DE102009039344B4

DE102009039344B4 - Verbundwerkstoff sowie Verfahren zur Herstellung

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Publication number: DE102009039344B4
Application number: DE200910039344
Authority: DE
Inventors: Dr. Hausmann Joachim; Prof. Welsch Gerhard
Original assignee: Deutsches Zentrum fuer Luft und Raumfahrt eV; Case Western Reserve University
Current assignee: Deutsches Zentrum fuer Luft und Raumfahrt eV; Case Western Reserve University
Priority date: 2009-08-29
Filing date: 2009-08-29
Publication date: 2012-01-12
Anticipated expiration: 2029-08-30
Also published as: US20110262667A1; DE102009039344A8; DE102009039344A1

Abstract

Die Erfindung betrifft einen Verbundwerkstoff sowie Verfahren zu dessen Herstellung. Ein erfindungsgemäßer Verbundwerkstoff enthält wenigstens eine Verstärkungskomponente mit einer zumindest teilweise kristallorientierten Titan- und/oder Titanlegierungsphase. Ein solcher Verbundwerkstoff weist eine hohe Festigkeit und Steifigkeit bei gleichzeitig gegenüber dem Stand der Technik erhöhter Duktilität auf.

Description

Die Erfindung betrifft einen Verbundwerkstoff sowie Verfahren zu dessen Herstellung. Ein erfindungsgemäßer Verbundwerkstoff enthält wenigstens eine Verstärkungskomponente mit einer zumindest teilweise kristallorientierten Titan- und/oder Titanlegierungsphase. Ein solcher Verbundwerkstoff weist eine hohe Festigkeit und Steifigkeit bei gleichzeitig gegenüber dem Stand der Technik erhöhter Duktilität auf.
Zur Herstellung hochbelastbarer Bauteile finden häufig Titanlegierungen oder Titanaluminid-Legierungen Anwendung. Solche Bauteile finden sich zum Beispiel in der Luft- und Raumfahrt (etwa Triebwerks- und Fahrwerkskomponenten), im Motorenbau oder im Maschinenbau.
Titanaluminid-Legierungen haben einen hohen Anteil an intermetallischen Phasen. Sie sind leichte und potentiell hochfeste Werkstoffe und eignen sich daher hervorragend für thermisch und mechanisch hochbelastbare Leichtbauteile, wie beispielsweise für Turbinenschaufeln in Triebwerken, in denen sie bedeutend zur Effizienz und Gewichtseinsparung beitragen können. Nachteilig und einsatzbegrenzend ist ihr sprödes Werkstoffverhalten, das durch ein geringes plastisches Verformungsvermögen von inhomogenen, grobkörnigen oder von ungünstig angeordneten anisotropen Phasen im Mikrostruktur-Verbund verursacht wird.
Solche Homogenitäts-Schwankungen sind besonders ausgeprägt in Werkstücken, die aus Gusskörpern großen Querschnitts hergestellt sind. Sie bleiben auch im geschmiedeten Material bestehen und sind nur schwierig durch langes Lösungsglühen zu beseitigen. Die Inhomogenitäten führen zu (i) ungleichmäßigen Korn- und Phasenstrukturen, (ii) unkontrollierbaren weichen und harten Bereichen in der Mikrostruktur und (iii) ungleichmäßiger plastischer Verformung bei hohen Temperaturen, wobei lokale Scherbänder inhomogene Rekristallisation und damit inhomogene Phasen- und Korngrenzenverteilung verursachen, die weiterhin unterschiedliche Festigkeiten und Duktilitäten bei niedrigen Temperaturen bedeuten. Bei der mechanischen Beanspruchung bei niedrigen Temperaturen (beispielsweise bei ca. 20°C) werden lokale Gleitbänder in weicheren Gefügeteilen zu Spannungskonzentrationen an benachbarten härteren Phasen/Körnern und zur vorzeitigen Rissbildung führen.
Zur Versteifung metallischer Matrices werden häufig Fasern in ein Metall oder eine Metalllegierung eingearbeitet. So beschäftigt sich DE 102 15 999 B4 mit einem Verfahren zur Herstellung von faserverstärktem Halbzeug, insbesondere in Form von Metallbändern oder Metallblechen, aus zumindest einer Faserlage, die mehrere voneinander beabstandete und parallel angeordnete lange bis endlose Verstärkungsfasern und ein die Verstärkungsfasern zumindest bereichsweise umgebendes Metall umfasst. Das Metall durchläuft mit den Verstärkungsfasern zumindest bereichsweise ein Schweißverfahren, bei dem eine Verbindung durch ein flächiges Aufschmelzen des Metalls zu einer die Verstärkungsfasern umgebenden Matrix erfolgt.
Ebenso beschäftigt sich DE 10 2004 002 343 B4 mit einer Hybridfaser, einem Verfahren zu ihrer Herstellung und die Verwendung einer solchen Faser. Es wird ein Verfahren zur Herstellung von Hybridfasern durch Beschichtung von Fasern, die für metallische oder keramische Verbundwerkstoffe geeignet sind, mit Metall beschrieben, wobei die Fasern mit einer Metalloxidpartikel enthaltenden Suspension in Kontakt gebracht wird, die Metalloxidpartikel auf der Faser abgeschieden und das Metalloxid während der Abscheidung elektrolytisch zu Metall reduziert wird, und die so aufgebrachte Beschichtung einem anschließenden Sinter- oder Verdichtungsprozess unterzogen wird.
