EP0464366B1 - Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid - Google Patents

Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid Download PDF

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EP0464366B1
EP0464366B1 EP91108605A EP91108605A EP0464366B1 EP 0464366 B1 EP0464366 B1 EP 0464366B1 EP 91108605 A EP91108605 A EP 91108605A EP 91108605 A EP91108605 A EP 91108605A EP 0464366 B1 EP0464366 B1 EP 0464366B1
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EP
European Patent Office
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atomic
temperature
deformation
cast body
workpiece
Prior art date
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EP91108605A
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English (en)
French (fr)
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EP0464366A1 (de
Inventor
Mohamed Dr. Nazmy
Markus Staubli
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ABB Asea Brown Boveri Ltd
ABB AB
Original Assignee
ABB Asea Brown Boveri Ltd
Asea Brown Boveri AB
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium

Definitions

  • the invention is based on a method for producing a workpiece from a dopant-containing alloy based on titanium aluminide.
  • High-temperature alloys for thermal machines based on the intermetallic compound TiAl which are suitable for the production of cast and forged components and which can supplement and partially replace the conventional nickel-based superalloys.
  • the invention relates to the melting and casting of alloys based on the intermetallic compound TiAl and doped with further additives and to the thermal and thermomechanical processing of this alloy into usable workpieces with good mechanical properties.
  • Intermetallic compounds of titanium with aluminum have some interesting properties which make them appear attractive as construction materials in the medium and higher temperature range. Among other things, this includes their low density compared to superalloys, which only reaches approx. 1/2 of the value for Ni superalloys. Their technical usability in the present form stands in the way of their brittleness. The former can be improved by additives, whereby higher strength values are also achieved.
  • intermetallic compounds some of which have already been introduced as construction materials, nickel aluminides, nickel silicides and titanium aluminides are known.
  • the shape of the intermetallic phases based on titanium aluminides presents a certain problem. Because of the high affinity of the elements involved for oxygen, in particular that of titanium, the production of molded parts by casting is difficult. Poor mold filling, porosity and cavities are the consequences. In addition, the properties of the cast structure cannot be improved to the desired extent by subsequent heat treatments. On the other hand, classic hot forming is opposed by the comparatively poor ductility in the lower temperature range.
  • US-A-4 842 819 describes the thermoforming of a blank which was obtained by hot isostatic pressing of a strip produced by melt spinning. After heat treatment, workpieces were obtained from the hot-formed blank by material-removing processing. The hot working was carried out at 975 ° C, the previous hot isostatic pressing at 950 ° C and over 200 MPa.
  • the invention is based on the object of specifying a method for producing a workpiece from a dopant-containing alloy based on titanium aluminide, which leads to a material of high oxidation and corrosion resistance, high heat resistance and sufficient ductility.
  • an alloy with a composition according to claim 8 (each consisting approximately half of Al and Ti and doped) was melted in an induction furnace: The melt was poured into ingots. The ingots were then annealed at a temperature of 1100 ° C for 10 hours in an argon atmosphere. The cast skin and scale layer were then removed mechanically. Then the cylindrical blocks were inserted into suitable capsules made of soft carbon steel and the latter sealed. The encapsulated workpieces were then hot-isostatically pressed at a temperature of 1260 ° C. for 3 hours under a pressure of 120 MPa, cooled, heated to 1100 ° C. at 10 to 50 ° C./min, held and forged at 1100 ° C.
  • the linear rate of deformation (punch speed of the forging press) v was 0.1 mm / s at the beginning of the forging process.
  • the pressing forces required for the upsetting were of medium size. In the present case, they were approximately 750 kN, which corresponded to an initial pressure of approximately 300 MPa.
  • the forging die consisted of the Mo alloy containing small amounts of Ti and Zr.
  • the flow limit of the workpiece was approx. 200 MPa at 1150 ° C.
  • the workpiece had a Vickers hardness HV of an average of 336 kg / mm2.
  • the forging process was carried out essentially isothermally at a temperature of 1120 ° C., a flow limit of 250 MPa being observed on average.
  • the rate of deformation (punch speed) at the start of each forging operation was approximately 0.1 to 0.2 mm / s.
  • the base part was compressed by a further 20% decrease in height in the longitudinal axis of the airfoil.
  • the workpiece was then cooled to below 500 ° C. at a rate of 300 ° C./h and, after cooling, tempered for 1 hour at a temperature of 800 ° C. With this, the almost final shape of the turbine blade was achieved, apart from milling the grooves on the fir tree base.
  • the cast blank was annealed at 1050 ° C, overturned (removal of the cast skin) and encapsulated in an all-round sleeve made of soft steel and hot isostatically pressed according to the previous examples. Then the block was first compressed in the longitudinal direction with a 30% decrease in height at 1150 ° C. and pressed several times in the transverse directions in such a way that an oval cross section was produced in the leaf section. Intermediate annealing was carried out at 1200 ° C. The pre-forged blank with an oval cross-section in the sheet section was placed in the die of a forging press and deformed in several stages until the above sheet profile was reached. The forging process was carried out essentially isothermally at a temperature of 1150 ° C.
  • a flow limit of 200 MPa on average was observed at this temperature.
  • the deformation speed (punch speed) at the beginning of the drop forging operations was approx. 0.2 mm / s.
  • the remaining process steps were analogous to Example 4.
