DE4301880A1

DE4301880A1 - Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffes auf der Basis einer dotierten intermetallischen Verbindung

Info

Publication number: DE4301880A1
Application number: DE4301880A
Authority: DE
Inventors: Robert Baumann; Joachim Dr Roesler; Christoph Dr Toennes
Original assignee: ABB Research Ltd Switzerland
Current assignee: ABB Research Ltd Switzerland
Priority date: 1993-01-25
Filing date: 1993-01-25
Publication date: 1994-07-28
Also published as: EP0608692A1; US5415831A; JPH073354A; RU2119846C1

Description

Technisches Gebiet

Legierungen auf der Basis von dotierten intermetallischen Verbindungen gewinnen in der Werkstofftechnologie zunehmend an Bedeutung. Dies ist vor allem dadurch bedingt, daß sich zahl reiche Legierungen auf der Basis einer dotierten intermetalli schen Verbindung, insbesondere eines Aluminids, trotz einer geringen Dichte durch hohe Festigkeit auszeichnen. Problematisch bei solchen Legierungen ist jedoch eine für zahlreiche Anwendungen nicht ausreichende Duktilität.

Stand der Technik

Die Erfindung nimmt dabei Bezug auf einen Stand der Technik, wie er sich etwa aus Young-Won Kim, High-Temperature Ordered Intermetallic Alloys IV, "Recent Advances in Gamma Titanium Aluminide Alloys", Symposium Nov. 27-30, 1990, Boston, Mass. USA (NRS Proc. Vol. 213, S. 777-794) ergibt.

Aus dem Stand der Technik ist es bekannt, daß die für die Anwendung als Werkstoff für temperaturbelastete Bauteile kritischen Eigenschaften einer intermetallischen Verbindung maßgeblich durch das Gefüge und die Korngröße bestimmt sind. Bei einer intermetallischen Verbindung auf der Basis von dotiertem gamina-Titanaluminid beeinflußt die durch Gefüge und Korngröße bestimmte Werkstoffstruktur vor allem ganz erheblich die Bruchdehnung bei Raumtemperatur und die Kriechfestigkeit bei den hohen Temperaturen, denen aus solchen Werkstoffen gefertigte Bauteile, wie insbesondere Gasturbinenschaufeln oder Turbinenräder von Turboladern, ausgesetzt sind. Für feinkörnige Duplexgefüge mit mittleren Korngrößen von ca. 20 µm ergeben sich bei Raumtemperatur Bruchdehnungen von typischerweise bis zu 2%. Werkstoffe mit solchen Duplexgefügen weisen jedoch ein vergleichsweise geringes Kriechverhalten auf und sind dementsprechend als Schaufelwerkstoff für Gasturbinen nicht besonders geeignet. Hingegen weisen grobkörnige, aus Lamellen mit mittleren Größen von typischerweise ca. 500 µm bestehende Gefüge zwar nur eine sehr geringe Bruchdehnung von typischerweise ca. 0.4% bei Raumtemperatur auf, jedoch ist das Kriechverhalten eines Werkstoffs mit einem solchen Gefüge sehr gut.

Bisher konnten jedoch noch keine Werkstoffe auf der Basis dotierter intermetallischer Verbindungen mit optimalem Gefüge hergestellt werden, welche sowohl eine für die Verwendung als Gasturbinenschaufel ausreichende Duktilität als auch Festigkeit aufweisen.

Beim Herstellen eines Werkstoffs auf der Basis von beispiels weise gamma-Titanaluminid als intermetallischer Verbindung bildet sich bei Anwendung eines Gießverfahrens ein Material mit grobkörnigem Gefüge und mit lamellarer Struktur aus. Ein solches Material ist zwar bei hohen Temperaturen sehr kriechfest, weist aber bei Raumtemperatur eine sehr geringe Duktilität auf.

Durch Schmieden und Umformen des gegossenen Materials ergibt sich ein dynamisch rekristallisiertes, feinkörniges Duplex gefüge mit wesentlich verbesserter Duktilität, aber auch mit wesentlich herabgesetzten Kriecheigenschaften. Ein solches Duplexgefüge weist zudem häufig in Zeilenform ausgebildete Inhomogenitäten auf.