DE 10 2006 040 120 B3 beschäftigt sich mit einem Verbundwerkstoff und einem Verfahren zu dessen Herstellung. In dem hier beschriebenen Verbundwerkstoff werden Fasern mit einer metallischen Beschichtung versehen, und in einer weiteren metallischen Matrix eingebettet.
Einen Verbundwerkstoff und Verfahren zur Herstellung eines Halbzeugs aus diesem Verbundwerkstoff beschreibt DE 10 2004 001 644 A1 . Der Verbundwerkstoff besteht aus einem metallischen Matrixmaterial und aus in das Matrixmaterial eingebetteten Fasern, wobei das metallische Matrixmaterial aus Titan oder einer Titanbasislegierung gebildet ist. Zur Steigerung der Festigkeit bei Torsionsbeanspruchung sind in das Matrixmaterial keramische Partikel beispielsweise aus Titannitrid eingelagert.
US 4,816,347 und US 4,896,815 beschäftigen sich mit einem Verbundwerkstoff, welcher aus zwei unterschiedlichen Titanlegierungen besteht sowie einem Verfahren zur Herstellung eines solchen Verbundwerkstoffs. In dem Verbundwerkstoff kann eine oder es können beide Titanlegierungen Fasern zur Verstärkung aufweisen.
US 5,508,115 A beschäftigt sich mit einem Verbundwerkstoff aus Titanaluminid. Eine Titanaluminidfolie wird mit Fasern verstärkt, wobei diese bis zu 40 Vol.-% des Verbundwerkstoffes umfassen können.
Die hier beschriebenen Fasern umfassen die Elemente Silizium, Kohlenstoff, Bor, Sauerstoff, Aluminium oder Stickstoff. Häufig werden Kohlenstoff- und/oder Keramikfasern verwendet. Diese können aus Siliziumcarbid, Aluminiumoxid, Siliziumoxid, Siliziumnitrid oder Titanborid bestehen. Am häufigsten findet Siliziumcarbid Verwendung.
Nach der Einbindung von Fasern existiert in Bauteilen eine ausgeprägte Anisotropie, die aber auch in Guss- und Schmiedestücken zwischen Körnern und Phasen, die nicht die gleiche Erstarrungsrichtung hatten oder nicht die gleiche Verformungs- oder Rekristallisationsstruktur aufweisen, auftritt. Diese Anisotropie führt zu Restspannungen zwischen benachbarten Körnern oder Phasen, die nicht die gleiche kristallographische Orientierung aufweisen und somit zu einer Schwächung des Werkstücks und zu einer Verminderung der Duktilität. Zudem kommt es zu unkontrollierbarem lokalen Verformungsverhalten eines Werkstücks und damit zu verminderter Zuverlässigkeit des Endprodukts.
Es ist bekannt, dass ultrafeinkörnige, beziehungsweise ultrafeinfaserige Gefüge und eine geordnete Ausrichtung der Kristallite zu einer erheblichen Festigkeits- und Duktilitätssteigerung führen können. Diese lässt sich jedoch nach dem Stand der Technik im Bauteil nicht realisieren. Gussgefüge neigen in größeren Volumina zu Seigerungen und Grobkornbildung, die durch anschließende thermomechanische Behandlungen nicht oder nicht vollständig beseitigt werden können.
Bauteile aus Titanaluminid-Legierungen können durch Gießen endkonturnah hergestellt werden. Jedoch treten bei diesen Legierungen die zuvor genannten Nachteile der Gefügestruktur besonders deutlich auf. Kontrolliertere Gefüge lassen sich durch anschließende Warmverformung, beispielsweise Strangpressen oder Schmieden oberhalb von ca. 800°C erreichen. Innerhalb gewisser thermodynamischer Grenzen lässt sich ein gewünschtes Gefüge durch Wärmebehandlungen und damit verbundenen Phasenumwandlungen, Erholungs- und Rekristallisationsvorgängen einstellen. Die Gefügemodifikation am Gesamtbauteil ermöglicht jedoch nicht die gleichmäßige Einstellung von besonders feinkörnigen Gefügen, die für hohe Festigkeiten und Duktilitäten förderlich sind.
Ein weiterer Nachteil ergibt sich aus der niedrigen Wärmeleitfähigkeit der meisten Titan- und Titanaluminid-Legierungen. Diese führt insbesondere bei Werkstücken großen Querschnitts zu schlechter Kontrolle der Temperatur und Temperaturverteilung im Werkstoffquerschnitt, was wiederum zu ungleichmäßigen Gefügen, Phasenverteilungen und zu Restspannungen führt.
