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Hintergrund der Erfindung
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1. Gebiet der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine Legierung auf Basis einer intermetallischen
Titan-Aluminium-Verbindung (nachfolgend als Legierung auf TiAl-Basis
bezeichnet) sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Produkts aus
der Legierung.
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2. Beschreibung des verwandten
Standes der Technik
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Legierungen
auf TiAl-Basis zeigen überlegene
Festigkeit bei hohen Temperaturen. Folglich wird erwartet, dass
Legierungen auf TiAl-Basis für
rotierende Komponenten, wie Turbinenräder von Turboladern und Turbinenblätter von
Gasturbinen verwendbar sind.
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Die
offengelegte japanische Patentanmeldung (JP-A-Heisei 9-143599) offenbart
eine Legierung auf TiAl-Basis. Die Legierung besteht in Atomprozent
aus 45 bis 48% Aluminium, 0,5 bis 2,0% Nickel, 1,0 bis 3,0% Niob,
0,2 bis 1,0% Wolfram und 1,0 bis 2,0% Mangan und einem Rest, der
Titan plus Verunreinigungen einschließt. Die Legierung hat wegen der
geeigneten Nickelkonzentration überlegene
innere Reibungseigenschaften.
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JP-A-2000-199025
offenbart eine Legierung auf Basis einer intermetallischen Titan-Aluminium-Verbindung
für ein
Turbinenbauteil mit Oxidationsbeständigkeit, Hochtemperaturfestigkeit,
Zähigkeit
und Duktilität
sowie das Verfahren zu ihrer Herstellung. Die Legierung hat die folgende
Zusammensetzung: 44,5 bis 48,5 Gew.-% Al, 5 bis 9,5 Gew.-% Nb, 0,5
bis 2 Gew.-% Cr, 0,1 bis 0,4 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,4 Gew.-% Ni und
der Rest Ti mit unvermeidbaren Verunreinigungen. Die Legierung hat
eine Zweiphasenstruktur aus einer Lamellenstruktur, zusammengesetzt
aus einer γ-TiAl-Phase und einer α2-Ti3Al-Phase, und einer γ-Phase oder einer Dreiphasenstruktur
aus einer Lamellenstruktur, einer γ-TiAl-Phase und einer β-Phase.
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US 5,653,828 offenbart ein
Verfahren zur Herstellung von γ-Titan-Aluminid-Legierungen
mit einer feingekörnten
Lammelen-Mikrostruktur, welches die Schritte der cyclischen Wärmebehandlung
von γ-Titan-Aluminid-Legierung
bis zu einer Maximaltemperatur im Bereich von etwa 10°C über der α-Übergangstemperatur
der Legierung bis etwa 10°C
unterhalb der α-Übergangstemperatur
der Legierung und das Abkühlen
der Legierung auf eine Temperatur unterhalb etwa 700°C, sowie
der Wärmebehandlung der
cyclisch wärmebehandelten
Legierung bei einer Temperatur zwischen etwa 750 und 1.050°C für etwa 4
bis 100 Stunden umfasst. Das Verfahren kann einen Gießschritt,
ein heißisostatisches
Pressen, eine Wärmebehandlung
im Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre, sowie einen Abkühlungsschritt
einschließen.
Für gegossene γ-Legierungen
umfasst das Verfahren zusätzlich
einen ersten Schritt einer Lösungsbehandlung
bei einer Temperatur im Bereich von 30 bis 70°C überhalb der α-Übergangstemperatur,
gefolgt von einem Abschrecken mit Wasser oder einem Öl.
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Die
Herstellung von Produkten aus Legierungen auf TiAl-Basis wird oft
durch Gießen
erzielt. Es ist ein Problem des Gießens, dass viele Defekte, wie Hohlräume, in
die gegossenen Produkte eingeschlossen werden. Defekte werden wünschenswerterweise
entfernt, um die mechanischen Eigenschaften der gegossenen Produkte
zu verbessern.
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Es
ist weithin bekannt, dass heißisostatisches
Pressen (hot isostatic pressing, HIP) effektiv Defekte aus dem gegossenen Produkt
entfernt. HIP ist ein Verfahren, bei dem gegossene Produkte bei erhöhtem Druck
einer hohen Temperatur ausgesetzt werden.