  • the tempering was carried out at a temperature of 750 ° C. for 2 hours.
  • the structure of the finished turbine blade was fine-grained and homogeneous.
  • the Vickers hardness HV was 15% higher than the as-cast state.
  • B generally has a strong toughness-increasing effect in combination with other strength-increasing elements.
  • the loss of ductility caused by alloying W could be practically compensated for by adding only 0.5 at.% B. Additions higher than 1 at.% B are not necessary.
  • polynary systems in which an attempt is made to make up for the negative properties of individual additions by simultaneously alloying other elements.
  • the area of application of the modified titanium aluminides advantageously extends to temperatures between 600 and 1000 ° C.
  • the invention is not restricted to the exemplary embodiments.
  • the workpiece is forged essentially isothermally, and after the isothermal forging it has the shape of a gas turbine blade.
  • the workpiece is essentially forged isothermally and, after the isothermal forging, is subjected to a further hot-forming process with up to 40% reduction in cross-section, the latter advantageously consisting of hot rolling.

Description

    Technisches Gebiet
  • Bei der Erfindung wird ausgegangen von einem Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid.
  • Hochtemperaturlegierungen für thermische Maschinen auf der Basis der intermetallischen Verbindung TiAl, welche sich für die Herstellung von gegossenen und geschmiedeten Bauteilen eignen und die konventionellen Nickelbasis-Superlegierungen ergänzen und zum Teil ersetzen können.
  • Die Erfindung bezieht sich auf das Erschmelzen und Abgiessen von Legierungen auf Basis der intermetallischen Verbindung TiAl und dotiert mit weiteren Zusätzen und auf das thermische und thermomechanische Weiterverarbeiten dieser Legierung zu brauchbaren Werkstücken mit guten mechanischen Eigenschaften.
    • Stand der Technik
  • Intermetallische Verbindungen des Titans mit dem Aluminium haben einige interessante Eigenschaften, welche sie als Konstruktionswerkstoffe im mittleren und höheren Temperaturbereich als attraktiv erscheinen lassen. Dazu gehört unter anderem ihre gegenüber Superlegierungen niedrige Dichte, die nur ca. 1/2 des Wertes für Ni-Superlegierungen erreicht. Ihrer technischen Verwendbarkeit in der vorliegenden Form steht allerdings ihre Sprödigkeit entgegen. Erstere kann durch Zusätze verbessert werden, wobei auch höhere Festigkeitswerte erreicht werden. Als mögliche und zum Teil bereits als Konstruktionsstoffe eingeführte intermetallische Verbindungen sind unter anderem Nickelaluminide, Nickelsilizide und Titanaluminide bekannt.
  • Es wurde schon versucht, die Eigenschaften des reinen TiAl durch leichte Veränderungen des Ti/Al-Atomverhältnisses sowie durch Zulegieren von anderen Elementen zu verbessern. Als weitere Elemente wurden beispielsweise alternativ Cr, B, V, Si, Ta sowie (Ni + Si) und (Ni + Si + B) vorgeschlagen, ferner Mn, W, Mo, Nb, Hf. Die Absicht bestand darin, einerseits die Sprödigkeit herabzusetzen, d.h. die Dehnbarkeit und Zähigkeit des Werkstoffs zu erhöhen, andererseits eine möglichst hohe Festigkeit im interessierenden Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und Betriebstemperatur zu erreichen. Ausserdem wurde eine genügend hohe Oxydationsbeständigkeit angestrebt. Diese Ziele wurden jedoch nur teilweise erreicht.
  • Die Warmfestigkeit der bekannten Aluminide lässt indessen noch zu wünschen übrig. Entsprechend dem vergleichsweise niedrigen Schmelzpunkt dieser Werkstoffe ist die Festigkeit, insbesondere die Kriechfestigkeit im oberen Temperaturbereich reich ungenügend, wie auch aus diesbezüglichen Veröffentlichungen hervorgeht.
  • Des weiteren stellt die Formgebung der auf Titanaluminiden basierenden intermetallischen Phasen eine gewisse Problematik dar. Wegen der hohen Affinität der beteiligten Elemente zum Sauerstoff, insbesondere derjenigen des Titans ist die Herstellung von Formteilen durch Giessen erschwert. Schlechtes Formfüllungsvermögen, Porosität und Lunker sind die Folgen. Ausserdem können die Eigenschaften des Gussgefüges durch nachfolgende Wärmebehandlungen nicht im gewünschten Masse verbessert werden. Der klassischen Warmumformung steht andererseits die vergleichsweise mangelhafte Duktilität im unteren Tempeaturbereich entgegen.
  • Zum Stand der Technik werden die nachfolgenden Dokumente angegeben:
    • N.S. Stoloff, "Ordered alloys-physical metallurgy and structural applications", International metals review, Vol. 29, No. 3, 1984, pp. 123-135.
    • G. Sauthoff, "Intermetallische Phasen", Werkstofe zwischen Metall und Keramik, Magazin neue Werkstoffe 1/89, S. 15-19.
    • Young-Won Kim, "Intermetallic Alloys based on Gamma Titanium Aluminide", JOM, July 1989.
