EP1287173B1 - Bauteil auf basis von gamma-tial-legierungen mit bereichen mit gradiertem gefüge - Google Patents

Bauteil auf basis von gamma-tial-legierungen mit bereichen mit gradiertem gefüge Download PDF

Info

Publication number
EP1287173B1
EP1287173B1 EP01936369A EP01936369A EP1287173B1 EP 1287173 B1 EP1287173 B1 EP 1287173B1 EP 01936369 A EP01936369 A EP 01936369A EP 01936369 A EP01936369 A EP 01936369A EP 1287173 B1 EP1287173 B1 EP 1287173B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
microstructure
tial
lamellar
produced
area
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
EP01936369A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP1287173A1 (de
Inventor
Volker GÜTHER
Andreas Otto
Helmut Prof. Dr. Mont. Clemens
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
GfE Metalle und Materialien GmbH
Original Assignee
GfE Metalle und Materialien GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by GfE Metalle und Materialien GmbH filed Critical GfE Metalle und Materialien GmbH
Publication of EP1287173A1 publication Critical patent/EP1287173A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP1287173B1 publication Critical patent/EP1287173B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L3/00—Lift-valve, i.e. cut-off apparatus with closure members having at least a component of their opening and closing motion perpendicular to the closing faces; Parts or accessories thereof
    • F01L3/02—Selecting particular materials for valve-members or valve-seats; Valve-members or valve-seats composed of two or more materials
    • 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
    • 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
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/20—Oxide or non-oxide ceramics
    • F05D2300/22—Non-oxide ceramics
    • F05D2300/228—Nitrides
    • F05D2300/2284—Nitrides of titanium