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HIP
vergrößert jedoch
den Lamellenabstand der Lamellenstruktur der Legierung auf TiAl-Basis. Diese
Vergrößerung des
Lamellenabstands ist unerwünscht,
weil der enge Lamellenabstand der Lamellenstruktur ein Ursprung
der überlegenen
mechanischen Eigenschaften der Legierung auf TiAl-Basis ist. Die
Vergrößerung des
Lamellenabstands setzt die Kriechfestigkeit der Legierung auf TiAl-Basis
herab.
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Zusätzlich ist
die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
(low cycle fatigue strength) von Legierungen auf TiAl-Basis infolge
ihrer geringen Duktilität
herkömmlichem
metallischem Material unterlegen. Insbesondere im Fall von durch
Gießen
hergestellten TiAl-Legierungen ist die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
infolge ihrer großen
Korngröße sehr
klein. Die geringe Kurzzeitermüdungsfestigkeit
ist ein Problem, weil Gasturbinenkomponenten oft harter thermischer
Beanspruchung ausgesetzt sind, die Kurzzeitermüdung verursacht.
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Folglich
besteht Bedarf, eine durch Gießen hergestellte
Legierung auf TiAl-Basis bereitzustellen, die überlegene Eigenschaften der
Kriechfestigkeit und Kurzzeitermüdungsfestigkeit
aufweist.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Es
ist ein erfindungsgemäßes Ziel,
eine durch Gießen
hergestellte Legierung auf TiAl-Basis zur Verfügung zu stellen, die bessere
Kriechfestigkeit besitzt.
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Ein
weiteres erfindungsgemäßes Ziel
ist es, eine durch Gießen
hergestellte Legierung auf TiAl-Basis bereitzustellen, die eine
bessere Kurzzeitermüdungsfestigkeit
besitzt.
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Ein
weiteres erfindungsgemäßes Ziel
ist die Bereitstellung einer durch Gießen hergestellten Legierung
auf TiAl-Basis, die sowohl in der Kriechfestigkeit als auch der
Kurzzeitermüdungsfestigkeit
verbessert ist.
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In
einem Aspekt der vorliegenden Erfindung hat eine Legierung auf TiAl-Basis
Eigenschaften wie folgt. Die Legierung auf TiAl-Basis hat Lamellenstruktur,
und der Volumenanteil der Nicht-Lamellenstruktur der Legierung ist
gleich oder weniger als 3 Volumenprozent. Die Durchmesser von Lamellenkörnern, die
in die Legierung eingeschlossen sind, sind gleich oder weniger als
200 μm.
Der Lamellenabstand der in die Legierung eingeschlossenen Lamellenstruktur
ist gleich oder weniger als 2 μm.
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Die
Legierung schließt
vorzugsweise Bor ein, dessen Konzentration vorteilhaft im Bereich
von 0,2 bis 1,2 Atomprozent liegt.
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Die
erfindungsgemäße Legierung
auf TiAl-Basis schließt
in Atomprozent ein: 43 bis 48% Aluminium, 2,0 bis 5,0% Niob, 0,2
bis 1,2% Wolfram, 0,1 bis 1,0% Nickel, 0,2 bis 1,2% Bor sowie einen
Rest, der Titan plus Verunreinigungen einschließt.
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Die
Legierung auf TiAl-Basis schließt
vorzugsweise Mangan ein, dessen Konzentration vorteilhaft im Bereich
von 0,2 bis 1,2 Atomprozent liegt.
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Die
Legierung auf TiAl-Basis schließt
vorzugsweise Chrom ein, dessen Konzentration vorteilhaft im Bereich
von 0,2 bis 1,2 Atomprozent liegt.
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Die
Legierung auf TiAl-Basis schließt
vorzugsweise Silizium ein, dessen Konzentration vorteilhaft im Bereich
von 0,1 bis 1,0 Atomprozent liegt.
