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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einem zumindest zweiphasigen metallischen oder intermetallischen Werkstoff, welche zumindest zwei Phasen sich durch eine unterschiedliche Härte auszeichnen, bei welchem Verfahren eine Vorform in eine endkonturnahe oder endkonturgenaue Form des Bauteils durch Warmumformen umgeformt wird.
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Die Anforderungen an metallische, aber auch intermetallische Konstruktionswerkstoffe, aus denen hoch belastbare Bauteile hergestellt werden können, steigen ständig. Eine Anforderung ist, dass derartige Konstruktionswerkstoffe, die Nickelbasis-Legierungen oder hochlegierte Stähle ersetzen sollen, entsprechend leichtgewichtiger sein sollen. Als Konstruktionswerkstoffe für solche Anwendungen eignen sich beispielsweise Aluminide, also intermetallische Verbindungen, an denen Aluminium mit seiner relativ geringen Dichte in nennenswertem Maße beteiligt ist. Eingesetzt werden zum Herstellen von Bauteilen, die vor allem hohen Temperaturen und hohen mechanischen Beanspruchungen ausgesetzt sind, beispielsweise Titanaluminid-Legierungen, Eisenaluminid-Legierungen oder auch Nickelaluminid-Legierungen.
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Ein typisches Einsatzgebiet von Titanaluminid-Legierungen ist die Herstellung von Bauteilen in Flugzeugtriebwerken, z.B. gewichtsreduzierte Schaufeln im Niederdruckbereich. Vielfach werden zweiphasige Titanaluminide, insbesondere (α+γ)-Titanlegierungen eingesetzt, die besonders hohen Temperatur-, Korrosions- und mechanischen Belastungen standzuhalten vermögen. Je nachdem, für welchen Einsatzzweck das aus der Titanlegierung hergestellte Bauteil vorgesehen ist, wird man dieses mit den gewünschten Phasen in seinem Gefüge ausbilden. Um die gewünschten Phasen zu stabilisieren, enthält die Legierung verschiedene Elemente. So wirken sich beispielsweise Aluminium, Sauerstoff, Stickstoff oder Kohlenstoff als stabilisierend für die α-Phase aus. Zum Stabilisieren der β-Phase werden beispielsweise Vanadium, Molybdän, Eisen und/oder Mangan eingesetzt.
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Problematisch beispielsweise bei TiAI-Legierungen ist ihr hoher Umformwiderstand. Gleiches gilt für Eisenaluminide und Nickelaluminide. Zwar kann eine aus einer solchen Legierung hergestellte Vorform, wenn entsprechend erwärmt, bei hohen homologen Temperaturen geschmiedet werden. Jedoch ist ein Umformen aufgrund des hohen Umformwiderstandes nur mit relativ geringer Umformgeschwindigkeit möglich. Zudem kann in einem Umformschritt nur ein recht geringer Umformgrad realisiert werden. Komplexe Geometrien oder auch Geometrien, die längere Fließwege des Werkstoffes der Vorform erforderlich machen, sind mit derartigen Legierungen nicht realisierbar. In vielen Fällen muss in zumindest zwei aufeinanderfolgenden Schritten geschmiedet werden, insbesondere wenn ein Strukturbauteil mit einem zweiphasigen Gefüge mit α-und γ-Phase hergestellt werden soll. Aus
DE 10 2015 103 422 B3 ist ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer (α+γ)-Titanaluminid-Legierung bekannt. Eingesetzt wird ein Titanwerkstoff mit wenigstens einem, die
β-Phase stabilisierendem Element. Bei diesem Verfahren wird das Bauteil im
β-Phasenbereich isotherm mit einer sehr langsamen Umformgeschwindigkeit umgeformt. Dadurch möchte man das ansonsten durchgeführte Schmieden in zwei Schritten vereinfachen. Nach dem Umformen wird eine Rekristallisationsglühung durchgeführt, damit das Bauteil in seinem Gefüge die gewünschten (α+γ)-Phasen enthält. Als Schmiederohling wird eine Vorform mit über die Längsachse variierender Volumenverteilung eingesetzt. Die Vorform wird nicht durch einen Umformprozess hergestellt, sondern durch Gießen, Metallformspritzen oder additive Fertigung. Allerdings sind auch bei diesem vorbekannten Schmiedeverfahren die zu erreichenden Umformraten bzw. die Auslegung der Fließwege begrenzt. Dieses hat zur Folge, dass beispielsweise bei einer gewünschten Erzeugung von Formelementen mit hohen Aspektverhältnissen das Gesenk ein entsprechend hohes Auf- bzw. Übermaß aufweisen muss, mit der Konsequenz, dass zum Einstellen der Endgeometrie entsprechend viel Material spanend abzutragen ist.