Beim Herstellen eines Werkstoffs auf der Basis des gamma- Titanaluminids nach pulvermetallurgischen Verfahren ergibt sich nach isostatischem Heißverdichten und Wärmebehandeln entweder ein Material mit einem fein- oder mit einem grobkörnigen Gefüge. Ein solches Material weist je nach Gefügeaufbau entweder eine zu geringe Kriechfestigkeit oder eine zu geringe Duktilität auf.

Kurze Darstellung der Erfindung

Der Erfindung, wie sie in Patentanspruch 1 definiert ist, liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffs auf der Basis einer dotierten intermetallischen Verbindung anzugeben, mit dem die Eigenschaften des Werkstoffs in einfacher Weise an vorgegebene Rahmenbedingungen angepaßt werden können.

Das erfindungsgemäße Verfahren zeichnet sich vor allem dadurch aus, daß in äußerst einfacher Weise ein Werkstoff mit praktisch beliebiger Gefügestruktur und daher mit gezielt festgelegten Eigenschaften hergestellt werden kann. Das Verfahren läßt sich mit technologisch einfachen Verfahrens schritten, wie Pulvermischen, Heißverdichten und Wärmebehandeln, ausführen und ist daher besonders wirtschaftlich.

Zur Ausführung des Verfahrens werden lediglich zwei unterschiedlich dotierte und unterschiedliche Teilchengröße aufweisende Ausgangspulver auf der Basis einer intermetallischen Verbindung, wie insbesondere etwa von gamma- Titanaluminid, benötigt. Es können dann je nach Teilchengröße und Art der beiden Pulver Werkstoffe mit nahezu beliebigen, einen grob- und einen feinkörnigen Anteil aufweisenden Mischgefügen und daher mit erwünschten Eigenschaften hergestellt werden. Bei der Bildung der Ausgangspulver ist lediglich zu beachten, daß für den grobkörnigen Gefügeanteil grobkörniges und entsprechend für den feinkörnigen Gefügeanteil feinkörniges Material bereitgestellt wird. Das feinkörnige Material weist eine größere Duktilität auf als das grob körnige. Weist daher das grobkörnige Material hohe Festigkeit und Kriechbeständigkeit bei gleichzeitig großer Sprödigkeit auf, so kann dann ein Werkstoff mit hoher Festigkeit und gutem Kriechverhalten bei gleichzeitig guter Duktilität erreicht werden, wenn das feinkörnige Pulver die Matrix des Gefüges bildet und der Aufnahme des grobkörnigen, festigkeits steigernden Materials dient. Durch Zumischen weiterer jeweils unterschiedlich dotierter Pulver auf der Basis der inter metallischen Verbindung können das Gefüge des Werkstoffes und damit dessen Eigenschaften zusätzlich beeinflußt werden.

Kurze Beschreibung der Zeichnung

Ausführungsbeispiele der Erfindung werden nachfolgend anhand von Zeichnungen näher erläutert. Hierbei zeigt:

Fig. 1 ein Diagramm, in dem die Zugfestigkeit R_m und die 0,2-Dehngrenze R_p0,2 eines aus Pulvern von Ti48Al3Cr und Ti48Al2Cr2Nb nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Werkstoffs in Abhängigkeit vom Anteil an Ti48Al2Cr2Nb-Pulver dargestellt ist, und

Fig. 2 ein Diagramm, in dem die Bruchdehnung des in Fig. 1 erwähnten Werkstoffs in Abhängigkeit vom Anteil an Ti48Al2Cr2Nb-Pulver dargestellt ist.

Wege zur Ausführung der Erfindung

Im Vakuumofen wurden zwei Legierungen mit den nachfolgend angegebenen Zusammensetzungen erschmolzen:

Legierung Ti48Al3Cr: 48 Gew% Aluminium, 3 Gew% Chrom, Rest nicht zu vermeidende Verunreinigungen und Titan,
Legierung Ti48Al2Cr2Nb: 48 Gew% Aluminium, 2 Gew% Chrom, 2 Gew% Niob, Rest nicht zu vermeidende Verunreinigungen und Titan.