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Die
Legierung auf TiAl-Basis schließt
vorzugsweise Kohlenstoff ein, dessen Konzentration vorteilhaft im
Bereich von 0,1 bis 0,5 Atomprozent liegt.
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In
einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht ein Verfahren
zur Herstellung eines Produkts aus einer Legierung auf TiAl-Basis
aus dem Gießen
einer Legierung auf Basis einer intermetallischen TiAl-Verbindung
in ein Produkt; dem Ausführen
von heißisostatischem
Pressen des Produkts;
der Wärmebehandlung
des Produkts in einer nicht-oxidierenden Umgebung nach dem heißisostatischen
Pressen; dem schnellen Abkühlen
des Produkts nach der Wärmebehandlung.
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Das
Produkt wird vorzugsweise während
der Wärmebehandlung
auf 1.320° bis
1.370°C
erhitzt.
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Das
Produkt wird vorzugsweise auf 1.000°C mit einer Kühlrate von
30°C bis
100°C/min
während des
schnellen Abkühlens
abgekühlt.
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Das
Herstellungsverfahren schließt
vorzugsweise ein:
eine zweite Wärmebehandlung des Produkts
nach dem schnellen Abkühlen;
und
das langsame Abkühlen
des Produkts nach der zweiten Wärmebehandlung.
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Das
Produkt wird während
der zweiten Wärmebehandlung
vorzugsweise auf 900°C
bis 1.050°C erhitzt.
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Das
Produkt wird während
des langsamen Abkühlens
mit einer Kühlrate
gleich oder weniger als 10°C/min
abgekühlt.
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Das
Herstellungsverfahren ist vorteilhaft, wenn die Legierung auf TiAl-Basis
Bor einschließt, dessen
Konzentration vorzugsweise im Bereich von 0,2 bis 1,2 Atomprozent
liegt.
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Kurze Beschreibung
der Zeichnungen
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1 ist
eine perspektivische Ansicht von hergestellten Turbinenrädern;
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2 ist
eine Tabelle, die Legierungen und Verfahren zeigt, die für Beispiele
1 bis 7 benutzt wurden sowie das Bewertungsresultat;
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3 ist
eine Tabelle, welche die Zusammensetzung der Legierungen 1 bis 5
zeigt;
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4 zeigt
eine Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel 1 mit dem optischen
Mikroskop;
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5 zeigt
eine Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel 2 mit dem optischen
Mikroskop;
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6 zeigt
eine Rückstreu-elektronenmikroskopische
Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel 2 in Nähe einer Korngrenze;
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7 zeigt
eine Rückstreu-elektronenmikroskopische
Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel 3 vor dem Kriechbruchtest;
und
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8 zeigt
eine optisch-mikroskopische Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel
3 nach dem Versagen des Kriechtests.
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Beschreibung
der bevorzugten Ausführungsformen
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In
einer erfindungsgemäßen Ausführungsform
hat eine Legierung auf TiAl-Basis Eigenschaften wie folgt. Die Legierung
auf TiAl-Basis hat eine Lamellenstruktur und der Volumenanteil seiner Nicht-Lamellenstruktur
ist gleich oder weniger als 3 Volumenprozent. Durchmesser von Lamellenkörnern sind
gleich oder weniger als 200 μm
und der Lamellenabstand ist gleich oder weniger als 2 μm. Der kleine
Volumenanteil der Nicht-Lamellenstruktur
und der geringe Lamellenabstand verbessert die Kriechfestigkeit
der Legierung auf TiAl-Basis, während
die geringen Durchmesser der Lamellenkörner die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
verbessern.
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Die
Legierung auf TiAl-Basis ist in Atomprozent zusammengesetzt aus:
43 bis 48% Aluminium (Al), 2,0 bis 5,0% Niob (Nb), 0,2 bis 1,2%
Wolfram (W), 0,1 bis 1,0 Nickel (Ni), 0,2 bis 1,2% Mangan (Mn),
und 0,2 bis 1,2% Bor (B), sowie einem Rest, der Titan plus Verunreinigungen
einschließt.