Auch ist es möglich durch Umformverfahren, wie Walzen, Ziehen oder Schmieden, das Werkstoffgefüge feinkörniger oder feinfaseriger zu machen, allerdings sind zur Einstellung von homogenen und ultrafeinkörnigen Gefügen große und gleichmäßige Umformgrade erforderlich, so dass der herstellbare Körper in mindestens einer Dimension zwangsläufig sehr klein ist, wie dies auch in US 5,508,115 bei der Herstellung dünner Folien beschrieben ist. Zudem ist die Einstellung von Vorzugsorientierungen der Kristallite nur in Grenzen möglich. Mehr oder weniger ungeordnete Körner führen aufgrund ihrer thermischen und mechanischen Anisotropie zu Spannungen untereinander, was wiederum zu Anrissen an den Korngrenzen führen kann. Insgesamt führt dies zu einer nicht vollständigen Ausnutzung der potentiell sehr guten Eigenschaften der Titanaluminide.
Nach dem Stand der Technik ist die Einstellung eines gewünschten Werkstoffgefüges bei der Verarbeitung von Titanaluminiden nur begrenzt oder gar nicht möglich. Dies ist bei der Bauteilauslegung zu beachten, so dass hierdurch oft Limitierungen für den Werkstoffeinsatz zu berücksichtigen sind. Relativ homogene und sehr feinkörnige Werkstoffgefüge lassen sich teilweise durch pulvermetallurgische Verfahren herstellen. Diese sind allerdings verfahrenstechnisch sehr aufwendig und unterliegen großen Risiken bezüglich Porengehalten und Verunreinigungen. Des weiteren erlauben sie auch keine Kontrolle der Kristallitorientierung.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist demnach die Bereitstellung eines Verbundwerkstoffes mit einer homogenen und ausgerichteten Kristallstruktur und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Verbundwerkstoffes, welches die reproduzierbare Herstellung von Werkstoffgefügen in Bauteilen im Millimeter- bis Meter-Maßstab erlaubt.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung eines hybriden Werkstoffsystems aus mehreren Komponenten für Bauteile mit höherer Festigkeit und höherem Elastizitätsmdul als bei Bauteilen aus nach dem Stand der Technik bekannten Werkstoffen. Außerdem sollen die Bauteile eine gegenüber dem Stand der Technik erhöhte und/oder zuverlässigere Duktilität aufweisen.
Als Komponente im Sinne der vorliegenden Erfindung wird ein vorgeformter Anteil bezeichnet. Eine Komponente unterscheidet sich gegenüber anderen Komponenten durch wenigstens eines der folgenden Merkmale:

– Chemische Zusammensetzung
– Kristallgitterstruktur
– Phasenaggregation
– Kristallographische Textur
– Geometrische Textur
– Gefüge-Feinheit (microstructure refinement).

Die vorliegende Aufgabe wird durch eine Verstärkungskomponente gelöst, welche eine zumindest teilweise kristallorientierte Titan- und/oder Titanlegierungsphase aufweist. Die Anwendung unterschiedlicher Herstellungsverfahren führt zu kontrolliert einstellbaren feinkörnigen, feinfaserigen und Kristallstrukturausgerichteten Werkstoffgefügen mit verbesserten mechanischen Eigenschaften.
Erfindungsgemäße Verstärkungskomponenten können mit Hilfe einer Matrix verbunden werden. Die Matrix leistet einen Beitrag bei der Verbindung der Komponenten miteinander. Sie kann metallischer aber auch nicht-metallischer Natur sein; so kann beispielsweise auch ein Kleber oder ein Elastomer als Matrix verwendet werden.
Die kohärente metallische Matrix ist im monolithischen Zustand relativ welch und duktil. Die Duktilität findet sich dann auch als Beitrag im Endprodukt, dem Verbundwerkstoff, wieder. Die Matrix schützt außerdem die Verstärkungskomponente vor äußeren Einflüssen, wie beispielsweise Feuchtigkeit und/oder Luft. Eine umgebungsbedingte Korrosion und/oder Oxidation und damit eine Schädigung des Verbundwerkstoffes wird durch die Matrix verringert oder vermieden.
Die kristallorientierte Verstärkungskomponente weist erfindungsgemäß eine geringe Dichte auf. Sie ist vorzugsweise geringer als 5,2 g/cm³ und insbesondere geringer als 4,5 g/cm³. Eine solche Komponente ist hochfest und besitzt insbesondere in mindestens einer Richtung eine Zugfestigkeit von 800 bis 1500 MPa oder mehr. Gleichzeitig ist sie hochsteif und weist insbesondere in einer Richtung einen E-Modul von 110 bis 220 GPa auf.
Kristallorientiert meint hier, dass die dicht-gepackten Atome eine bestimmte Richtung aufweisen. Die Richtung dicht-gepackter Atome in einer kristallinen Phase ist die Richtung, in welcher der Abstand zwischen benachbarten Atomen am kleinsten im Vergleich zu anderen interatomaren Abständen der gleichen Phase ist. Dicht-gepackte Kristallebenen sind solche, in denen die Zahl der Atome je Einheitszelle am größten ist.