    • US-A-4 842 817
      US-A-4 842 819
      US-A-4 842 820
    • US-A-4 857 268
      US-A-4 836 983
      EP-A-0 275 391
  • Die genannte US-A-4 842 819 beschreibt das Warmverformen eines Rohlings, der durch heiß-isostatisches Pressen eines durch Schmelzspinnen hergestellten Bandes erhalten wurde. Aus dem warmverformten Rohling wurden, nach Wärmebehandlung, durch materialabhebendes Bearbeiten Werkstücke erhalten. Die Warmverformung wurde bei 975°C, das vorhengehende heiß-isostatische Pressen bei 950°C und über 200 MPa durchgeführt.
  • Die Eigenschaften der bekannten modifizierten intermetallischen Verbindungen sowie ihre herkömmlichen Verarbeitungsmethoden genügen den technischen Anforderungen im allgemeinen noch nicht, um daraus brauchbare Werkstücke herzustellen. Dies gilt insbesondere bezüglich Warmfestigkeit und Zähigkeit (Duktilität). Es besteht daher ein Bedürfnis nach Weiterentwicklung und Verbesserung derartiger Werkstoffe und deren Formgebung sowie der günstigen Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften der daraus hergestellten Werkstücke.
    • Darstellung der Erfindung
  • Die Erfindung, wie sie in Patentanspruch 1 angegeben ist, liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis von Titanaluminid anzugeben, welches zu einem Werkstoff hoher Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit, hoher Warmfestigkeit und genügender Duktilität führt.
    • Weg zur Ausführung der Erfindung Ausführungsbeispiel 1:
  • Unter Argonatmosphäre wurde in einem Induktionsofen eine Legierung mit einer Zusammensetzung nach Anspruch 8 (je etwa zur Hälfte aus Al und Ti bestehend und dotiert) erschmolzen:
    Die Schmelze wurde zu Gussblöcken abgegossen. Die Gussblöcke wurden hierauf bei einer Temperatur von 1100°C während 10 h in einer Argonatmosphäre geglüht. Danach wurden die Gusshaut und die Zunderschicht mechanisch entfernt. Dann wurden die zylindrischen Blöcke in passende Kapseln aus weichem Kohlenstoffstahl eingeschoben und letztere dicht verschweisst. Die eingekapselten Werkstücke wurden nun bei einer Temperatur von 1260 °C während 3 h unter einem Druck von 120 MPa heiss-isostatisch gepresst, abgekühlt, mit 10 bis 50°C/min auf 1100°C erwärmt, gehalten und bei 1100 °C isotherm geschmiedet. Das verwendete Werkzeug bestand aus einer Molybdänlegierung mit folgender Zusammensetzung:
       Ti = 0,5 Gew.-%
       Zr = 0,1 Gew.-%
       C = 0,2 Gew.-%
       Mo = Rest
    Es wurde eine Fliessgrenze des zu schmiedenden Werkstoffs von ca. 260 MPa bei 1100°C festgestellt. Die Umformung bestand in einem Stauchen bis zu einer Verformung ε = 1,3, wobei
    Figure imgb0001
    ho = ursprüngliche Höhe des Werkstücks
    h = Höhe des Werkstücks nach Umformung
    bedeuten. Die lineare Verformungsgeschwindigkeit (Stempelgeschwindigkeit der Schmiedepresse) v betrug bei Beginn des Schmiedeprozesses 0,1 mm/s. Die für das Stauchen benötigten Presskräfte waren von mittlerer Grösse. Im vorliegenden Fall betrugen sie ca. 750 kN, was einem Anfangsdruck von ca. 300 MPa entsprach.
  • Durch dieses Beispiel wurde die ausgezeichnete Umformbarkeit des vorbehandelten Werkstoffs demonstriert, betrug doch die bei Rissfreiheit erreichte Höhenabnahme beim Stauchen über 70 %.
    • Ausführungsbeispiel 2:
  • Nach der unter Beispiel 1 angegebenen Weise wurde eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
       Al = 48 At.-%
       V = 3 At.-%
       Si = 0,5 At.-%
       Ti = Rest
    Die Schmelze wurde zu prismatischen Walzbarren von 100 mm x 80 mm x 20 mm abgegossen. Diese wurden zunächst durch Glühen bei ca. 1100°C homogenisiert und deren Gusshaut mechanisch entfernt. Nach Einkapselung und heiss-isostatischem Pressen gemäss Beispiel 1 wurden die Barren bei 1150°C warmgewalzt. Die Höhenabnahme (= Querschnittsabnahme) betrug ca. 40 %. Am gewalzten Halbzeug konnten keinerlei Risse wahrgenommen werden, was für die ausgezeichnete Duktilität des Materials bei dieser Temperatur spricht. Vom gewalzten Stab wurden Abschnitte mit einer Stempelgeschwindigkeit von ca. 0,1 mm/s um einen Betrag, der einem ε von 1,2 entsprach, bei 1150°C gestaucht (Höhenabnahme ca. 70 %). Das Schmiedegesenk bestand aus der geringe Ti- und Zr-Mengen enthaltenden Mo-Legierung. Die Fliessgrenze des Werkstücks betrug bei 1150°C ca. 200 MPa. Nach dem Schmieden wies das Werkstück eine Vickershärte HV von durchschnittlich 336 kg/mm² auf.