Die mit grobkörniger, lamellierter Struktur kristallisierte und eine gute Festigkeit sowie ein gutes Kriechverhalten bei hohen Temperaturen, beispielsweise 800°C, aufweisende Legierung Ti48Al3Cr wurde zu einem Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von ca. 500 µm verdüst. Je nach Anforderung an den herzustellenden Werkstoff kann die mittlere Teilchengröße zwischen 100 und 1000 µm liegen, jedoch ist im allgemeinen eine zwischen 200 und 500 µm liegende Teilchengröße zu bevorzugen.

Die mit feinkörniger Duplexstruktur kristallisierte und gegenüber der Legierung Ti48Al3Cr eine vergleichsweise gute Duktilität aufweisende Legierung Ti48Al2Cr2Nb wurde zu einem Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von ca. 100 µm verdüst. Je nach Anforderung an den herzustellenden Werkstoff kann die mittlere Teilchengröße zwischen ca. 20 und 250 µm liegen, jedoch ist im allgemeinen eine Teilchengröße kleiner 150 µm zu bevorzugen.

Die beiden Pulver wurden während ca. 30 min intensiv miteinander vermischt. Hierbei wurden folgende Mischungsverhältnisse in Gewichtsprozent eingehalten:

Die gemischten Pulver sowie Pulver der Legierung Ti48Al3Cr wurden bei einem Druck von ca. 100 bis 300 MPa, vorzugsweise 200 MPa, und bei Temperaturen von ca. 1000 bis 1150°C, vorzugs weise 1080°C, heiß-isostatisch verdichtet. Nachfolgend wurde das verdichtete Material einer zweistufigen Wärmebehandlung unterzogen. In einer ersten Stufe der Wärmebehandlung wurde das heißverdichtete Material über einen Zeitraum von 1^h bis 5^h, typischerweise 2^h, zunächst auf Temperaturen zwischen 1250 und 1450°C, typischerweise 1350°C, und in einer zweiten Stufe sodann über einen Zeitraum von 2 bis 10^h, typischerweise 6^h, Temperaturen zwischen 900 und 1100°C, typischerweise 1000°C, ausgesetzt.

Aus dem resultierenden Material wurden sodann Schliffkörper für Gefügeuntersuchungen und stabförmige Probekörper für mechanische Werkstoffversuche hergestellt. Die Probekörper wiesen eine etwa dem 5-fachen ihres Durchmessers entsprechende Stablänge auf.

Aus Schliffbildern der Schliffkörper war zu ersehen, daß sich in Abhängigkeit vom Mischverhältnis der beiden Pulver Misch gefüge mit unterschiedlichen Anteilen an grobkörnigem (Ti48Al3Cr) und feinkörnigem Gefüge (Ti48Al2Cr2Nb) einstellen. Aus der Legierung Ti48Al3Cr hergestelltes Material wies erwartungsgemäß lediglich grobkörniges Gefüge auf.

Die aus den Probekörpern ermittelten Versuchswerte sind den Diagrammen gemäß den Fig. 1 und 2 entnehmbar.

Aus Fig. 1 ist ersichtlich, daß die Zugfestigkeit R_m bzw. die 0,2-Dehngrenze R_p0,2 des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Werkstoffs mit zunehmendem Anteil an feinkörnigem Ti48Al2Cr2Nb zunächst überraschend zunehmen und erst oberhalb eines ungefähr zwischen 10 und 15 Gewichtsprozent betragenden Anteils des feinkörnigen Materials an den beiden Ausgangs pulvern bzw. am Werkstoff absinken. Ersichtlich weist der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Werkstoff mit Sicherheit eine bessere Festigkeit auf als ein entsprechend - aber ohne Mischen mit dem feinkörnigem Pulver (Legierung Ti48Al2Cr2Nb) - hergestellter Werkstoff auf der Basis eines grobkörnigen Pulvers (Legierung Ti48Al3Cr), wenn der Anteil an grobkörnigem Pulver mindestens das 5-fache und höchstens das 100-fache des Anteils an feinkörnigem Pulver in Gewichtsprozent beträgt. Eine besonders gute Festigkeit ergibt sich dann, wenn der Anteil an grobkörnigem Pulver etwa das 7- bis 20-fache, vorzugsweise das 10-fache, des Anteils an feinkörnigem Pulver in Gewichtsprozent beträgt. Entsprechend gute Werte wurden auch für das Kriechverhalten bei Temperaturen um 700 bis 800°C ermittelt.