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Problematisch ist bei diesem vorbekannten Verfahren auch, dass die Vorform auf Grund der Gefügeausbildung ein in unterschiedliche Richtungen inhomogenes Umformverhalten aufweist.
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Aus „
FAST-forge - A new cost-effective hybrid processing route for consolidating titanium powder into near shape forged components - Weston et al., Journal of Materials Processing Technology, 243 (217) 135-146“ ist zum Herstellen eines Bauteils aus einer Ti-6AI-4V-Legierung die Herstellung einer Vorform für einen nachfolgenden Schmiedeschritt durch feldaktives Sintern (Field Assistant Sintering Technology) unter Druckeinwirkung während des Sinterprozesses beschrieben. Bei der auf diese Weise hergestellten Vorform handelt es sich somit um einen Press- bzw. Sinterling. Das in dieser Veröffentlichung beschriebene Verfahren wurde allerdings nur in einem Labormaßstab durchgeführt. Die Gefügeausbildung des Presslings zeigt lamellare Phasen. Ein Umformen eines solchen Presslings ist aus den bereits vorstehend angesprochenen Gründen nicht in alle Richtungen homogen, wie dieses zu der in
DE 10 2015 103 422 B3 beschriebenen Vorform der Fall ist.
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Bei FeAI-Legierungen wäre es wünschenswert, den AI-Anteil erhöhen zu können, um das spezifische Gewicht dieses Konstruktionswerkstoffes weiter zu reduzieren sowie das Formänderungsvermögen zu verbessern. Darüber hinaus werden bei der schmelzmetallurgischen Herstellung einer Eisenaluminid-Legierung ein oder mehrere zusätzliche Elemente sowie Kornfeiner wie beispielsweise Tantal benötigt. Aus „Structural and mechanical characterization of porous iron aluminide FeAl obtained by pressureless Spark Plasma Sintering - Dudina et al., Material Science & Engineering A 695 (2017) 309-314“ ist ein Verfahren zum Herstellen von porösen Eisenaluminid-Bauteilen bekannt, die durch druckloses Spark Plasma Sintering (Sintern im elektrischen Feld; hierbei handelt es sich um den bereits vorbeschriebenen Prozess des FAST-Sinterns) hergestellt werden. Diese Bauteile werden als Filter eingesetzt. Als vorteilhaft wird herausgestellt, dass mit diesem Verfahren ein Filterkörper aus Eisenaluminid hergestellt werden kann, ohne Poren bildende Zusätze verwenden zu müssen. Die auf diese Weise hergestellten Halbzeuge eignen sich jedoch nicht, um nachträglich umgeformt werden zu können.
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Ausgehend von dem eingangs diskutierten Stand der Technik liegt der Erfindung daher die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zum Herstellen eines zumindest zweiphasigen metallischen oder intermetallischen Werkstückes, dessen zumindest zwei Phasen sich bezüglich ihrer Härte voneinander unterscheiden, vorzuschlagen, bei dem eine Vorform des Bauteils zwar warm umgeformt wird, dieses jedoch ein in alle Richtungen homogeneres Umformverhalten aufweist und mit dem längere Fließwege realisierbar sind.
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Gelöst wird diese Aufgabe erfindungsgemäß zum einen durch ein eingangs genanntes, gattungsgemäßes Verfahren, bei dem zum Erstellen der Vorform für den Warmumformschritt aus Reinpulver der am Aufbau des Werkstoffes beteiligten Elemente, Pulver von Elementgemischen davon oder die Pulverpartikel des Werkstoffes miteinander verschmolzen oder gesintert werden, wobei der Verschmelzungsprozess in Bezug auf die Partikelgröße des oder der eingesetzten Pulverfraktion oder Pulverfraktionen und in Bezug auf während des Verschmelzungsprozesses stattfindende Diffusionsprozesse dergestalt durchgeführt bzw. kontrolliert wird, dass das Gefüge der Vorform durch härtere Phasen globularer Form bestimmt ist, wobei die härteren Phasen durch eine weichere, das Gefüge der Vorform perkolierend durchdringende Phase voneinander getrennt sind.