    • Ausführungsbeispiel 3:
  • Gemäss Beispiel 1 wurde eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:
       Al = 48 At.-%
       Ge = 3 At.-%
       Ti = Rest
    Die Schmelze wurde zu Gussblöcken von ca. 55 mm Durchmesser und 65 mm Höhe abgegossen. Hierauf wurden die Gussblöcke unter Argonatmosphäre während 10 h bei einer Temperatur von 1100°C geglüht, abgekühlt und mechanisch bearbeitet zwecks Entfernung der Gusshaut. Durch das Glühen wurde die Legierung homogenisiert. Je nach Legierungszusammensetzung wurde eine geeignete Homogenisierung bei Temperaturen zwischen 1000 und 1150°C und Glühzeiten zwischen einer und dreissig Stunden erreicht. Dann wurden die zylindrischen Werkstücke eingekapselt, heiss-isostatisch gepresst und bei einer Temperatur von 1150°C geschmiedet. Die Verformung ε betrug 0,69 (Höhenabnahme 50%), die beobachtete Fliessgrenze ca. 380 MPa. Die Verformungsgeschwindigkeit (Stempelgeschwindigkeit) betrug 0,1 mm/s.
    • Ausführungsbeispiel 4:
  • Es wurde eine Turbinenschaufel aus der nachfolgenden Legierung hergestellt:
       Al = 48 At.-%
       Zr = 3 At.-%
       B = 0,5 At.-%
       Ti = 48,5 At.-%
    Zu diesem Zweck wurde zunächst die obige Legierung aus den Elementen erschmolzen und zu einem Block von ca. 90 mm Durchmesser und ca. 250 mm Höhe vergossen. Nach einer Glühoperationen bei 1050°C, Entfernung der Gusshaut, Einkapseln, heiss-isostatisch Pressen etc. wurde der Block zunächst bei 1150°C in der Längsrichtung derart gestaucht, dass er eine Höhenabnahme von ca. 50 % erlitt (ε = 0,69). Dabei vergrösserte sich der Durchmesser auf ca. 120 mm. In einem nächsten Schritt wurde der zylindrische Körper in einer ersten Querrichtung derart gestaucht, dass ein ovaler Querschnitt entstand (ca. 30 % Querschnittsabnahme). Dann wurde der ovale Körper in der zweiten, darauf senkrechten Querrichtung um den gleichen Betrag gestaucht. Diese beiden Operationen wurden nach einer Zwischenglühung bei 1200°C während 1h nochmals wiederholt. Nun wurde der derart warmgeknetete Schmiederohling in das Gesenk einer Schmiedepresse eingesetzt, dergestalt, dass die den Fuss bildende Hälfte nur geringen Verformungen ausgesetzt wurde, während die andere, das Schaufelblatt bildende Hälfte in mehreren Operationen mit Zwischenglühen sukzessive über einen ovalen Querschnitt zu einem Tragflügelprofil verformt wurde. Das Schaufelblatt hatte folgende Abmessungen:
       Breite = 80 mm
       Dicke = 25 mm
       Profilhöhe = 30 mm
       Länge = 200 mm
    Der Schmiedevorgang wurde im wesentlichen isotherm bei einer Temperatur von 1120°C durchgeführt, wobei eine Fliessgrenze von durchschnittlich 250 MPa beobachtet wurde. Die Verformungsgeschwindigkeit (Stempelgeschwindigkeit) zu Beginn jeder Schmiedeoperation betrug ca. 0,1 bis 0,2 mm/s. Nach dem Fertigschmieden des Schaufelblattes wurde der Fussteil noch um ca. 20 % Höhenabnahme in der Längsachse der Schaufel gestaucht. Dann wurde das Werkstück mit einer Geschwindigkeit von 300°C/h auf unter 500°C abgekühlt und nach dem Erkalten während 1h bei einer Temperatur von 800°C angelassen. Damit war die bis auf das Fräsen der Nuten am Tannenbaumfuss Nahezu-Endform der Turbinenschaufel erreicht.
    • Ausführungsbeispiel 5:
  • Unter Argonatmosphäre wurde in einem Induktionsofen die nachfolgende Legierung erschmolzen:
       Al = 48 At.-%
       Cr = 3 At.-%
       Ti = 45 At.-%
    Zunächst wurde ein prismatischer Barren von rechteckigem Querschnitt mit ca. 40 mm Dicke, 90 mm Breite und 250 mm Länge abgegossen. Nach der Wärmebehandlung unter Argonatmosphäre bei einer Temperatur von 1100°C während 10 h wurde die Gusshaut durch Hobeln entfernt und der Barren in weichen Stahl eingekapselt und während 3 h bei 1260°C unter einem Druck von 120 MPa heiss-isostatisch gepresst. Die erste Umformung bestand in einem Stauchen (isotherm Schmieden) in der längeren Querrichtung (hochkant) von ca. 33 %, so dass der Barren einen annähernd quadratischen Querschnitt von ca. 60 mm Seitenlänge annahm. Diese Operation wurde bei einer Temperatur von 1150°C unter Argonatmosphäre durchgeführt. Dann wurde der Barren in der anderen Querrichtung bei der gleichen Temperatur warmgewalzt, wobei er annähernd die ursprüngliche rechteckige Querschnittsform, jedoch mit verminderten Dimensionen annahm. Nach einem Zwischenglühen bei 1200°C während 1h unter Argonatmosphäre wurde der Barren durch Warmwalzen (40 % Querschnittsabnahme) bei 1050°C zu einem Stab mit Rechteckprofil verformt. Während der Operationen konnte bei 1150°C eine Warmstreckgrenze von ca. 240 MPa beobachtet werden. Das Gefüge des fertigen Stabes war feinkörnig und homogen. Die Vickershärte HV war gegenüber dem Gusszustand um ca. 25 % erhöht.