Aus Fig. 2 ist ersichtlich, daß mit steigendem Anteil an feinkörnigem Pulver (Ti48Al2Cr2Nb) die Bruchdehnung und damit auch die Duktilität zunimmt. Beträgt der Anteil an grobkörnigem Pulver etwa das 10-fache des Anteils an feinkörnigem Pulver, so weist der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Werkstoff eine mehr als doppelt so große Bruchdehnung auf wie ein entsprechend, aber ohne Pulvermischen hergestellter Werk stoff auf der Basis der Legierung Ti48Al3Cr.

Das grobkörnige Pulver braucht nicht notwendigerweise nur auf die Legierung Ti48Al3Cr beschränkt zu sein. Gute Ergebnisse sind auch mit Legierungen der folgenden Zusammensetzung in Gewichtsprozent zu erreichen:
46-54 Aluminium,
1-4 Chrom,
Rest Titan und Verunreinigungen.

Das feinkörnige Pulver kann neben der Legierung Ti48Al2Cr2Nb mit Vorteil Legierungen mit folgenden Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweisen:
46-54 Aluminium,
1-4 Chrom,
1-5 Niob,
Rest Titan und Verunreinigungen.

Als Dotierstoffe für das gamma-Titanaluiminid können neben Cr und Nb auch andere Elemente, wie etwa B, C, Co, Ge, Hf, Mn, Pt, Si, Ta, V oder W, verwendet werden. Anstelle von dotiertem gamma-Titanaluminid kann die intermetallische Verbindung etwa auch ein Nickel- oder ein Eisenaluminid sein.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffes auf der Basis einer dotierten intermetallischen Verbindung durch Heißverdichten von Pulver und Wärmebehandeln des heißverdichteten Pulvers, dadurch gekennzeichnet, daß mindestens zwei unterschiedlich dotierte Pulver auf der Basis der intermetallischen Verbindung ausgewählt werden, von denen eines überwiegend grobkörnige Teilchen und ein anderes vergleichsweise feinkörnige Teilchen aufweist und von einem Material mit einer geringeren Kriechfestigkeit, aber einer höheren Duktilität als das Material des grobkörnigen Pulvers gebildet ist, und daß die mindestens zwei Pulver vor dem Heißverdichten in einem der Einstellung eines erwünschten Mischgefüges dienenden Verhältnis miteinander vermischt werden.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil an grobkörnigem Pulver mindestens das 5-fache des Anteils an feinkörnigem Pulver in Gewichtsprozent beträgt.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil an grobkörnigem Pulver mindestens das 100-fache, vorzugsweise das ca. 10-fache, des Anteils an feinkörnigem Pulver in Gewichtsprozent beträgt.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere Teilchengröße des grobkörnigen Pulvers größer 100 und kleiner 1000 µm ist und vorzugsweise zwischen 200 bis 500 µm liegt, und daß die mittlere Teilchengröße des feinkörnigen Pulvers kleiner 250 µm, vorzugsweise kleiner 150 µm, ist.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß als intermetallische Verbindung gamma- Titanaluminid verwendet wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das grobkörnige Pulver folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist:
46-54 Aluminium
1-4 Chrom
Rest Titan und Verunreinigungen.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß das feinkörnige Pulver folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist:
46-54 Aluminium
1-4 Chrom
1-5 Niob
Rest Titan und Verunreinigungen.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß das Heißverdichten isostatisch bei einem Druck von ca. 100 bis 300 MPa bei Temperaturen zwischen ca. 1000 und 1150°C durchgeführt wird.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das Wärmebehandeln zweistufig erfolgt, wobei in einer erste Stufe das heißverdichtete Material über einen Zeitraum von 1^h bis 5^h zunächst Temperaturen zwischen 1250 und 1450°C und in einer zweiten Stufe sodann über einen Zeitraum von 2 bis 10^h Temperaturen zwischen 900 und 1100°C ausgesetzt wird.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß als intermetallische Verbindung Nickel- oder Eisenaluminid ausgewählt wird.