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Gelöst wird diese Aufgabe erfindungsgemäß auch durch ein eingangs genanntes, gattungsgemäßes Verfahren, bei dem die Vorform für den Warmumformschritt durch Gießen einer metallurgischen Schmelze hergestellt wird, welche Vorform anschließend einer Wärmebehandlung unterzogen wird, die ein kurzzeitiges Erwärmen der Vorform auf eine Temperatur, bei der sich ein Phasenungleichgewicht einstellt, und ein abschließendes Abschrecken beinhaltet, durch welche Wärmebehandlung ein Gefüge in der Vorform eingestellt wird, welches durch härtere Phasen globularer Form bestimmt ist, wobei die härteren Phasen durch eine weichere, das Gefüge der Vorform perkolierend durchdringende Phase getrennt sind, und bei dem der Warmumformschritt durchgeführt wird, bevor die weichere, das Gefüge der Vorform perkolierend durchdringende Phase sich wieder zurückgebildet hat.
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Bei dem Verfahren gemäß dem ersten Lösungsvorschlag wird die zu schmiedende Vorform über eine Pulververfahrensroute, die einen Verschmelzungsprozess zum Verschmelzen der Pulverpartikel miteinander beinhaltet, hergestellt. Der Verschmelzungsprozess kann beispielsweise durch ein generatives Fertigungsverfahren mit Laser- oder Elektronenstrahlschmelzen bzw -auftragsschweißen oder durch einen (ggf. unter Bestromung) durchgeführten Sinterprozess, z.B. einem feldaktiven Sintern (FAST), welches Verfahren auch als Spark Plasma Sintern (SPS) bezeichnet wird, durchgeführt werden. Bei dem vorbeschriebenen Sinterverfahren erfolgt die Partikelverschmelzung in einer Sinterform mit auf das zu sinternde Pulver wirkendem Druck und Strom. Bei den eingesetzten Pulvern kann es sich um Reinpulvergemische, Pulver von Elementgemischen oder um Pulverpartikel des Werkstoffes handeln. Der Verschmelzungsprozess, also beispielsweise der Sinterprozess, wird in Bezug auf die Partikelgröße des oder der eingesetzten Pulverfraktion oder Pulverfraktionen und/oder in Bezug auf die während des Verschmelzungsprozesses stattfindende Diffusionsprozesse durch entsprechend kontrollierte Bestromung dergestalt durchgeführt, dass im Unterschied zu herkömmlichen Verfahren das Gefüge der Vorform durch eine globulare Form seiner Körner bestimmt ist bzw. bleibt, da die Form der Pulverpartikel vor dem Verschmelzungsprozess globular ist. Das Gefüge ist typischerweise feinkörnig. Die Körner globularer Form sind härtere Phasen, mithin Phasen, die einen höheren Umformwiderstand aufweisen. Durch den Verschmelzungsprozess wird neben diesen härteren Phasen globularer Form eine weitere Phase erzeugt, die weicher, damit duktiler und mit einem geringeren Umformwiderstand umformbar ist. Durchgeführt wird das Verschmelzungsverfahren dergestalt, dass die dabei gebildete, die Körner globularer Form voneinander trennende und diese somit nach Art eines Saumes umgebende weichere Phase das Gefüge der Vorform insgesamt perkolierend durchdringt. Die globularen Körner der härteren Phase sind somit durch eine weichere Phase voneinander getrennt. Die Verteilung der weicheren Phase im Gefüge wird im Rahmen dieser Ausführungen als perkolierend angesprochen, da die härteren Phasen von der weicheren Phase ummantelt sind, durch die auch Partikelzwischenräume gefüllt werden bzw. sind. Auf Grund der globularen Form der härteren Phasenkörner weisen diese keine bevorzugte Erstreckung auf, anders als beispielsweise eine Vorform, die durch Strangpressen erstellt worden ist oder eine auch als Pressling hergestellte Vorform, bei welchem Herstellungsverfahren der Sinterprozess nicht zum Ausbilden von härteren Phasen in globularer Form, sondern in lamellarer langgestreckter Form geführt hat. Die die härteren Phasen ummantelnde weichere Phase stellt auf Grund ihres geringeren Umformwiderstandes die maßgeblichen Verformungsbahnen im Gefüge der Vorform für den nachfolgenden, typischerweise isotherm durchgeführten Warmumformschritt dar. Eine Umformung eines Presslings mit einem solchen Gefüge führt im Wesentlichen zu einer Umformung (Scherung) in den weicheren Phasen. Auf Grund des vorgesehenen feinkörnigen Gefüges mit einer vorteilhaften Korngröße der härteren Phasen von 1 bis 60 µm wird auch bei höheren Umformgraden die gesamte Umformung des Presslings über die weichere, das Gefüge perkolierend durchdringende Phase ermöglicht. Auf Grund der globularen Form der härteren Phasen ist eine Umformung der Vorform in alle Richtungen gleichermaßen möglich. Somit braucht eine solche Vorform nicht bezüglich ihres Gefüges zum Erzielen bestimmter Umformgrade orientiert in ein Presswerkzeug eingelegt zu werden. Während die herrschende Lehre bisher davon ausging, dass zum Erzielen einer homogenen Umformung ein möglichst feinkörniges Gefüge vorliegen muss, ist es bei dieser Pulverroute durch den Einbau der perkolierenden weicheren Phase, in der die Umformung stattfindet, möglich, auch diesbezüglich relativ größere Partikel als Edukte zu verwenden. Dieses vereinfacht die Pulverhandhabung.