    • Ausführungsbeispiel 6:
  • Es wurde unter Argonatmosphäre im Induktionsofen die nachfolgende Legierung erschmolzen:
       Al = 48 At.-%
       W = 3 At.-%
       Ge = 0,5 At.-%
       Ti = 48,5 At.-%
    Aus der Legierung wurde durch Giessen und Warmumformen eine Turbinenschaufel folgender Abmessungen (Schaufelblatt) hergestellt:
       Breite = 70 mm
       Dicke = 21 mm
       Profilhöhe = 26 mm
       Länge = 160 mm
    Zunächst wurde ein Körper als abgesetzter Zylinder gegossen. Die totale Höhe betrug 220 mm, die Höhe des kleineren Durchmessers 120 mm, diejenige des grösseren 100 mm, die Durchmesser 60 mm bzw. 100 mm. Der Gussrohling wurde bei 1050°C geglüht, überdreht (Entfernung der Gusshaut) und in eine allseitig abschliessende Hülle aus weichem Stahl eingekapselt und gemäss vorangegangenen Beispielen heissisostatisch gepresst. Dann wurde der Block zunächst mit 30 % Höhenabnahme bei 1150°C in Längsrichtung gestaucht und mehrmals in den Querrichtungen gepresst, derart, dass in der Blattpartie ein ovaler Querschnitt erzeugt wurde. Es wurden Zwischenglühungen bei 1200°C durchgeführt. Der auf diese Weise vorgeschmiedete Rohling mit ovalem Querschnitt in der Blattpartie wurde in das Gesenk einer Schmiedepresse eingelegt und in mehreren Stufen bis zum Erreichen des obigen Blattprofils verformt. Der Schmiedeprozess wurde im wesentlichen isotherm bei einer Temperatur von 1150°C durchgeführt. Es wurde eine Fliessgrenze von durchschnittlich 200 MPa bei dieser Temperatur beobachtet. Die Verformugnsgeschwindigkeit (Stempelgeschwindigkeit) zu Beginn der Gesenkschmiedeoperationen betrug ca. 0,2 mm/s. Die übrigen Verfahrensschritte waren analog zu Beispiel 4. Das Anlassen wurde bei einer Temperatur von 750°C während 2h durchgeführt. Das Gefüge der fertigen Turbinenschaufel war feinkörnig und homogen. Die Vickershärte HV war gegenüber dem Gusszustand um 15 % höher.
  • Es wurden noch zahlreiche andere Schmelzen mit den Legierungselementen Co, Pd, Mo, Mn, Ta, Nb, Hf untersucht und deren Umformbarkeit geprüft. Die Umformbedingungen waren im wesentlichen die gleichen wie in den Ausführungsbeispielen angegeben. Die günstigsten Umformungstemperaturen lagen im Bereich von 1100 bis 1150°C. Die dabei beobachteten Warmfliessgrenzen bewegten sich zwischen den Werten 180 MPa und 260 MPa. Die optimalen Verformungsgeschwindigkeiten (Stempelgeschwindigkeiten) der Schmiedepresse lagen zwischen ca. 0,05 mm/s und 0,2 mm/s, entsprechend Werten für ε zwischen 10⁻⁴s⁻¹und 10⁻²s⁻¹.
    • Wirkung der Elemente:
  • Durch Zulegieren der Elemente W, Cr, Mn und Nb einzeln oder in Kombination zu einer Ti/Al-Grundlegierung wird in allen Fällen eine Härte- und Festigkeitssteigerung erzielt. Dabei ist die Wirkung von Kombinationen (z.B. Mn + Nb) am stärksten. Im allgemeinen ist die Härtesteigerung mit einer mehr oder weniger starken Einbusse an Dehnbarkeit verbunden, die aber durch Zulegieren von weiteren Elementen, die zähigkeitserhöhend wirken, wenigstens zum Teil wieder wettgemacht werden können.
    Eine Zugabe von weniger als 0,5 At.-% eines Elements ist meist kaum wirksam. Andererseits zeigt sich bei ca. 3 - 4 At.-% eine gewisse Sättigungserscheinung, so dass weitere Zugaben sinnlos sind oder die Eigenschaften des Werkstoffs insgesamt wieder verschlechtern.
    B wirkt im allgemeinen stark zähigkeitserhöhend im Verein mit anderen, die Festigkeit erhöhenden Elementen. Hier konnte der durch Zulegieren von W verursachte Verlust an Dehnbarkeit durch eine Zugabe von nur 0,5 At.-% B praktisch wettgemacht werden. Höhere Zugaben als 1 At.-% B sind nicht notwendig.
    Zur weiteren Optimierung der Eigenschaften bieten sich polynäre Systeme an, bei denen versucht wird, die negativen Eigenschaften von Einzelzugaben durch gleichzeitiges Zulegieren anderer Elemente wieder wettzumachen.
  • Der Einsatzbereich der modifizierten Titanaluminide erstreckt sich vorteilhafterweise auf Temperaturen zwischen 600 und 1000°C.