Titan- und Titanlegierungsphasen können eine Vielzahl unterschiedlicher Kristallstrukturen aufweisen. Abhängig von der Kristallsymmetrie enthält jede Phase eine oder mehrere Richtungen dichtest gepackter Atome. So unterscheidet man zwischen

a) kubisch-raumzentrierten (β) und geordnet kubisch-raumzentrierten (β2) Phasen: Für die β-Phase sind die <1 1 1> Richtungen (Miller Indizes) dichtest gepackt. und
b) in hexagonalen α- und α'-Phasen sind die <1 1 –2 0> und oft auch die <1 1 –2 3> Richtungen (Miller-Bravais Indizes) dichtest gepackt Analog existieren auch in anderen Titanphasen Richtungen dichtest gepackter Atome. So kann man außerdem noch folgende Phasen unterscheiden:
c) geordnete hexagonale α2- und ω-Phase,
d) flächenzentrierte tetragonale γ-Phase,
e) orthorhombische α''-Phase.

Die dicht-gepackten Atomebenen und die darin enthaltenen Richtungen dichtest gepackter Atome bestimmen in großem Maße die mechanischen und physikalischen Eigenschaften eines Werkstoffs oder Bauteils, wie zum Beispiel die scherverformungsbedingte Streckgrenze und Zugfestigkeit und die Größe und Anisotropie des E-Moduls. Es ist vorteilhaft die Ausrichtungen der dicht-gepackten Atom-Ebenen oder Richtungen im Material eines Bauteils im Hinblick auf zu erwartende oder bekannte Hauptspannungsrichtungen im Bauteil zu orientieren um Materialeigenschaften wie beispielsweise Festigkeit oder Steifigkeit des Werkstoffs entlang der Hauptzugachse zu optimieren. Man kann die dicht-gepackten Atom-Ebenen bzw. Richtungen aber auch so orientieren, dass die größte Schersteifigkeit, also das Schubmodul G, entlang von Bauteilebenen größter zu erwartender oder bekannter Scherspannung liegt.
Der Grad der Kristallorientierung kann unterschiedlich sein. Eine erfindungsgemäße Kristallorientierung liegt vor, wenn der E-Modul in der kristallorientierten Hauptrichtung der Komponente größer als das arithmetische Mittel aus dem höchsten und niedrigsten E-Modul der unterschledlichen Richtungen eines Einzelkristalls ist.
In einer bevorzugten Ausführungsform handelt es sich bei der kristallorientierten Verstärkungskomponente um eine intermetallische Titanaluminid-Legierung. Diese besteht zum größten Teil aus einer flächenzentrierten tetragonalen γ-Phase, einer hexagonalen α₂-Phase, und kleineren dispergierten Anteilen von duktiler orthorhombischer oder kubisch raumzentrierter β2 Phase. Es sind ebenfalls Kombinationen aus den genannten Phasen möglich; so ist beispielsweise ein (α₂ + γ)-Phasenaggregat möglich, wobei die Kombination in der entsprechenden Phasenzusammensetzung über Temperaturbereiche von 0 bis über 600°C stabil ist.
In einer weiteren Ausführungsform handelt es sich bei der Verstärkungskomponente um Titanmischkristalllegierungen. Diese bestehen vorwiegend aus hexagonalen α- oder α'-Phasen zusammen mit feindispergierter kubisch raumzentrierter β-Phase, beispielsweise in einer lamellaren oder feinfaserigen geometrischen Anordnung. Metastabile α''-beziehungsweise orthorhombische Mischkristallphasen können sowohl als Matrixphase als auch als Verstärkungsphase hinzugefügt werden. Ebenso sind Kombinationen der Phasen möglich, beispielsweise ein extrem feindispergiertes (α + β)-Phasenaggregat. Erfindungsgemäß liegt die titanhaltige kristallorientierte Verstärkungskomponente vorzugsweise in einem Volumenanteil von 25 bis 100%, vorzugsweise 50 bis 100% bezogen auf das Gesamtvolumen des Verbundwerkstoffs vor.
Erfindungsgemäß können Verstärkungskomponenten mit einer metallischen oder nicht-metallischen Matrix verbunden werden.
Unter nicht-metallischen Matrizes werden insbesondere Polymere verstanden. Dies können Thermoplaste, Duromere, Elastomere oder Klebstoffe sein. Die Matrix übernimmt in diesem Fall die Aufgabe des Verbindens der Verstärkungskomponenten und die Kraftübertragung zu und zwischen diesen. Zudem können Eigenschaften wie die Ablenkung von Rissen, elastische und unelastische Verformung, Vibrationsdämpfung und thermische und elektrische Isolierung im späteren Verbundwerkstoff genutzt werden.
Im Falle einer metallischen Matrix sind einer solchen kohärenten Matrix bezüglich der Dichte keine Grenzen gesetzt. Sie sollte jedoch duktil und relativ welch im monolithischen Zustand sein. Als dünne Lagen, die andere hochsteife Komponenten zusammenbinden, sollte jedoch auch die Matrix hochfest sein. Die Zugfestigkeit der monolithischen Matrix liegt erfindungsgemäß vorzugsweise bei 100 bis 1000 MPa oder mehr, insbesondere bis 1500 MPa. Auch weist die Matrix eine hohe Steifigkeit auf oder sie wird so gewählt, dass sie elastisch relativ weich ist, aber dafür gut dämpfend gegen Schwingung und Ausbreitung elastischer Pulse ist. Der E-Modul liegt insbesondere bei Werten von 50 bis 150 GPa oder mehr, insbesondere im Bereich von 65 bis 200 GPa.