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Die
Aluminiumkonzentration der Legierung auf TiAl-Basis ist im Bereich
von 43 bis 48 Atomprozent. Eine Aluminiumkonzentration unter 43
Atomprozent setzt die Zähigkeit
der Legierung herab. Andererseits verringert eine Aluminiumkonzentration über 48 Atomprozent
den Anteil der α2-Phase in der Lamellenstruktur und setzt
so die Festigkeit bei hoher Temperatur herab.
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Die
Dotierung mit Niob verbessert die Antioxidationsbeständigkeit.
Die Niob-Konzentration der Legierung auf TiAl-Basis ist im Bereich
von 2,0 bis 5,0 Atomprozent. Eine Niob-Konzentration von weniger
als 2,0 Atomprozent ist nicht effektiv, um die Antioxidationsbeständigkeit
zu verbessern. Andererseits ist eine Niob-Konzentration von mehr
als 5,0 Atomprozent nicht bevorzugt wegen der Erhöhung der
Dichte und der Kosten der Legierung.
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Die
Dotierung mit Wolfram verbessert die Festigkeit der Legierung auf
TiAl-Basis bei hoher Temperatur. Die Wolfram-Konzentration ist im Bereich von 0,2
bis 1,2 Atomprozent. Eine Wolfram Konzentration von weniger als
0,2 Atomprozent ist nicht effektiv zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit
bei hoher Temperatur. Andererseits ist eine Wolfram-Konzentration
von mehr als 1,2 Atomprozent nicht bevorzugt infolge der Erhöhung der
Dichte und der Kosten der Legierung.
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Die
Dotierung mit Nickel erhöht
die innere Reibung der Legierung auf TiAl-Basis. Die Nickel-Konzentration
der Legierung ist im Bereich von 0,1 bis 1,0 Atomprozent. Eine Nickel-Konzentration von
weniger als 0,1 Atomprozent ist nicht effektiv, um die innere Reibung
zu erhöhen.
Andererseits verringert eine Nickel-Konzentration von mehr als 1,0 Atomprozent
die Duktilität
bei Raumtemperatur infolge der Erzeugung schädlicher Phasen, wie beispielsweise
Laves-Phasen in
der Legierung.
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Die
Dotierung mit Mangan verbessert die Kurzzeitermüdungsfestigkeit. Die Mangan-Konzentration
der Legierung auf TiAl-Basis ist vorteilhaft im Bereich von 0,2
bis 1,2 Atomprozent. Eine Mangan-Konzentration von weniger als 0,2
Atomprozent ist nicht effektiv zur Verbesserung der Kurzzeitermüdungsfestigkeit.
Andererseits verringert eine Mangan-Konzentration von mehr als 1,2
Atomprozent die Antioxidationsbeständigkeit.
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Die
Dotierung mit Bor verringert die Größe der Lamellenkörner in
der Legierung auf TiAl-Basis. Die Verringerung der Korngröße verbessert
die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
der Legierung. Die Borkonzentration der Legierung ist vorteilhaft
im Bereich von 0,2 bis 1,2 Atomprozent. Eine Borkonzentration von weniger
als 0,2 Atomprozent ist nicht effektiv zur Verringerung der Korngröße. Andererseits
verringert eine Borkonzentration von mehr als 1,2 Atomprozent die
Brüchigkeit
der Legierung infolge der Ausfällung von
Borid.
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Die
Dotierung mit Chrom ist bevorzugt, um die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
weiter zu verbessern. Die Chromkonzentration der Legierung auf TiAl-Basis
ist vorteilhaft im Bereich von 0,2 bis 1,2 Atomprozent. Eine Chromkonzentration
von weniger als 0,2 Atomprozent ist nicht effektiv für die Verbesserung
der Kurzzeitermüdungsfestigkeit.
Andererseits setzt eine Chromkonzentration von mehr als 1,2 Atomprozent
die Kriechfestigkeit infolge der Bildung von β-Phase in der Legierung herab.
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Die
Dotierung mit Silizium ist bevorzugt, um die Kriechfestigkeit der
Legierung auf TiAl-Basis weiter zu verbessern. Die Silizium-Konzentration
der Legierung ist vorteilhaft im Bereich von 0,1 bis 1,0 Atomprozent.
