320°C vorhanden ist. Die Gefüge zeigen damit eindeutig, dass über den gesamten, für die Herstellungsprozesse relevanten Temperaturbereich ein ausreichender Volumenanteil der β-Phase vorhanden ist und Kornvergröberung wirksam unterdrückt wird.
In Zugversuchen, die an Material durchgeführt wurden, das bei 1030°C wärmebehandelt worden war, wird bei Raumtemperatur eine Streckgrenze von 867 MPa, eine Zugfestigkeit von 816 MPa und eine plastische Bruchdehnung von 1,8 % gemessen.
4 zeigt gemessene Spannungs-Dehnungskurven von Proben der Legierung Ti – 45 Al – 5 Nb – 2 Mo im Zugversuch. Das Probenmaterial war bei 1250°C stranggepresst worden und anschließend einer Wärmebehandlung von 2 Stunden bei 1030°C und einer Ofenabkühlung unterzogen worden. Die bei 700°C und 900°C aufgenommenen Zugkurven zeigen, dass die Legierung für viele Hochtemperaturanwendungen geeignet ist.
Durch das Zulegieren geringer Molybdängehalte wird eine sehr gleichmäßige Mikrostruktur in der Legierung erreicht, so dass diese Legierungen als Hochtemperatur-Werkstoffe gut eingesetzt werden können.
Darüber hinaus ist in 4 das Ergebnis eines Zugversuchs bei Raumtemperatur (25°C) am erfindungsgemäßen Material dargestellt, wobei die Zugspannung σ in MPa gegen die Dehnung ε in % aufgetragen ist. Dabei wurde eine Streckgrenzenüberhöhung gefunden, die sonst an γ-Titanaluminid-Legierungen bislang nicht beobachtet wurde. Diese stellt ein Anzeichen für ein besonders feines und homogenes Gefüge dar. Die Streckgrenzenüberhöhung weist darauf hin, dass das Material auf lokale Spannungen durch plastisches Fließen reagieren kann, was sehr günstig für die Duktilität und Schadenstoleranz ist.
Die Homogenität der erfindungsgemäßen Legierungen hängt im Bereich relevanter Prozesstemperaturen nicht von technisch unvermeidbaren Schwankungen der Temperatur oder der Zusammensetzung ab.
Die erfindungsgemäßen Titanaluminid-Legierungen wurden unter Verwendung von gieß- oder pulvermetallurgischen Techniken hergestellt. Beispielsweise können durch Warmschmieden, Warmpressen bzw. Warmstrangpressen und Warmwalzen die erfindungsgemäßen Legierungen bearbeitet werden.
Die Erfindung bietet den Vorteil, dass trotz der bei der industriellen Fertigung auftretenden Schwankungen der Legierungszusammensetzung und Prozessbedingungen zuverlässiger als bisher eine Titanaluminid-Legierung mit einer sehr gleichmäßigen Mikrostruktur und hoher Festigkeit bereitgestellt wird.
Die erfindungsgemäße Titanaluminid-Legierung erreicht eine hohe Festigkeit bis zu einer Temperatur im Bereich von 700°C bis 800°C sowie eine gute Raumtemperatur-Duktilität. Somit sind die Legie rungen für zahlreiche Einsatzbereiche geeignet und können z.B. für besonders hochbelastete Bauteile oder bei für Titanaluminid-Legierungen außergewöhnlich hohen Temperaturen verwendet werden.

Claims

Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti – z Al – y Nb mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, und 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom %, enthält.
Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti – z Al – y Nb – x B mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % ≤ x ≤ 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % enthält.
Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti – z Al – y Nb – w C mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % ≤ w ≤ 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,5 Atom % bis 3 Atom % enthält.
Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti – z Al – y Nb – x B – w C mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, 0,05 Atom % ≤ x ≤ 0,8 Atom % und 0,05 Atom % ≤ w ≤ 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % enthält.
Bauteil, hergestellt aus einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4.