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Es wird angenommen, dass im Rahmen dieser Ausführungen zum ersten Mal beschrieben ist, dass durch ein Fertigungsverfahren, welches einen thermischen Verschmelzungsprozess der Pulverpartikel beinhaltet, wie etwa FAST-Sintern unter Druck und Strom, ein Gefüge mit Körnern globularer Form eingestellt werden kann und dass es für den Prozess des Umformens zweckmäßig ist, nicht nur ein auch feinkörniges Gefüge in der Vorform zu haben, sondern dass die härtere Phase globularer Form von einer weicheren Phase ummantelt ist und damit die weichere Phase das Gefüge perkolierend durchdringt. Es war überraschend festzustellen, dass durch Einsatz entsprechender Pulverfraktionen und/oder durch die Steuerung bzw. Kontrolle der Diffusionsprozesse während des Verschmelzungsprozesses ein solches, für eine nachfolgende Warmumformung, beispielsweise Schmieden oder Ringwalzen besonders zweckmäßiges Gefüge ausbilden lässt.
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Eine Vorform mit einem solchen, von einer weicheren Phase perkolierend durchdrungenem Gefüge kann auch auf schmelzmetallurgischem Wege hergestellt. Die auf diese Weise hergestellte Vorform ist ein Gusskörper. Um die das Gefüge perkolierend durchdringende weichere Phase auszubilden, wird die gegossene Vorform einer Wärmebehandlung unterzogen. Diese braucht nur von kurzer Dauer zu sein. Durch die Erwärmung wird das Gefüge der Vorform bezüglich der darin enthaltenen Phasen in ein Phasengleichgewicht gebracht, z.B. in einem Einphasengebiet gehalten und nachfolgend aus diesem Gebiet abgeschreckt. Durch eine hohe Abhühlgeschwindigkeit wird die Ausbildung eines Phasengleichgewichts unterbunden, die Elemente sind in Zwangslösung. Im Gefüge bildet sich beispielsweise eine martensitische Phase, üblicherweise bestehend aus feinen Platten, Nadeln oder Lanzetten. Beim schnellen Erwärmen in ein Zwei- bzw. Mehr-Phasen-Gebiet, bei dem die weiche Phase existiert, bildet sich diese bevorzugt auf den Korngrenzen der Ausgangsphase, so dass bei ausreichendem Phasenanteil sich die weiche Phase perkolierend ausbildet. Diese Wärmebehandlung wird nur so lange durchgeführt, dass sich die weichere Phase an den Kornrändern als Folge der Diffusionsprozesse bildet, sich jedoch kein Phasengleichgewicht einstellt. Die Wärmebehandlung wird also beendet, wenn sich ein Phasengleichgewicht noch nicht eingestellt hat. Dieses im Gefüge durch die Wärmebehandlung eingestellte Phasenungleichgewicht, bei der an den Kornrändern der härteren Partikel sich ein Saum der weicheren Phase gebildet hat, wird durch Beenden der Wärmebehandlung durch Abschrecken der Vorform eingefroren oder das Material sofort warm umgeformt. Auf diese Weise ist ein Gefüge in der schmelzmetallurgisch hergestellten Vorform erzeugt worden, bei dem die weichere Phase das Gefüge perkolierend durchdringt. Auf Grund des eingestellten Phasenungleichgewichts führen Diffusionsprozesse über die Zeit wieder zu einer Zurückbildung der gebildeten weicheren Phase. Aus diesem Grunde wird bei diesem Verfahren der formgebende Warmumformschritt durchgeführt bevor sich die weichere Phase wieder zurückgebildet hat. Dieses gilt auch für den Schritt des Erwärmens der Vorform auf die gewünschte Umformtemperatur, bei der Diffusionsprozesse sehr viel rascher ablaufen als bei Umgebungstemperatur und somit die perkolierende weichere Phase nur für eine gewisse Zeit in ihrer perkolierenden Ausbildung vorhanden ist. Die Warmumformung erfolgt somit in engem zeitlichen Zusammenhang mit der Erwärmung der Vorform auf ihre Umformtemperatur.