Auch im Falle einer nicht-metallischen Matrix sind einer solchen kohärenten Matrix bezüglich der Dichte keine Grenzen gesetzt. Als dünne Lagen, die andere hochsteife Komponenten zusammenbinden, sollte die Matrix zu der Verstärkungskomponente eine ausreichend gute Haftung aufweisen. Die Zugfestigkeit der nichtmetallischen Matrix liegt erfindungsgemäß vorzugsweise bei 1 bis 100 MPa oder mehr, insbesondere bis 200 MPa. Der E-Modul liegt insbesondere bei Werten von 0,1 bis 10 GPa oder mehr, insbesondere bis 20 GPa.
Aufgrund von Metastabilität und geringerer mechanischer Schersteifigkeit einer so gewählten Matrixphase trägt diese zur Dämpfung von Schwingungen und Vibrationen bei. Eigendämpfungswerte, zum Beispiel das logarithmische Dekrement der Eigenschwingung δ, liegen im Bereich von 10^–5 bis 10^–1.
Erfindungsgemäß kann die metallische Matrix aus reinen Elementen oder Elementlegierungen bestehen. Insbesondere handelt es sich hierbei um Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, Os, Be, Al, Si, Sn, Cu, Ag, Fe oder Ni in Konzentrationen, die für Titan meist über 50 Atom-% und für die anderen Elemente unter 50 Atom-% liegen. Es kann sich auch um Mischkristalllegierungen dieser Elemente handeln. Werden Titanlegierungen als Matrix eingesetzt, so weisen diese beispielsweise einen hohen Anteil an β-Phase oder α-Phase auf. In geringen Konzentrationen können die Legierungen auch interstitiell gelöste Elemente, ausgewählt aus H, B, C, N und/oder O aufweisen. Die Konzentration dieser Elemente sollte 5 Atom-%, insbesondere 2 Atom-% nicht überschreiten. Im günstigen Fall wird die Gesamtkonzentration auf weniger als 0,7 Atom-% minimiert, wobei die Konzentrationen im Bauteil 0,1 Atom-% für H bzw. 0,6 Atom-% für O nicht überschreiten.
Erfindungsgemäß kann es sich bei der metallischen Matrix auch um Lotlegierungen aus niedrigschmelzenden eutektischen Legierungen handeln. So sind beispielsweise Gemische aus Ag-Cu, Ti-Cu-Ni, Ti-Co-Zr oder Ti-Cu-Ni-Zr möglich. Bevorzugt weist die kohärente Matrix Phasen auf, die mit der Verstärkungskomponente kristallographische Orientierungsbeziehungen bilden können und an den Grenzflächen duktilisierend wirkende Versetzungen einbringen können.
Zur Herstellung des erfindungsgemäßen Werkstoffs aus wenigstens einer Verstärkungskomponente werden zunächst Halbzeuge in Stab- und/oder Plattenform verwendet. Diese Verstärkungskomponenten weisen bei der Herstellung bevorzugt einen dünnen Querschnitt auf, damit eine schnelle Abkühlung möglich ist, wodurch ein feindendritisches, feinlamellares oder feinkörniges Gefüge erhalten wird, welches in den Phasen der Legierung bereits eine bevorzugte Kristallorientierung aufweist. Je feiner das dendritische oder körnige Gefüge ist, umso schneller und umso vollständiger kann es homogenisiert werden, so dass bei thermomechanischer Behandlung eine gleichmäßige Phasenverteilung und Mikrostruktur erzeugt wird, wie dies in den 1a, 1b und 1c dargestellt ist.
In 1a wird die Herstellung einer blechartigen Komponente mit kleinem Querschnitt schematisch dargestellt. Bei einer schnellen Abkühlung des Werkstoffes bilden sich schmale Dendriten mit einer Breite X aus, mit einer geringen Segregation der Legierungselemente. Ein Konzentrationsprofil quer zu den Dendriten weist eine kurze Wellenlänge (etwa 2X) und eine niedrige Konzentrations-Amplitude auf. Zur Homogenisierung ist keine oder nur eine kurzzeitige Lösungsglühung notwendig. Ein weiteres Merkmal dieser Herstellung ist die bevorzugte Orientierung dichtgepackter Atomebenen in allen Dendriten parallel zur Blechebene.
1b zeigt einen Verbund aus Blechen gemäß 1a, welcher kompaktiert wurde und somit diffusionsverbunden werden kann. Die Verbindung erfolgt hier über eine Matrix. Die Matrix-Phase ist hier eine dünne Lage zwischen den zusammengefügten nach 1a hergestellten Legierungsblechen
1c zeigt die Mikrostruktur im gefertigten Halbzeug nach einer Diffusionsbindung und optionaler thermomechanischer Behandlung. Dicht-gepackte Atom-Ebenen und Lamellen, zum Beispiel von γ- und α2-Phasen, sind in allen Körnern nahezu parallel. Die Lamellenausrichtung bewirkt zum Beispiel eine hohe (Kriech)Festigkeit in einem Bauteil, das in Richtung der dicht-gepackten Atomebenen eine hohe Zugspannung aushalten soll. Die verbindenden Matrixlagen können vollständig gelöst und unsichtbar sein (a), oder eine Lage eigener Körner bilden (b), oder können teilweise gelöst sein (c).