Eine Silizium-Konzentration von weniger als 0,1 Atomprozent ist
nicht effektiv für
die Verbesserung der Kriechfestigkeit. Eine Silizium-Konzentration
von mehr als 1,0 Atomprozent setzt die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
herab.
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Die
Dotierung mit Kohlenstoff ist ebenso bevorzugt, um die Kriechfestigkeit
der Legierung weiter zu verbessern. Die Kohlenstoff-Konzentration
der Legierung ist vorteilhaft im Bereich von 0,1 bis 0,5 Atomprozent.
Eine Kohlenstoff-Konzentration
von weniger als 0,1 Atomprozent ist nicht effektiv für die Verbesserung
der Kriechfestigkeit. Eine Kohlenstoff-Konzentration von mehr als
0,5 Atomprozent setzt die Kurzzeitermüdungsfestigkeit herab.
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Ein
bevorzugtes Verfahren zur Herstellung eines Produkts aus der zuvor
erwähnten
Legierung auf TiAl-Basis wird nachstehend beschrieben.
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Das
Herstellungsverfahren beginnt mit dem Schmelzen und Gießen der
Legierung auf TiAl-Basis in ein gegossenes Produkt. Die Bordotierung
in der Legierung auf TiAl-Basis verbessert effektiv die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
des gegossenen Produkts durch Miniaturisierung der Größe der Lamellenkörner des
Produkts.
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Nach
dem Gießen
wird das gegossene Produkt dann HIP ausgesetzt. Die Bedingungen
des HIP sind wie folgt. Das gegossene Produkt wird erhitzt und in
einer Umgebung von im wesentlichen reinem Argon bei einer Temperatur
von 1.200°C
bis 1.300°C für 1 bis
3 Stunden gepresst. Der aufgewandte Druck ist gleich oder mehr als
100 MPa. Die Argonumgebung verhindert effektiv die Oxidation des
gegossenen Produkts.
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Der
Temperaturbereich von 1.200°C
bis 1.300°C
ist aus folgenden Gründen
vorteilhaft. HIP bei einer Temperatur unter 1.200°C ist nicht
effektiv für
die Eliminierung von Defekten infolge der geringen Deformierbarkeit
der Legierung. Andererseits ist HIP bei einer Temperatur über 1.300°C nicht bevorzugt,
weil die Argonumgebung unvermeidlich eine geringe Menge Sauerstoffgas
als Verunreinigung enthält
und die geringe Menge Sauerstoffgas das gegossene Produkt oxidieren
kann, weil sein Partialdruck durch Hochdruck, wie beispielsweise
100 MPa, erhöht
wird.
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Wie
zuvor erwähnt,
beseitigt HIP die Defekte des gegossenen Produkts. Die Kriechfestigkeit
des gegossenen Produkts wird jedoch durch HIP herabgesetzt. HIP
vergrößert den
Lamellenabstand der Lamellenstruktur und erzeugt Nicht-Lamellenstruktur
an Korngrenzen. Der Nicht-Lamellenabstand setzt die gemeinsame Formbarkeit
("conformability") der Lamellenkörner herab.
Die Zunahme des Lamellenabstands und die verringerte gemeinsame
Formbarkeit setzen die Kriechfestigkeit der Legierung herab.
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Um
die Kriechfestigkeit der Legierung zu erhöhen, wird das gegossene Produkt
dem folgenden Verfahren unterzogen. Zuerst wird das gegossene Produkt
im Vakuum bei einer Temperatur von 1.320°C bis 1.370°C für 20 bis 60 Minuten wärmebehandelt
und dann schnell abgekühlt.
Dieses Verfahren kann nachfolgend als VHRCP (vacuum heating und
rapid cooling process, Verfahren des Erhitzens unter Vakuum und
der schnellen Abkühlung)
bezeichnet werden. Die schnelle Abkühlung des gegossenen Produkts
wird erzielt durch Blasen von Argongas von Raumtemperatur in den
für die
Wärmebehandlung
verwendeten Ofen. Das gegossene Produkt wird vorzugsweise mit einer
Kühlrate
von 30°C bis
100°C/min
abgekühlt,
bis das Metallprodukt auf 1.000°C
abgekühlt
ist.