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Bei einer auf dieser Weise hergestellten Vorform ergeben sich bezüglich des Umformschrittes dieselben Vorteile, wie diese vorstehend bereits zu der über die Pulverroute hergestellten Vorform beschrieben sind.
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Die perkolierende Durchdringung der weicheren Phase durch eine über die Pulverroute hergestellten Vorform kann als perkolierende Durchdringung in mehreren Ordnungen eingerichtet werden. In einer ersten Ordnung ist jedes ehemalige Pulverpartikel der härteren Phase von einem Saum der weicheren Phase ummantelt. Dieses ist die Weichphase, auf die vorstehend bei der Beschreibung der Pulverroute Bezug genommen ist. Die Temperaturführung bei dem Verschmelzungsprozess lässt sich auch derart gestalten, dass sich auch innerhalb der Pulverpartikel durch Diffusionsprozesse Weichphasenausscheidungen bilden. Interessanterweise sind auch diese bestrebt, kleinere Pulverpartikelteile saumartig zu ummanteln, wenn auch typischerweise mit nur einer geringeren Saumdicke als der an der äußeren Oberfläche eines Pulverpartikels gebildete Weichphasensaum. Diese intragranulare Weichphase erstreckt sich somit perkolierend durch jedes Pulverpartikel. Diese perkolierende Durchdringung kann als solche zweiter Anordnung angesprochen werden.
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Das Verfahren zum Herstellen einer Vorform mit dem beschriebenen Gefüge über die Pulverroute ist nachfolgend beispielhaft unter Verwendung von Titanaluminidpulver dargelegt:
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Bei Titanaluminiden ist beispielsweise die α-Phase oder die (α+γ)-Phase diejenige Phase, die ein hoch belastbares Bauteil vorzugsweise insgesamt aufweisen soll. Auf Grund der kontrollierten Verteilung der weicheren β-Phase wird zum Umformen dieser als Pressling ausgeführten Vorform nur ein Anteil zwischen 10 und 15 % der weicheren β-Phase benötigt. Zudem kann der Umformschritt bei geringeren Temperaturen, mit einer rascheren Umformgeschwindigkeit sowie gesenkschonender durchgeführt werden.
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Bei diesem Verfahren wird die β-Phase in der Vorform dort erzeugt, wo diese für eine Optimierung des nachfolgenden Umformvorganges benötigt wird, indem in Folge der Ummantelung der härteren α- oder (α+γ)-Phasen in jeder Richtung den Pressling durchgreifende Bahnen der weicheren β-Phase erzeugt worden sind. Dieses kann bei Verwendung eines Titanaluminid-Pulvers für das FAST-Sintern durch eine Vorkonditionierung der Pulverpartikel, etwa durch eine Abreicherung des β-hemmenden AI an der Oberfläche der Pulverpartikel, beispielsweise durch einen Oxidationsvorgang oder eine Überhitzung herbeigeführt werden. Eine solche Al-Abreicherung kann auch während des Sinterprozesses hervorgerufen werden, und zwar z.B. durch Mikroplasmenbildung im SPS/FAST Prozess. Bei additiver Fertigung von Titanaluminiden z.B. durch Elektronenstrahlschmelzen kann durch Vakuum bzw. den reduzierten Umgebungsdruck eine Verdampfung Aluminium gezielt hervorgerufen werden. Möglich ist auch, dass die Pulverpartikel oberflächlich mit einem β-stabilisierenden Element dotiert sind.