Bevorzugt werden die Ausgangshalbzeuge mit geringen Querschnitten hergestellt. Dies hat den Vorteil einer schnellen Erstarrung mit homogener Zusammensetzung sowie mit feinen und gleichmäßigen Gefügen. Bei gerichteter Erstarrung, zum Beispiel von dünnen Blechen, sind bereits im Ausgangszustand ein großer Anteil dicht-gepackter Atomrichtungen oder Ebenen parallel oder ungefähr parallel zur Blechebene orientiert. An dünnen Ausgangshalbzeugen lassen sich auch thermische und thermo-mechanische Behandlungsschritte aufgrund geringer Temperaturdifferenzen im Werkstück während der Wärmebehandlung schnell, gleichmäßig und effektiv durchführen.
Erfindungsgemäß wird ein Verbundwerkstoff aus Verstärkungskomponente 1 und Matrixmaterial 2 zusammengesetzt, kompaktiert und anschließend unter zusätzlicher Einwirkung von Wärme beispielsweise gewalzt, gezogen oder rundgehämmert. Hierdurch wird nicht nur die gewünschte Feinkörnigkeit des Gefüges gefördert sondern auch eine weitere Ausrichtung der dicht-gepackten Atom-Richtungen oder Ebenen der Phase entlang von Hauptrichtungen einer späteren Belastung erreicht, was beides zu einer Festigkeits- und Steifigkeitssteigerung führt.
Die Ausgangswerkstoffe, Verstärkungskomponente 1 und Matrixmaterial 2, werden zu einem größeren Hybrid-Block 3 zusammengesetzt und zunächst verbunden oder verschweißt (Schritt 2 in 2). Durch anschließende mechanische und/oder thermo-mechanische Verfahrensschritte (Schritte 3a, 3b in 2) wird der Hybrid-Block zu stabförmigen 4 oder plattenförmigen 5 Halbzeugen oder endkonturnahen Strukturen umgearbeitet, so dass zum einen die innere hybride Struktur erhalten bleibt und zum anderen die Metallgefüge noch feiner und homogener werden. Die Festigkeit, Zuverlässigkeit und Steifigkeit des Hybridwerkstoffs ist dadurch gegenüber einem gegossenen oder geschmiedeten Werkstoff oder Bauteil deutlich erhöht. Die Weiterverarbeitung des Hybrid-Blocks umfasst insbesondere Walzen, Ziehen, Hämmern, Pressen, Spanen und/oder Schleifen.
Der Vorteil der Herstellung von Halbzeugen mit geringen (Wand)Dicken oder Querschnitten beruht auf physikalischen Effekten. Der durchschnittliche thermische Diffusionsweg für den Wärmeentzug durch die Oberfläche während der Erstarrung und die Zeit der Abkühlung bis zur vollständigen Erstarrung einer gegossenen Komponente sind proportional zur Dicke der entsprechenden Komponente, während die durchschnittliche Abkühlrate umgekehrt proportional zur Dicke ist.
Die Ausprägung eines erstarrten oder umgewandelten Gefüges und von Segregationen hängt direkt mit der Abkühlrate und damit mit der Dicke zusammen. Ein Block aus Titanaluminid mit einer Dicke von > 100 mm erstarrt mit Dendriten von einigen cm Länge und mehreren mm Durchmesser, während ein gegossenes Band von einem mm Dicke mit Dendriten erstarrt, die maximal 1 mm lang sind und Durchmesser im μm-Bereich haben. Dies verdeutlicht den Zusammenhang der Gefügeausbildung mit der Werkstückdicke. Zudem verringert sich die Möglichkeit für Element-Segregationen bei dünnen Querschnitten deutlich. Segregationen in Werkstücken mit großen Querschnitten können nur durch extrem langes Lösungsglühen beseitigt werden, das dann allerdings zu unerwünscht starkem Kornwachstum führen würde.
Ein weiterer Aspekt der Bauteildicke ergibt sich bei Glühbehandlungen zur Phasenumwandlung. Hierzu sind Haltezeiten und kontrollierte Temperaturverläufe unterhalb der eutektoiden Umwandlungstemperatur der jeweiligen Legierung erforderlich. Eine dünnere Komponente mit beispielsweise einer Dicke von 1 mm kann dazu wesentlich schneller und kontrollierter auf den erforderlichen Temperaturverlauf eingestellt werden als eine beispielsweise über 100 mm dicke Komponente. Zudem ist der Temperaturverlauf über den Komponentenquerschnitt einheitlicher, so dass Gefüge, gestaltet durch Phasenumwandlung oder durch plastisches Formen, homogener über den gesamten Querschnitt einstellbar sind.
Erfindungsgemäß weisen die als Ausgangswerkstoff verwendeten Halbzeuge eine Dicke d von ≤ 25 mm, bevorzugt ≤ 10 mm, besonders bevorzugt ≤ 1 mm auf. Diese Halbzeuge werden dann zum erfindungsgemäßen hybriden Verbundwerkstoff zusammengesetzt.