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Das
VHRCP restrukturiert die Lamellenstruktur der Legierung und verbessert
effektiv die Kriechfestigkeit. Das VHRCP verringert den Lamellenabstand
und beseitigt die Nicht-Lamellenstruktur
an den Korngrenzen. Die Verringerung des Lamellenabstands und die
Beseitigung der Nicht-Lamellenstruktur
verbessern effektiv die Kriechfestigkeit der Legierung.
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Die
Temperatur der Wärmebehandlung
im Bereich von 1.320°C
bis 1.370°C
ist aus den folgenden Gründen
vorteilhaft. Eine Wärmebehandlung
bei einer Temperatur unter 1.320°C
verursacht nicht die Restrukturierung der Lamellenstruktur. Andererseits ist
es nicht bevorzugt, dass das gegossene Produkt einer übermäßig hohen
Temperatur ausgesetzt wird.
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Das
VHRCP, welches wirksam ist für
die Verbesserung der Kriechfestigkeit, erzeugt verbliebene Spannung
in dem gegossenen Produkt. Die verbliebene Spannung verursacht dynamische
Rekristallisierung und erzeugt hierdurch Nicht-Lamellenstruktur an den Korngrenzen,
wenn externe mechanische Spannung auf das gegossene Produkt ausgeübt wird.
Die Nicht-Lamellenstruktur
setzt die Kriechfestigkeit des gegossenen Produkts herab.
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Um
dynamische Rekristallisierung zu verhindern, wird das gegossene
Produkt bei einer Temperatur von 900°C bis 1.050°C für 3 bis 50 Stunden in Luft
getempert. Das Tempern entfernt effektiv die verbliebene Spannung.
Eine Temperungstemperatur von 900°C
bis 1.050°C
ist vorteilhaft. Eine Temperung bei einer Temperatur unterhalb von
900°C ist nicht
effektiv für
die Entfernung der verbliebenen Spannung. Eine Temperung bei einer
Temperatur von höher
als 1.050°C
zerstört
die durch das VHRCP restrukturierte Lamellenstruktur. Die Behandlung
in Inertgasatmosphäre
ist nicht erforderlich, weil die Oxidation der TiAl-Legierung an
Luft in diesem Temperaturbereich gering ist.
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Wie
beschrieben, verbessern die Struktur und Zusammensetzungen der Legierung
auf TiAl-Basis und das Herstellungsverfahren effektiv sowohl die Kriechfestigkeit
als auch die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
des gegossenen Produkts.
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Beispiele
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Sieben
Turbinenräder,
die eine in 1 gezeigte Form haben, wurden
durch Gießen
hergestellt. Die Turbinenräder
wurden dann dem zuvor erwähnten
HIP, VHRCP und/oder Tempern unterzogen. HIP wird für 3 Stunden
bei den Bedingungen einer Temperatur von 1.250°C und einem Druck von 150 MPa
durchgeführt.
Die hergestellten sieben Turbinenräder werden jeweils als Beispiele
1 bis 7 bezeichnet.
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2 zeigt
Legierungen und das Herstellungsverfahren von Beispielen 1 bis 7.
Beispiele 1 bis 7 sind aus einer der Legierungen 1 bis 5 hergestellt, die
unterschiedliche Zusammensetzungen haben, wie in 3 gezeigt
ist. Legierung 1 hat eine Vergleichszusammensetzung, welche keines
von Bor, Chrom, Silizium und Kohlenstoff einschließt. Legierungen
2 bis 5 sind erfindungsgemäße Ausführungsformen.
Legierung 2 ist eine Standardzusammensetzung. Legierung 3 schließt Chrom ein,
welches die Kurzzeitermüdungsfestigkeit
verbessert. Legierungen 4 und 5 schließen jeweils Silizium bzw. Kohlenstoff
ein, welche die Kriechfestigkeit verbessern.
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Wie
in 2 gezeigt ist, wurde Beispiel 1 aus Legierung
1 hergestellt und HIP, VHRCP und Tempern für die Entfernung von verbliebener
Spannung unterzogen.