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Im SPS/FAST Prozess kann über den Druck und über die Bestromung (Stromstärke, Dauer sowie zeitliche Änderung der Stromstärke) und den dadurch hervorgerufenen Wärmeeintrag und die Sinterdauer dafür Sorge getragen werden, dass die zwischen den Korngrenzen stattfindenden Diffusionsprozesse zunächst auf die aneinandergrenzenden Kornrandbereiche beschränkt bleiben, in denen sich gezielt die weichere β-Phase ausbildet. Somit dient die auf diese Weise zwischen den globularen Körnern der härteren Aluminid-Phase erzeugte weichere β-Phase auch zur Bereitstellung des erforderlichen Bindemittels. Der Sinterprozess wird nur solange durchgeführt, bis die härteren Aluminid-Phasen von einer durch den Sinterprozess gebildeten weicheren Phase saumartig ummantelt sind. Folglich kann die Zeitdauer, die für die Durchführung eines solchermaßen durchgeführten Sinterprozesses erforderlich ist, verglichen mit herkömmlichen für ein FAST-Sintern benötigten Prozessdauer recht kurz bemessen sein, was zu einer Reduzierung der Dauer der gesamten Prozesskette führt. Da zudem mit dem besonderen Gefüge der Vorform auch der Schmiedeprozess weniger langsam durchgeführt werden muss, bringt auch dieses einen positiven Einfluss auf eine Verkürzung der Dauer der gesamten Prozesskette mit sich. Auf Grund der in alle Richtungen homogenen Umformbarkeit einer solchen Vorform und auf Grund der besseren Verformbarkeit hat die Umformung auch einen deutlich geringeren Verschleiß der für die Umformung eingesetzten Gesenke zur Folge, abgesehen davon, dass die Warmumformung, etwa das Schmieden, auch bei geringeren Temperaturen, als herkömmlich erforderlich, durchgeführt werden kann.
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Bei einer Titanaluminid-Legierung kann Einfluss auf den Ort der Ausbildung der weicheren β-Phase auch durch Einsatz von unterschiedlichen Pulverfraktionen, wie etwa einer Ti-Fraktion mit kleineren Pulverpartikeln und einer AI-Fraktion mit größeren Pulverpartikeln vorgenommen werden, wenn der durchschnittliche Durchmesser der Pulverpartikel in jeder Fraktion unterschiedlich ist, beispielsweise um einen Faktor von 3 bis 7. Die Partikelgröße der AI-Fraktion kann beispielsweise 30 bis 60 µm, insbesondere etwa 50 µm betragen, während diejenige der Ti-Fraktion zwischen 5 und 15 µm, insbesondere um etwa 10 µm liegt. Ausgenutzt wird bei Einsatz derartiger Pulver, dass sich die Partikel der Pulverfraktion mit dem kleineren Partikeldurchmesser bei entsprechender Durchmischung der beiden Pulverfraktionen zwischen die Pulverpartikel der AI-Fraktion legen. Durch die beim FAST-Sintern stattfindenden Diffusionsprozesse bildet sich in den Ti-reichen Zwischenkornbereichen der Al-Pulverpartikel die β-Phase, da in diesem Bereich der AI-Gehalt als β-hemmendes Element bzw. α-Phase stabilisierendes Element mit einer deutlich geringeren Konzentration vorhanden ist. Ausgenutzt wird bei diesem Konzept die inhomogene Elementverteilung im zu sinternden Pulver.
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Bei Eisenaluminiden braucht in Folge des Einsatzes feinkörniger Pulver grundsätzlich kein zusätzlicher Kornfeiner, wie etwa Tantal eingesetzt zu werden. Auch bei Eisenaluminiden wird ein feinkörniges Gefüge für die nachfolgende Warmumformung gewünscht. Einfluss genommen werden kann auf die Feinkörnigkeit durch die Wahl der Partikelgröße der eingesetzten Pulverfraktion oder der eingesetzten Pulverfraktionen ebenso wie durch die Verfahrensführung des Verschmelzungsprozesses. Die Zeitdauer des Verschmelzungsprozesses braucht auch bei Eisenaluminiden nicht sehr lange bemessen zu werden, da die weichere Aluminid-Phase, ebenso wie dieses bei der Titanaluminid-Vorform vorstehend beschrieben ist, die härtere Aluminid-Phase nur ummanteln muss. Ein Kornwachstum kann auf diese Weise quasi vermieden werden.
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Die vorstehend beispielhaft an einer Titanaluminid-Vorform und einer Eisenaluminid-Vorform geschilderten Vorteile stellen sich auch bei anderen Aluminiden, wie beispielsweise Nickelaluminiden, ebenso ein, wie bei anderen, zumindest zweiphasigen Metallwerkstoffen, wie beispielsweise bei Messing- bzw. Sondermessinglegierungen oder (α+β)-Titanlegierungen.