Mikrostrukturell zeichnet sich der Hybrid-Verbundwerkstoff durch eine hohe chemische Homogenität innerhalb der einzelnen Phasen aus. Das Gefüge ist gleichmäßig feinfaserig, feinkörnig oder feinlamellar. Aufgrund von Phasenumwandlungen weist der Verbundwerkstoff eine definierte Verfestigung auf. Die Ausrichtung der Mehrheit der Körner, Phasen und Kristallorientierungen erfolgt in einer oder zwei Hauptrichtungen, wobei die kristallographische Ausrichtung der Mehrheit der Phasen und Körner entlang von Hauptachsen zur Angleichung ihrer aufgrund von Anisotropien unterschiedlichen Steifigkeiten und thermischen Ausdehnungskoeffizienten ermöglicht. Diese kristallographische Anisotropie kann genutzt werden, um beispielsweise die kristallographischen Richtungen mit hohem E-Modul oder mit hoher Zugfestigkeit entlang der in der vorgesehenen Anwendung am höchsten beanspruchten Richtung, auszurichten.
Vorzugsweise weisen bereits die Ausgangshalbzeuge diese Merkmale ganz oder teilweise auf. Durch die Verarbeitung im Hybrid-Block wird insbesondere erreicht, dass die genannten Merkmale auch in größeren Werkstoffvolumina vorhanden bleiben und in der Anwendung nutzbar werden.
Eine mögliche Anwendung eines solchen neuen Hybridwerkstoffs ist die Herstellung hochfester Leichtbauschrauben. In 3 ist eine Herstellroute schematisch dargestellt. In Schritt 1 werden zunächst in die Matrix 2 die kristallorientierten Verstärkungskomponenten 1 eingefügt. Der so entstandene Hybridblock 3 wird diffusionsverschweißt. Dieser kann anschließend zu einem Stab 4 umgeformt und anschließend langgezogen werden (Schritt 2 in 3). Als Endprodukt ist beispielsweise eine Schraube 6 oder ein ähnliches Produkt denkbar (Schritt 4 in 3).
Der Hybridwerkstoff kann auch lagenförmig aufgebaut werden (4). Die Einzellagen bestehen alternierend aus dem Verstärkungsmaterial 11 und der Matrix 12. Die Vorkonsolidierung erfolgt vorzugsweise über uniaxiales Pressen (Schritt 2 in 4) zu einem Hybridblock 13. Die Weiterverarbeitung erfolgt entsprechend durch Auswalzen des Hybridblocks (Schritt 3 in 4) zu einem dünneren Blech 14. Wesentlich ist, dass auch hier der mikrostrukturelle Aufbau der Einzellagen im Zielwerkstoff erkennbar bleibt. Zur Erhöhung der thermischen Belastbarkeit kann es vorteilhaft sein, die äußeren Lagen des Werkstoffverbundes aus einem speziell oxidations- und korrosionsbeständigen Material auszubilden.
Schicht-Verbunde können auch derart vorkonfektioniert werden, dass sich eine optimale Materialausnutzung für die vorgesehene Anwendung ergibt. So wird in 5 beispielsweise ein lagenförmiger Aufbau aus vorgeschnittenen Verstärkungskomponenten 21 und Matrixmaterial 22 zur Herstellung einer Triebwerksschaufel dargestellt. Aufgrund der komplexeren Struktur kann der Einsatz von heißisostatischem Pressen (Schritt 2 in 5) für die Vorkonsolidierung vorteilhaft sein. Das Endprodukt 24 weist auch hier den mikrostrukturellen Aufbau der Einzellagen auf. Eventuell ist es hier vorteilhaft, dass Lagenpaket während der Verarbeitung in einem Container 23 zu verkapseln.
In einer weiteren Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs werden die Ausgangshalbzeuge, die eine zumindest teilweise kristallorientierte Mikrostruktur aufweisen, durch niedrigschmelzende Legierungen miteinander verbunden. Beispielsweise können plattenförmige Einzellagen mit Hilfe einer Ti-Cu-Ni-Legierung (60:20:20 Gew.-%, Schmelzbereich 923–934°C) zu einem erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff bei ca. 950°C zusammengefügt werden. Weiterhin entspricht es dieser Ausführungsform, wenn erfindungsgemäße faser- oder stabförmige Halbzeuge zum Beispiel mit einer Ag-Cu-Legierung infiltriert werden, um einen kompakten Verbundwerkstoff herzustellen. Bei einem Mischungsverhältnis Ag:Cu von 72:28 Gew.-% hat diese Legierung einen Schmelzpunkt von 779°C und kann daher bei 780–840°C entsprechende Bündel von Ausgangshalbzeugen infiltrieren.
Durch die Kombination der Titan-enthaltenden Verstärkungskomponenten mit der duktilen Matrix wird die Neigung zur Rissbildung vermindert oder unterbunden. Sollte dennoch eine Rissbildung im Verbundwerkstoff auftreten, so wird erreicht, dass in der spröderen Phase auftretende Risse nicht rasant durch den kompletten Werkstoff wachsen, sondern von dem dazwischen befindlichen duktileren Anteil durch Abbau der Spannungskonzentration aufgehalten werden.