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Beispiele
2 bis 4 wurden hergestellt aus Legierung 2, wobei sie unterschiedlichen
Verfahren unterzogen wurde. Beispiel 2 wurde HIP ausgesetzt und
nicht VHRCP und Tempern ausgesetzt. Beispiel 3 wurde HIP und VHRCP
ausgesetzt und nicht dem Tempern ausgesetzt. Beispiel 4 wurde HIP,
VHRCP und Tempern ausgesetzt.
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Beispiele
5, 6 und 7 wurden jeweils aus Legierung 3, 4 und 5 hergestellt.
Beispiele 5, 6 und 7 wurden alle HIP, VHRCP und Tempern ausgesetzt.
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Es
ist anzumerken, dass Beispiel 2 nicht dem VHRCP und Tempern unterzogen
wurde und Beispiel 3 nicht dem Tempern. Beispiele 2 und 3 wurden
verwandt, um die Effekte des VHRCP und Temperns zu zeigen.
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Teststücke für einen
Kurzzeitermüdungstest und
einen Kriechbruchtest wurden jeweils aus den Mittelteilen der Beispiele
1 bis 7 maschinell hergestellt. Die Teststücke für den Kurzzeitermüdungstest waren
zylindrische Stäbe
mit 3 mm Durchmesser und 8 mm Länge.
Die Teststücke
wurden dem Kurzzeitermüdungstest
unter den Bedingungen von 0,7% Dehnung und einer Temperatur von
750°C unterzogen, um
Zyklen von Kurzzeitermüdungsversagen
zu bestimmen. Die Kriechteststücke
waren zylindrische Stäbe
mit 6 mm Durchmesser und 30 mm Länge.
Die Kriechteststücke
wurden einer Spannung von 100 MPa bei 900°C unterzogen, um Kriechbruchlebensdauern
zu bestimmen.
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Die
Resultate dieser Tests sind in 2 gezeigt.
Beispiel 1, welches kein Bor einschließt und HIP, VHRCP und Tempern
unterzogen wurde, zeigt überlegene
Kriechfestigkeit. Die überlegene
Kriechfestigkeit stammt aus dem VHRCP und Tempern. Beispiel 1 besitzt
jedoch die schlechteste Kurzzeitermüdungsfestigkeit. 4 zeigt
eine Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel 1 mit dem optischen
Mikroskop. Die Körner
von Beispiel 1, welches nicht mit Bor dotiert ist, haben einen größeren Durchmesser als
200 μm.
Die große
Korngröße verursacht
die geringe Kurzzeitermüdungsfestigkeit
von Beispiel 1.
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Wie
in 2 gezeigt ist, zeigt Beispiel 2, welches Bor einschließt, überlegene
Kurzzeitermüdungsfestigkeit. 5 zeigt
eine Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel 2 mit dem optischen
Mikroskop. Die Korngröße von Beispiel
2 (d.h. die Größe von Lamellenkörnern) ist
kleiner als 200 μm,
d.h. viel kleiner als diejenige von Beispiel 1. Die kleine Korngröße von Beispiel
2 verbessert wirksam die Kurzzeitermüdungsfestigkeit.
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Beispiel
2 zeigt jedoch geringe Kriechfestigkeit. 6 zeigt
eine Rückstreu-elektronenmikroskopische
Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel 2 in Nähe einer Korngrenze. Der Lamellenabstand
von Beispiel 2 ist größer als
2 μm. Zusätzlich schließt Beispiel
2 Nicht-Lamellenstruktur ein. Die Nicht-Lamellenstruktur hat einen
Volumenanteil von mehr als 3%. Der große Lamellenabstand und die
Nicht-Lamellenstruktur
von Beispiel 2 verursacht die geringe Kriechfestigkeit.
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Wie
in 2 gezeigt ist, zeigt Beispiel 3, welches Bor einschließt, und
HIP und VHRCP unterzogen wurde, bessere Kurzzeitermüdungsfestigkeit. Wie
oben diskutiert, resultiert dies aus der durch die Bor-Dotierung
verursachten geringen Korngröße.