  • Die Erfindung ist nicht auf die Ausführungsbeispiele beschränkt.
  • Ganz allgemein ist das Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen intermetallischen Verbindung des Typs Titanaluminid TiAl durch Wärmebehandeln und Warmumformen dadurch gekennzeichnet, dass folgende Verfahrensschritten durchgeführt werden:
    • Erschmelzen der Legierung,
    • Vergiessen der Schmelze zu einem Gusskörper,
    • Abkühlen des Gusskörpers auf Raumtemperatur und Entfernen seiner Gusshaut und seiner Zunderschicht,
    • Heiss-isostatisches Pressen des entzunderten Gusskörpers bei einer Temperatur zwischen 1200 und 1300°C und einem Druck zwischen 100 und 150 MPa,
    • Abkühlen des heiss-isostatisch gepressten Gusskörpers,
    • Erwärmen des abgekühlten Gusskörpers auf Temperaturen von 1050 bis 1200°C,
    • Ein- bis mehrmaliges Verformen bei dieser Temperatur zwecks Formgebung und Gefügeverbesserung,
    • Abkühlen des verformten Gusskörpers auf Raumtemperatur und
    • Materialabhebendes Bearbeiten des verformten Gusskörpers zum Werkstück.
  • In vorteilhafter Weise wird die Warmverformung wie folgt durchgeführt:
    • Isothermes Verformen des Ganzen im Temperaturbereich zwischen 1050 und 1150°C mit einer Verformungsgeschwindigkeit ε ̇ = 5 · 10⁻⁵s⁻¹
      Figure imgb0002
      Figure imgb0003
       bis 10⁻²s⁻¹ bis zu einer Verformung ε = 1,6, wobei
      Figure imgb0004
       ho = ursprüngliche Höhe des Werkstücks,
      h = Höhe des Werkstücks nach Umformung
      bedeuten.
  • Vorzugsweise geschieht diese Verformung wie folgt:
    • Stauchen in Längsrichtung um 50% Höhenabnahme,
    • Stauchen in erster Querrichtung um 30% Querschnittsabnahme,
    • Stauchen in zweiter Querrichtung um 30% Querschnittsabnahme,
    • Stauchen in Längsrichtung um 20% Höhenabnahme
    • Abkühlen mit 300°C/h auf unter 500°C,
    • Anlassen auf 800°C während 1 h,
    • Abkühlen auf Raumtemperatur.
  • In einer speziellen Ausführungsform wird das Werkstück im wesentlichen isotherm geschmiedet, wobei es nach dem isothermen Schmieden die Form einer Gasturbinenschaufel aufweist. Zur Herstellung von Halbzeug wird das Werkstück im wesentlichen isotherm geschmiedet und nach dem isothermen Schmieden einem weiteren Warmverformungsprozess mit bis 40% Querschnittsabnahme unterworfen, wobei letzterer vorteilhafterweise in einem Warmwalzen besteht.
  • Das Verfahren wird durchgeführt an Legierungen, welche die nachstehende Zusammensetzung haben:
    • a). Al = 48 At.-%
      Zr = 3 At.-%
      B = 0,5 At.-%
      Ti = 48,5 At.-%
    • b). Al = 48 At.-%
      V = 3 At.-%
      Si = 0,5 At.-%
      Ti = 48,5 At.-%
    • c). Al = 48 At.-%
      Cr = 3 At.-%
      Ti = 49 At.-%
    • d). Al = 48 At.-%
      Y = 3 At.-%
      B = 0,5 At.-%
      Ti = 48,5 At.-%
    • e). Al = 48 At.-%
      Ge = 3 At.-%
      Ti = 49 At.-%
    • f). Al = 48 At.-%
      W = 3 At.-%
      Ge = 0,5 At.-%
      Ti = 48,5 At.-%

Claims (8)

  1. Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid, wobei folgende Verfahrensschritte durchgeführt werden:
    - Erschmelzen der Legierung,
    - Vergiessen der Schmelze zu einem Gusskörper,
    - Abkühlen des Gusskörpers auf Raumtemperatur und Entfernen seiner Gusshaut und seiner Zunderschicht,
    - Heiss-isostatisches Pressen des entzunderten Gusskörpers bei einer Temperatur zwischen 1200 und 1300°C und einem Druck zwischen 100 und 150 MPa,
    - Abkühlen des heiss-isostatisch gepressten Gusskörpers,
    - Erwärmen des abgekühlten Gusskörpers auf Temperaturen von 1050 bis 1200°C,
    - Ein- bis mehrmaliges Verformen bei dieser Temperatur zwecks Formgebung und Gefügeverbesserung,
    - Abkühlen des verformten Gusskörpers auf Raumtemperatur und
    - Materialabhebendes Bearbeiten des verformten Gusskörpers zum Werkstück.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass eine mit mindestens einem der Elemente Zr, V, Cr, Si, Y, W, B, Ge dotierte TiAl-Legierung den folgenden zusätzlichen Verfahrensschritten unterworfen wird:
    - Schmelzen der Legierung im Vakuum- oder Schutzgas-Induktionsofen,
    - Glühen unter Schutzgas oder Vakuum bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1150°C,
    - Einsetzen des Gusskörpers nach dem Entfernen der Gusshaut und der Zunderschicht in eine weiche Stahlkapsel und luftdichtes Verschliessen der gefüllten Stahlkapsel,
    - Heiss-isostatisches Pressen der den Gusskörper aufnehmenden, verschlossenen Stahlkapsel,
    - Erwärmen mit 10 - 50°C/min auf 1050 bis 1150°C,
    - Halten auf dieser Temperatur während 5 bis 20 min.