Ein weiterer günstiger Effekt entsteht dadurch, dass im Gitter einer duktilen Matrixlegierung wandernde Versetzungen auf die Grenzschicht zur intermetallischen Phase mit relativ gleichmäßiger Verteilung auftreffen und dort wiederum neue Versetzungen und Versetzungsbewegungen initiieren, welche die Duktilität des Verbundwerkstoffs erhöhen.
Eine erfindungsgemäße Kombination einer kristallorientierte Verstärkungskomponente mit einer metallischen oder nicht-metallischen kohärenten Matrix führt zu einem Hybridwerkstoff, dessen Mikrostruktur eine hohe chemische Homogenität innerhalb der einzelnen Phasen sowie ein gleichmäßiges feinkörniges oder feinfaseriges Gefüge aufweist. Es ist somit möglich, Werkstoffe mit feinen und derart ausgerichteten Kristalliter zu erzeugen, dass anisotrope Eigenschaften maximal genutzt werden und innere Spannungsverteilungen homogen vorliegen. Eine mechanische und/oder thermomechanische Umformung des Materials ist möglich, wobei es zu einer weiteren Verfeinerung und Ausrichtung der Gefügestruktur kommt. Die Einbettung von hochfesten, hochsteifen kristallorientierten Verstärkungskomponenten in duktile Matrices führt unter Beachtung der Mischungsregel zur Erzeugung einer höheren Steifigkeit bei gleichzeitiger Nutzung der Duktilität der Matrixkomponente.

Claims

Verbundwerkstoff, enthaltend wenigstens eine Verstärkungskomponente mit einer zumindest teilweise kristallorientierten Titan- und/oder Titanlegierungsphase in einer Matrix.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1, umfassend weiterhin wenigstens eine kohärente Matrix.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrix metallisch ist.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrix nicht-metallisch ist.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Verstärkungskomponente wenigstens eine intermetallische Titanaluminid-Legierung umfasst.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Verstärkungskomponente wenigstens eine Titanmischkristall-Legierungen umfasst.
Verbundwerkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Verstärkungskomponente einen Volumenanteil von 25 bis 100%, bezogen auf das Gesamtvolumen des Verbundwerkstoffes aufweist.
Verbundwerkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Verstärkungskomponente einen Volumenanteil von 50 bis 100%, bezogen auf das Gesamtvolumen des Verbundwerkstoffes aufweist.
Verbundwerkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Verstärkungskomponente eine Dichte von ≤ 5,2 g/cm³ aufweist.
Verbundwerkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Verstärkungskomponente eine Dichte von ≤ 4,5 g/cm³ aufweist.
Verbundwerkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Verstärkungskomponente eine Zugfestigkeit von 800 bis 1500 MPa aufweist.
Verbundwerkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Verstärkungskomponente einen E-Modul von 110 bis 220 GPa aufweist.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrix a) reine Elemente oder Elementlegierungen aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, Os, Be, Al, Si, Sn, Cu, Ag, Fe oder Ni oder b) Mischkristalllegierungen der Elemente gemäß a) oder c) Titanlegierungen mit überwiegenden Anteilen von β-Phase oder orthorhombischer Phase oder d) Lotlegierungen aus niedrigschmelzenden eutektischen Elementgemischen aufweist.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrix H, B, C, N und/oder O in einem Anteil von bis zu 5 Atomaufweist, wobei der Gesamtanteil an H und O 1 Atom-% nicht übersteigt.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass die Matrix ein Polymer umfasst, welches Makromoleküle auf Kohlenstoffbasis beinhaltet.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Zugfestigkeit der kohärenten metallischen Matrix 100 bis 1500 MPa und die der nicht-metallischen Matrix 1 bis 100 MPa, insbesondere bis 200 MPa beträgt.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der E-Modul der metallischen Matrix 65 bis 200 GPa und der der nicht-metallischen Matrix 0,1 bis 10 GPa, insbesondere bis 20 GPa beträgt.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Ausgangswerkstoffe zu einem Hybridblock miteinander verbunden sind.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass der Hybridblock durch mechanische und/oder thermomechanische Verfahrensschritte zu Halbzeugen umgearbeitet ist.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Halbzeuge Blech-, Folien-, Draht-, Rohr-, Scheiben-, Ring-, Stab- oder Plattenform aufweisen.
Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Halbzeuge oder zusammengesetzten Halbzeuge eine endkonturnahe Form aufweisen.
Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass blech-, folien-, draht-, rohr-, scheiben-, ring-, stab- oder plattenförmige Ausgangswerkstoffe zu einem Hybridblock miteinander verbunden werden, der Hybridblock in einem nächster Schritt diffusionsverschweißt wird und dieser Hybridblock durch Walzen, Ziehen, Hämmern, Pressen, Spanen und/oder Schleifen weiter bearbeitet wird.
Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass blech-, folien-, draht-, rohr-, scheiben-, ring-, stab- oder plattenförmige Ausgangswerkstoffe durch Zugabe von niedrigschmelzenden Legierungen, enthaltend wenigstens zwei der Elemente ausgewählt aus der Gruppe umfassend Ag, Cu, Ti, Zr und Ni, zu einem Hybridblock miteinander verbunden werden.