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Zusätzlich ist
Beispiel 3 hinsichtlich der Kriechfestigkeit gegenüber Beispiel
2 verbessert. 7 zeigt eine Rückstreu-elektronenmikroskopische
Aufnahme eines Querschnitts von Beispiel 3 vor dem Kriechbruchtest.
Der Lamellenabstand ist klein und weniger als 2 μm. Zusätzlich wird keine Nicht-Lamellenstruktur
in der Nähe
von Korngrenzen beobachtet. Die Rückstreu-elektronenmikroskopische Aufnahme
beweist, dass Beispiel 3 eine gewünschte Struktur für die Verbesserung
der Kriechfestigkeit besitzt.
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Beispiel
3 erleidet jedoch während
des Kriechtests dynamische Rekristallisierung. 8 zeigt
eine optisch-mikroskopische Aufnahme des Querschnitts von Beispiel
3 nach dem Versagen des Kriechtests. Eine große Zahl kleiner Körner, gebildet durch
die Rekristallisierung, wird an den Grenzen der Lamellenkörner beobachtet.
Kriechhohlräume
werden gefunden, wo rekristallisierte Körner vorliegen.
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Es
wird angenommen, dass die Rekristallisierung durch verbliebene Spannung
verursacht wird. Die schnelle Abkühlung während des VHRCP erzeugt große verbliebene
Spannung an den Krongrenzen und die verbliebene Spannung verursacht dynamische
Rekristallisierung während
des Kriechtests. Entfernung der verbliebenen Spannung wird als wirksam
für die
Verbesserung der Kriechfestigkeit angesehen.
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Beispiel
4, welches Bor einschließt
und HIP, VHRCP und Tempern ausgesetzt wurde, zeigt überlegene
Kurzzeitermüdungsfestigkeit
und Kriechfestigkeit. Die überlegene
Kurzzeitermüdung
wird erzielt durch die Dotierung mit Bor, während die Verbesserung der
Kriechfestigkeit erzielt wird durch VHRCP und Tempern. Das Tempern
entfernt verbliebene Spannung und unterdrückt so die dynamische Rekristallisierung.
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Beispiel
5, welches aus Legierung 3 hergestellt wurde, zeigt verbesserte
Kurzzeitermüdungsfestigkeit,
während
seine Kriechfestigkeit Beispiel 4 unterlegen ist. Dies resultiert
aus der Dotierung mit Chrom, welche die Duktilität verbessert, während sie die
Festigkeit beeinträchtigt.
In dieser erfindungsgemäßen Legierung
ist die Dotierung mit Chrom wirksam für die Anwendung, welche überlegene
Kurzzeitermüdungsfestigkeit
erfordert.
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Beispiel
6, welches aus Legierung 4 hergestellt ist, zeigt überlegene
Kriechfestigkeit, während seine
Kurzzeitermüdungsfestigkeit
Beispiel 4 unterlegen ist. Dies resultiert aus der Dotierung mit
Silizium, welche die mechanische Festigkeit verbessert, während die
Duktilität
verringert wird. In dieser erfindungsgemäßen Legierung ist die Dotierung
mit Silizium wirksam für
die Anwendung, welche überlegene Kriechfestigkeit
erfordert.
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Beispiel
7, welches aus Legierung 5 hergestellt ist, zeigt ebenso überlegene
Kriechfestigkeit, während
seine Kurzzeitermüdungsfestigkeit
Beispiel 4 unterlegen ist. Dies resultiert aus der Dotierung mit Kohlenstoff,
welche die Festigkeit verbessert, während die Duktilität verringert
wird. In dieser erfindungsgemäßen Legierung
ist die Dotierung mit Kohlenstoff wirksam für die Anwendung, welche überlegene
Kriechfestigkeit erfordert.
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Obwohl
die Erfindung in ihrer bevorzugten Form mit einem gewissen Grad
von Genauigkeit beschrieben wurde, versteht es sich, dass die vorliegende
Offenbarung der bevorzugten Form in den Konstruktionsdetails geändert wurde
und dass auf die Kombination und Anordnung von Teilen zurückgegriffen
werden kann, ohne vom beanspruchten Gegenstand abzuweichen.