Definitions

  • the invention relates to components based on intermetallic ⁇ -TiAl alloys with a graded microstructure transition between spatially separated regions each having a different microstructure and a method for the production thereof.
  • Intermetallic ⁇ -TiAl alloys have received much attention in recent years due to their combination of unique material properties. Their advantageous mechanical and thermophysical properties with low specific weight recommend their use in the aerospace industry. The high temperature and corrosion resistance makes the material interesting for fast moving components in machines, eg for valves in internal combustion engines or for blades in gas turbines.
  • the currently used technical alloys based on ⁇ -TiAl have a multiphase structure and, in addition to the ordered tetragonal ⁇ -TiAl as the main phase, contain the ordered hexagonal ⁇ 2 -Ti 3 Al, typically with 5-15% by volume.
  • Refractory metals as alloying elements can lead to the formation of a metastable body-centered cubic phase, which occurs either as ⁇ phase (disordered) or as B2 phase (ordered). These alloying additives improve the oxidation resistance and creep resistance.
  • Si, B and C are used in small quantities for grain refining of the cast structure. Corresponding C levels can lead to precipitation hardening.
  • alloying elements Cr, Mn and V increase the room temperature ductility of the otherwise very brittle TiAl.
  • alloy development has resulted in a number of different alloy variants, which can generally be described by the following empirical formula: Ti Al (44-48) (Cr, Mn, V) 0.5-5 (Zr, Cu, Nb, Ta, Mo, W, Ni) 0.1-10 (Si, B, C, Y) O, 05-1 (Data in atomic%)
  • TiAl alloys are usually prepared by multiple melting in a vacuum arc furnace as ingots (VAR - Vacuum Arc Remelting).
  • VAR - Vacuum Arc Remelting a vacuum arc furnace
  • the production of alloys based on ⁇ -TiAl by means of gravity die casting from a cold wall induction or plasma furnace or by inert gas atomization from a cold wall crucible to ⁇ -TiAl powder and powder metallurgy further processing technically realized.
  • the ⁇ -TiAl melted via the ingot route usually has a coarse-grained structure, the grains being essentially composed of ⁇ -TiAl / ⁇ 2 -Ti 3 Al lamellae (see FIG.
  • the alloy composition and depending on the type and rate of solidification of the melt to solid base alloy and the subsequent cooling can be in the cast structure, a wide range of more or less homogeneous small and / or large grain diameters, but also of fine or to achieve coarse lamellar structure within a grain of the alloy.
  • the range of structure-related mechanical properties of a ⁇ -TiAl alloy is known to be substantially extended by massive forming at temperatures in the range between 900 ° C and 1400 ° C compared to cast structures. Massive forming produces a dynamically recrystallized fine-grained microstructure.
  • the basic structure types can be described near- ⁇ microstructure (globular ⁇ grains with ⁇ 2 phase at grain boundaries and triple points), duplex Structures (globular ⁇ grains and lamellar ⁇ 2 / ⁇ at approximately equal proportions), nearly lamellar microstructures (grains of ⁇ 2 / ⁇ lamellae and occasionally globular ⁇ grains) and fully lamellar microstructures (grains of ⁇ 2 / ⁇ - Slats) (see Fig. 2).
  • Fine-grained near- ⁇ and duplex microstructures have a good room temperature ductility, a high elongation at break and a high tensile strength and thus a high fatigue strength, but at the same time a low creep strength and a low fracture toughness.
  • microstructures with comparatively coarser grains and with a pronounced lamellar structure show significantly better creep strength and a higher fracture toughness, but on the other hand also lower fatigue strength and elongation at break.
  • the DE-C-43 18 424 C2 describes a process for the production of moldings from ⁇ -TiAl alloys, for example also in the form of valves and valve plates for engines.
  • a casting blank is first deformed in the temperature range of 1050 ° C to 1300 ° C under quasi-isothermal conditions with high degree of deformation, the part then cooled and finally at temperatures of 900 ° C to 1100 ° C at low forming speed of 10 -4 to 10 -1 / s to the near-net shape molding superplastic reshaped.
  • the process is multi-step and therefore technically complex.
  • valves for internal combustion engines and rotor blades for gas turbines for the individual component areas different, sometimes very different material properties are required, especially with regard to their thermo-mechanical properties.
  • This is usually met by the fact that a component is composed of areas of different materials, eg by means of force and / or material joining.
  • Valves for internal combustion engines are made today, for example, for the shaft and for the plate area different steel grades, the parts are joined together by friction welding.
  • thermo-mechanical material properties required for a valve stem are formed in this subarea.
  • the extrusion process for the part is "broken off" in a die with a conical transition between the inlet and outlet regions at the time that a finished valve with twice reshaped, slender shank region formed with once formed, thick plate area and with a cone-shaped transition zone.
  • the microstructure, in particular grain shape and size, between plate and shaft area change graded in a manner that is determined by the forming parameters of the two forming steps. This method also includes several forming steps and is therefore complicated and expensive.
  • Object of the present invention is, for components of alloys based on ⁇ -TiAl, which have local areas with different thermo-mechanical requirement profiles in the final state and should have a transition zone with respect to the material properties, a relation to the
  • the lamellar cast structure consisting of ⁇ 2 / ⁇ lamellae has been produced by directed solidification of a molten alloy.
  • the near- ⁇ structure, duplex structure or fine-lamellar structure has preferably been produced in the at least one further region by massive deformation and optionally by a subsequent treatment from the cast structure.
  • the object is further achieved by a method for the production of such components, wherein in a first step in a conventional manner, a suitable TiAl melt is produced, in a second step, the TiAl melt by directed Solidification is transferred to a semi-finished product, which has a lamellar, consisting of ⁇ 2 / ⁇ -TiAl lamellae cast structure, and in a third step in a portion or in partial areas of the semi-finished lamellar, consisting of ⁇ 2 / ⁇ -TiAl lamellae Cast structure by massive forming in a temperature range of 900 ° C to 1400 ° C in a near- ⁇ -structure, duplex structure or fine-lamellar structure is transferred.
  • a pore-free, cylindrical semifinished product is produced from the TiAl melt by means of continuous casting, which is then massively shaped by extrusion of a rod region.
  • a cylindrical semifinished product is produced from the TiAl melt by means of centrifugal casting free of voids, which is then massively formed by extrusion of a rod region.
  • regions of high tensile strength, ductility and fatigue strength can be realized with high fracture toughness and high creep resistance in one and the same component.
  • a significant advantage of the components according to the invention is that over the selection of manufacturing steps in comparison to the prior art, a significant saving in manufacturing costs can be achieved.
  • the economic advantage results from the technical knowledge that in such components can be dispensed with a multiple forming of the semifinished product with cast structure.
  • the special casting method according to the invention which is described in more detail below, already allows unforeseen advantageous material properties for comparatively large variation widths of property combinations, which are thus individually adapted to the respective material requirement.
  • a semi-finished product In this way, by means of massive forming, the cast structure is set to achieve a dynamically recrystallised structure with thermo-mechanical properties which deviate greatly from the properties of the cast semi-finished product.
  • the properties of the dynamically recrystallized structure can also be varied by adjusting the process parameters.
  • intermetallic ⁇ -TiAl alloy covers a wide field of single alloys.
  • An essential alloying range is the molecular formula Ti Al (44-48) (Cr, Mn, V) 0.5-5 (Zr, Cu, Nb, Ta, Mo, W, Ni) 0.1-10 (Si, BC, Y) 0.05-1 (Data in atomic%) covered.
  • the semifinished product in the form of the cast blank is subsequently massively formed in the temperature range between 900 ° C. and 1400 ° C. by extrusion or by means of an equivalent forming process and brought into a form which is matched to the dimensions of the end product.
  • the bars are extruded over only part of their total length in an extrusion die of such profile dimensions which at least approximately correspond to the final dimensions of the component in the formed area, eg dimensions of a valve for internal combustion engines with conical transition between stem and plate area.
  • the extruded mold has a conically tapered cross-section between the inlet region to the outlet region.
  • the semi-finished product is increasingly transformed in the tapered die area and thus continuously transferred from the microstructure state of the cast structure in the recrystallized microstructure achieved by extrusion.
  • the already existing empirical knowledge makes it possible for a person skilled in the art to change specific thermo-mechanical properties of the material by means of appropriate forming parameters within material-related limits and to optimize them for special requirements.
  • Preferred components according to the invention are valves for internal combustion engines. This applies in particular to emerging future applications. While previously engine valves are usually controlled via a camshaft and used as a material different steel grades, the current development is in the direction of electromagnetic or pneumatic single-valve control. However, lightweight valves are required for this, which must have sufficient strength and corrosion resistance at high temperatures, in extreme cases up to 850 ° C in the plate area.
  • Valves are stressed in the shaft area at rather moderate temperatures due to strong alternating loads (fatigue).
  • the requirements for the material in terms of strength and ductility are correspondingly high there.
  • these locally different thermomechanical properties are achieved in an outstanding manner.
  • thermomechanical properties are required in the base of the blade as in the peripheral region of the blade.
  • a TiAl starting alloy of composition Ti-46Al-8,5Nb- (1-3) (Ta, Si, B, C, Y) (in atomic%) is melt metallurgically made into a bar stock having a diameter of 40 mm, which corresponds approximately to the diameter of a valve disk.
  • the alloy is made by mixing titanium sponge, Al granules and AlNbTaSiBYC multi-alloy, in which the atomic ratios between the alloying elements Nb, Ta, Si, B, C and Y correspond to those in the final TiAl alloy. From the material mixture, a stable rod is pressed, which is used as Abschmelzelektrode in a vacuum arc furnace and remelted into a primary ingot.
  • the primary ingot has an inhomogeneous alloy composition and is therefore remelted and homogenized in a cold hearth in a skull of inherent material contained in a water-cooled copper crucible.
  • a heated with a plasma torch the melt flows into a strand extraction device, at the upper end of a third homogenization in the molten phase by means of a cold wall Indutationstrainels.
  • the molten TiAl alloy is drawn down as a block or rod, the material solidifies pore-free directionally.
  • the in process is shown schematically in Fig. 3 and is of AL Dowson et al.
  • the coil is dimensioned so that the energy is sufficient for the complete melting of the alloy located in the coil.
  • the semi-finished product obtained in this way has a lamellar cast structure with colony sizes of the lamellae packs between 100 ⁇ m and 500 ⁇ m, but at the same time excellent material homogeneity.
  • the individual rods thus obtained as semi-finished products are divided into cylindrical segments, brought under protective gas to a specific temperature of 1200 ° C. for forming and pressed out in the protective gas by extrusion into a heated die with a valve shape.
  • the forming ratio in the shank area is approx.
  • the present invention is not limited to the example described above, but rather the invention also includes components for other, not mentioned applications, in which a corresponding structure of structure is required or advantageous for the application.
  • the material ⁇ -base TiAl alloy is not limited to the explicitly mentioned alloy compositions.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
  • Transition And Organic Metals Composition Catalysts For Addition Polymerization (AREA)
  • Analysing Materials By The Use Of Radiation (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Description