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Die besondere Ausführung der Vorform erlaubt es, dass auch bei größeren Umformraten der Warmumformprozess, beispielsweise der Schmiedeprozess einstufig isotherm durchgeführt werden kann.
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Vorteilhaft für die Gefügeeinstellung des Bauteils ist bei diesem Verfahren auch, dass der für die Umformung notwendige Anteil der weicheren Phase, selbst wenn größere Umformraten benötigt werden, recht gering ist, so dass in einem dem Umformprozess nachgeschalteten Verfahrensschritt durch eine Wärmebehandlung auch nur ein verglichen mit anderen vorbekannten Verfahren nur geringerer Anteil an weicherer Phase in eine härtere Aluminid-Phase umgewandelt werden muss. Derartige Wärmebehandlungsverfahren sind bekannt, weshalb an dieser Stelle auf diese verwiesen wird.
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Nachfolgend ist die Erfindung anhand eines Ausführungsbeispiels unter Bezugnahme auf die beigefügten Figuren beschrieben. Es zeigen:
- 1: Eine schematisierte Darstellung zur Herstellung einer über eine Pulverroute hergestellten Titanaluminidvorform,
- 2: Zwei Gefügebilder mit unterschiedlicher Vergrößerung aus dem Kern einer dem nach dem erfindungsgemäßen Verfahren als Pressling hergestellten Vorform einer TiAl-Legierung,
- 3: Gefügebilder derselben Legierung, bei der die Vorform auf herkömmliche Weise durch Strangpressen hergestellt worden ist und
- 4: Gefügebilder aus Weston et al., die das Gefüge der in diesem Stand der Technik beschriebenen Vorform bei unterschiedlichen Abkühlraten zeigen.
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Zum Herstellen eines hoch belastbaren Bauteils aus einem Ti-6AI-4V-Legierung ist die Vorform als Pressling durch FAST-Sintern hergestellt worden. Eingesetzt worden ist in der zu sinternden Pulverfraktion Pulver der genannten Legierung in einer durchschnittlichen Größe (Durchmessermedian) der Pulverpartikel von etwa 50 µm. Das Legierungspulver ist in einem ersten Schritt in die Sinterform einer im Übrigen nicht näher dargestellten FAST-Sinteranlage eingebracht worden (siehe 1 oben). Die bei diesem Ausführungsbeispiel eingesetzten Pulverpartikel weisen eine globulare (rundliche) Form auf. Im Randbereich der einzelnen Pulverpartikel wurde die Konzentration eins die α-Phase stabilisierende Elements reduziert. Im vorliegenden Fall übernimmt diese Funktion Aluminium. Dieses erfolgt, um bei dem Sinterprozess die Ausbildung der weicheren β-Phase an dieser Stelle zu begünstigen. Der Sinterprozess erfolgt unter axialer Druckbeaufschlagung des in die Sinterform eingebrachten Pulvers und unter gleichzeitiger Anlegung eines elektrischen Feldes, mithin einer Bestromung des Pulvers in der Sinterform. Bei diesem Ausführungsbeispiel wurde der Sinterprozess unter Vakuumatmosphäre durchgeführt. Auch wenn bei dem bestehenden Ausführungsbeispiel der Sinterprozess unter Vakuumatmosphäre durchgeführt worden ist, ist dieses zum Erreichen der erfindungsgemäßen Erfolge nicht unbedingt erforderlich. Allerdings kann eine Vakuumatmosphäre genutzt werden, wenn hierdurch Verdampfungsprozesse einzelner Elemente zur Abreicherung die härtere Phase stabilisierender Elemente in der äußeren Randschicht begünstigt werden sollen. Der anliegende, durch den Blockpfeil angedeutete Axialdruck betrug 44 kN, resultierend in einem Druckmaximum von 35 MPa. Während des Sinterprozesses standen die Pulverpartikel unter Strom, und zwar beginnend mit einer Leistung von etwa 2 kW, welche Leistung kontinuierlich auf ca. 4 kW über etwa 20 Minuten erhöht worden ist. In Folge der Bestromung wurden die Pulverpartikel bis auf etwa 1250 Grad °C erwärmt und für ca. 4 Minuten auf diese Temperatur gehalten. Anschließend wurde die Probe durch Abschrecken rasch abgekühlt.