  3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmverformung wie folgt durchgeführt wird:
    - Isothermes Verformen des Ganzen im Temperaturbereich zwischen 1050 und 1150°C mit einer Verformungsgeschwindigkeit ε ̇ = 5 · 10⁻⁵s⁻¹
    Figure imgb0005
     bis 10⁻²s⁻¹ bis zu einer Verformung ε = 1,6, wobei
    Figure imgb0006
     ho = ursprüngliche Höhe des Werkstücks,
    h = Höhe des Werkstücks nach Umformung bedeuten.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmverformung wie folgt durchgeführt wird:
    - Stauchen in Längsrichtung um 50% Höhenabnahme,
    - Stauchen in erster Querrichtung um 30% Querschnittsabnahme,
    - Stauchen in zweiter Querrichtung um 30% Querschnittsabnahme,
    - Stauchen in Längsrichtung um 20% Höhenabnahme,
    - Abkühlen mit 300°C/h auf unter 500°C,
    - Anlassen auf 800°C während 1h,
    - Abkühlen auf Raumtemperatur.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkstück im wesentlichen isotherm geschmiedet wird und nach dem isothermen Schmieden die Form einer Gasturbinenschaufel hat.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkstück im wesentlichen isotherm geschmiedet wird und nach dem isothermen Schmieden einem weiteren Warmverformungsprozess mit bis 40% Querschnittsabnahme unterworfen wird.
  7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Warmverformungsprozess in einem Warmwalzen besteht.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine der nachstehende Zusammensetzungen aufweist:
       Al = 48 At.-%
       Zr = 3 At.-%
       B = 0,5 At.-%
       Ti = 48,5 At.-%
    oder
       Al = 48 At.-%
       V = 3 At.-%
       Si = 0,5 At.-%
       Ti = 48,5 At.-%
    oder
       Al = 48 At.-%
       Cr = 3 At.-%
       Ti = 49 At.-%
    oder
       Al = 48 At.-%
       Y = 3 At.-%
       B = 0,5 At.-%
       Ti = 48,5 At.-%
    oder
       Al = 48 At.-%
       Ge = 3 At.-%
       Ti = 49 At.-%
    oder
       Al = 48 At.-%
       W = 3 At.-%
       Ge = 0,5 At.-%
       Ti = 48,5 At.-%
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Families Citing this family (40)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5284620A (en) * 1990-12-11 1994-02-08 Howmet Corporation Investment casting a titanium aluminide article having net or near-net shape
JP2546551B2 (ja) * 1991-01-31 1996-10-23 新日本製鐵株式会社 γ及びβ二相ＴｉＡｌ基金属間化合物合金及びその製造方法
EP0513407B1 (de) * 1991-05-13 1995-07-19 Asea Brown Boveri Ag Verfahren zur Herstellung einer Turbinenschaufel
US5370839A (en) * 1991-07-05 1994-12-06 Nippon Steel Corporation Tial-based intermetallic compound alloys having superplasticity
US5213635A (en) * 1991-12-23 1993-05-25 General Electric Company Gamma titanium aluminide rendered castable by low chromium and high niobium additives
DE4219469A1 (de) * 1992-06-13 1993-12-16 Asea Brown Boveri Hohen Temperaturen aussetzbares Bauteil, insbesondere Turbinenschaufel, und Verfahren zur Herstellung dieses Bauteils
DE4219470A1 (de) * 1992-06-13 1993-12-16 Asea Brown Boveri Bauteil für hohe Temperaturen, insbesondere Turbinenschaufel, und Verfahren zur Herstellung dieses Bauteils
JPH06116692A (ja) * 1992-10-05 1994-04-26 Honda Motor Co Ltd 高温強度の優れたＴｉＡｌ系金属間化合物およびその製造方法
DE4318424C2 (de) * 1993-06-03 1997-04-24 Max Planck Inst Eisenforschung Verfahren zur Herstellung von Formkörpern aus Legierungen auf Titan-Aluminium-Basis
US5424027A (en) * 1993-12-06 1995-06-13 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method to produce hot-worked gamma titanium aluminide articles
US5906692A (en) * 1993-12-28 1999-05-25 Alliedsignal Inc. Process for producing forged α-2 based titanium aluminides having fine grained and orthorhombic transformed microstructure and articles made therefrom
US5417781A (en) * 1994-06-14 1995-05-23 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method to produce gamma titanium aluminide articles having improved properties
US5609698A (en) * 1995-01-23 1997-03-11 General Electric Company Processing of gamma titanium-aluminide alloy using a heat treatment prior to deformation processing
FR2772790B1 (fr) * 1997-12-18 2000-02-04 Snecma ALLIAGES INTERMETALLIQUES A BASE DE TITANE DU TYPE Ti2AlNb A HAUTE LIMITE D'ELASTICITE ET FORTE RESISTANCE AU FLUAGE
DE10062310C2 (de) * 2000-12-14 2002-11-07 Geesthacht Gkss Forschung Verfahren zur Behandlung metallischer Werkstoffe
US6767420B2 (en) * 2002-12-20 2004-07-27 Kimberly-Clark Worldwide, Inc. Ultrasonic horn with isotropic breathing characteristics
US6758925B1 (en) * 2002-12-20 2004-07-06 Kimberly-Clark Worldwide, Inc. Acoustical energy transfer component