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Durch die vorbeschriebene β-Phasenstabilisierung der äußeren Randschicht der Pulverpartikel werden diejenigen Bereiche innerhalb des Sinterlings definiert, an denen sich die weichere β-Phase ausbildet. Durch diesen Prozess wird die die Vorform durchgreifende, diese also perkolierend durchdringende Entstehung der β-Phase kontrolliert. Die untere Darstellung der 1 verdeutlich die Ausbildung der β-Phase (schwarz) an den Pulverpartikelrändern am Ende des Sinterprozesses. Die schematisierte Darstellung stellt einen Schnitt dar. Die weichere β-Phase ummantelt den aus der härten (α+γ)-Phase bestehenden Kern.
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2 zeigt Mikrofotographien einer nach dem vorbeschriebenen Verfahren hergestellten Vorform. Das obere Gefügebild zeigt sehr anschaulich die perkolierend die Vorform durchgreifende β-Phase (hell), die sich in der Schnittebene als Netzstruktur bemerkbar macht. Da der vorbeschriebene Prozess an den Pulverpartikeloberflächen stattfindet, sind die aneinandergrenzenden Körner durch β-Phasenanteile voneinander getrennt. Bei den anderen Gefügebestandteilen handelt es sich um α-Phasen und/oder (α+γ)-Phasen. Die Darstellung in der unterschiedlichen Vergrößerung des aus dem Kern des Presslings entnommenen Probe der 1 zeigt, dass sich auf Grund des Sinterprozesses die β-Phase nicht nur zwischen den einzelnen ehemaligen Pulverpartikeln (siehe untere Abbildung der 1) sondern innerhalb der ehemaligen Pulverpartikel ausgebildet hat. Auch die intragranulare Ausbildung der β-Phase ist zumindest weitgehend perkolierend, auch wenn der die Subkörner einfassende Saum eine geringere Dicke aufweist als der die ehemaligen Pulverpartikel umgebende Saum.
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Im Vergleich zu dem nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Pressling ist in 2 in derselben Vergrößerung eine Probe aus einer aus derselben Legierung stranggepressten Vorform dargestellt. Die β-Phase ist auch bei dieser Darstellung die helle Komponente. Deutlich erkennbar ist in der Vorform der 2 die Pressorientierung und damit die inhomogene Verteilung der β-Phase innerhalb der Probe.
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Die Gefügeausbildung der 1 war mit Blick auf die Ausführungen in Weston et al., bei denen die Vorform ebenfalls als Pressling hergestellt worden ist, nicht vorherzusehen. Die Größe der Pulverpartikel der eingesetzten Pulverfraktion lag bei diesen vorbekannten Laborversuchen bei 75 bis 150 µm. 3 zeigt als Vergleich die 8 dieser Vorveröffentlichung, in der das Gefügebild von zwei mit derartigem Pulver durch FAST-Sintern hergestellten Sinterlinge bei unterschiedlichen Abkühlmodi gezeigt sind. Das vorbekannte Gefüge zeichnet sich durch langgestreckte, auch lamellare Körner aus. Somit unterscheidet sich das aus diesem Stand der Technik durch FAST-Sintern erzeugte Gefüge signifikant von dem durch das erfindungsgemäße Verfahren erzeugte Gefüge.
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Auf Grund der perkolierenden Durchdringung der β-Phase in dem Pressling, lässt sich dieser in jede Richtung gleichermaßen homogen umformen. Die vorgezeichneten Bewegungsbahnen erster Ordnung, die sich zwischen den ehemaligen Pulverpartikeln befinden, und diejenigen zweiter Ordnung, die sich intragranular und somit innerhalb der ehemaligen Pulverpartikel befinden, definieren die Bewegungsbahnen, auf denen die die nachfolgende Warmumformung, im vorliegenden Fall durch Schmieden, stattfindet.
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Im Nachgang zu der Umformung wird die umgeformte Vorform - im vorliegenden Fall das Schmiedeprodukt - einer Warmbehandlung zum homogenisieren des Gefüges durchgeführt.
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ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur
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- DE 102015103422 B3 [0004, 0006]
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Zitierte Nicht-Patentliteratur
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- FAST-forge - A new cost-effective hybrid processing route for consolidating titanium powder into near shape forged components - Weston et al., Journal of Materials Processing Technology, 243 (217) 135-146 [0006]
- Structural and mechanical characterization of porous iron aluminide FeAl obtained by pressureless Spark Plasma Sintering - Dudina et al., Material Science & Engineering A 695 (2017) 309-314 [0007]