US6910859B2 (en) * 2003-03-12 2005-06-28 Pcc Structurals, Inc. Double-walled annular articles and apparatus and method for sizing the same
ATE393699T1 (de) 2004-02-26 2008-05-15 Geesthacht Gkss Forschung Verfahren zur herstellung von bauteilen oder halbzeugen, die intermetallische titanaluminid- legierungen enthalten, sowie mittels des verfahrens herstellbare bauteile
US7059289B2 (en) * 2004-08-06 2006-06-13 Lanxess Corporation Air intake manifold with composite flange and method
CN1954937B (zh) * 2005-10-25 2010-05-26 上海重型机器厂有限公司 一种超临界机组用含钒汽轮机缸体的铸造方法
GB0719873D0 (en) * 2007-10-12 2007-11-21 Rolls Royce Plc Shape correcting components
AT508323B1 (de) * 2009-06-05 2012-04-15 Boehler Schmiedetechnik Gmbh & Co Kg Verfahren zur herstellung eines schmiedestückes aus einer gamma-titan-aluminium-basislegierung
AT509768B1 (de) 2010-05-12 2012-04-15 Boehler Schmiedetechnik Gmbh & Co Kg Verfahren zur herstellung eines bauteiles und bauteile aus einer titan-aluminium-basislegierung
DE102010026084A1 (de) * 2010-07-05 2012-01-05 Mtu Aero Engines Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Auftragen von Materialschichten auf einem Werkstück aus TiAI
US8876992B2 (en) 2010-08-30 2014-11-04 United Technologies Corporation Process and system for fabricating gamma TiAl turbine engine components
US8858697B2 (en) 2011-10-28 2014-10-14 General Electric Company Mold compositions
US9011205B2 (en) 2012-02-15 2015-04-21 General Electric Company Titanium aluminide article with improved surface finish
US8932518B2 (en) 2012-02-29 2015-01-13 General Electric Company Mold and facecoat compositions
US8906292B2 (en) 2012-07-27 2014-12-09 General Electric Company Crucible and facecoat compositions
US8708033B2 (en) 2012-08-29 2014-04-29 General Electric Company Calcium titanate containing mold compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
US8992824B2 (en) 2012-12-04 2015-03-31 General Electric Company Crucible and extrinsic facecoat compositions
US9592548B2 (en) 2013-01-29 2017-03-14 General Electric Company Calcium hexaluminate-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
WO2014149292A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-25 United Technologies Corporation Titanium aluminide turbine exhaust structure
US9511417B2 (en) 2013-11-26 2016-12-06 General Electric Company Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
US9192983B2 (en) 2013-11-26 2015-11-24 General Electric Company Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
JP6344034B2 (ja) * 2014-04-22 2018-06-20 株式会社Ihi ＴｉＡｌ合金の鋳造方法
US10391547B2 (en) 2014-06-04 2019-08-27 General Electric Company Casting mold of grading with silicon carbide
CN104148562B (zh) * 2014-06-30 2017-01-11 贵州安大航空锻造有限责任公司 Ti2AlNb基合金铸锭的开坯方法
US11306595B2 (en) 2018-09-14 2022-04-19 Raytheon Technologies Corporation Wrought root blade manufacture methods

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4849168A (en) * 1986-11-12 1989-07-18 Kawasaki Jukogyo Kabushiki Kaisha Ti-Al intermetallics containing boron for enhanced ductility
JP2586023B2 (ja) * 1987-01-08 1997-02-26 日本鋼管株式会社 ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法
US4842817A (en) * 1987-12-28 1989-06-27 General Electric Company Tantalum-modified titanium aluminum alloys and method of preparation
US4836983A (en) * 1987-12-28 1989-06-06 General Electric Company Silicon-modified titanium aluminum alloys and method of preparation
US4842819A (en) * 1987-12-28 1989-06-27 General Electric Company Chromium-modified titanium aluminum alloys and method of preparation
US4842820A (en) * 1987-12-28 1989-06-27 General Electric Company Boron-modified titanium aluminum alloys and method of preparation
US4857268A (en) * 1987-12-28 1989-08-15 General Electric Company Method of making vanadium-modified titanium aluminum alloys
EP0349734B1 (de) * 1988-05-13 1994-08-31 Nippon Steel Corporation Intermetallische Titan-Aluminium-Verbindung und Verfahren zu ihrer Herstellung
JP2865690B2 (ja) * 1989-02-17 1999-03-08 株式会社日立製作所 嵌合挿入装置
US5076858A (en) * 1989-05-22 1991-12-31 General Electric Company Method of processing titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium
US5028491A (en) * 1989-07-03 1991-07-02 General Electric Company Gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and tantalum and method of preparation
DE69030622T2 (de) * 1989-12-25 1997-08-14 Nippon Steel Corp Blech aus einer intermetallischen titan-aluminiumverbimdung und verfahren zu ihrer herstellung
US5082506A (en) * 1990-09-26 1992-01-21 General Electric Company Process of forming niobium and boron containing titanium aluminide

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