  • Die Erfindung betrifft Bauteile auf der Basis von intermetallischen γ-TiA1-Legierungen mit einem gradierten Gefügeübergang zwischen räumlich getrennten Bereichen mit jeweils unterschiedlicher Gefügestruktur sowie ein Verfahren zu deren Herstellung.
  • Intermetallische γ-TiAl-Legierungen haben in den vergangenen Jahren aufgrund ihrer Kombination von einzigartigen Materialeigenschaften große Beachtung gefunden. Ihre vorteilhaften mechanischen und thermophysikalischen Eigenschaften bei geringem spezifischen Gewicht empfehlen deren Einsatz in der Luft- und Raumfahrt. Die hohe Temperatur- und Korrosions-beständigkeit macht den Werkstoff für schnell bewegliche Bauteile in Maschinen, z.B. für Ventile in Verbrennungsmotoren oder für Schaufeln in Gasturbinen, interessant.
  • Die gegenwärtig verwendeten technischen Legierungen auf der Basis von γ-TiAl sind mehrphasig aufgebaut und enthalten neben dem geordneten tetragonalen γ-TiAl als Hauptphase das geordnete hexagonale α2-Ti3Al, typischerweise mit 5-15 Vol.-% Anteil. Refraktärmetalle als Legierungselemente können zur Ausbildung einer metastabilen kubisch raumzentrierten Phase führen, die entweder als β-Phase (ungeordnet) bzw. als B2-Phase (geordnet) auftritt. Diese Legierungszusätze verbessern die Oxidationsbeständigkeit und Kriechfestigkeit. Si, B und C dienen in geringen Mengen zur Kornfeinung des Gussgefüges. Entsprechende C-Gehalte können zu Ausscheidungshärtungen führen. Die Legierungselemente Cr, Mn und V erhöhen die Raumtemperatur-Duktilität des ansonsten sehr spröden TiAl. Die Legierungsentwicklung hat je nach Anwendungsprofil zu einer Reihe unterschiedlicher Legierungsvarianten geführt, die sich allgemein durch die folgende Summenformel beschreiben lassen:

            Ti Al(44-48) (Cr,Mn,V)0,5-5 (Zr,Cu,Nb,Ta,Mo,W,Ni)0,1-10 (Si,B,C,Y)0,05-1

    (Angaben in Atom-%)
  • TiAl-Legierungen werden üblicherweise durch mehrfaches Schmelzen in einem Vakuum-Lichtbogenofen als Ingots hergestellt (VAR - Vacuum Arc Remelting). Alternativ ist die Herstellung von Legierungen auf der Basis von γ-TiAl mittels Kokillenguss aus einem Kaltwand-Induktions- bzw. -Plasmaofen oder mittels Inertgas-Verdüsung aus einem Kaltwandtiegel zu γ-TiAl-Pulver und pulvermetallurgischer Weiterverarbeitung technisch realisiert. Das über die Ingot-Route erschmolzene γ-TiAl weist üblicherweise ein grobkörniges Gefüge auf, wobei die Körner im wesentlichen aus γ-TiAl / α2-Ti3Al-Lamellen aufgebaut sind (s. Fig. 1). Je nach dem angewendeten Schmelzverfahren, der Legierungszusammensetzung und je nach Art und Geschwindigkeit des Erstarrens der Schmelze zur festen Basislegierung und der darauf folgenden Abkühlung lässt sich im Gussgefüge ein weites Spektrum von mehr oder weniger homogenen kleinen und/oder grossen Korndurchmessern, aber auch von fein oder grob lamellarer Struktur innerhalb eines Kornes der Legierung erzielen.
  • Stellvertretend für diesen Stand der Technik seien die US-Patentschriften 5 846 351 , 5 823 243 , 5 746 846 und 5 492 574 genannt.
  • Entsprechend den tatsächlich im Werkstoff erzeugten Phasen und Gefügen lassen sich sehr unterschiedliche Kombinationen von mechanischen Eigenschaften im Werkstoff erzielen - z.B. hinsichtlich Duktilität, Ermüdungsfestigkeit (entsprechend der Bruchdehnung und Zugfestigkeit), Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen und Bruchzähigkeit.
  • Die Bandbreite an gefügebedingten mechanischen Eigenschaften einer γ-TiAl-Legierung wird bekanntermassen über das Massivumformen bei Temperaturen im Bereich zwischen 900°C und 1400°C gegenüber der von Gussgefügen wesentlich erweitert. Bei der Massivumformung entsteht ein dynamisch rekristallisiertes feinkörniges Gefüge. Durch Wahl der Umformtemperatur und/oder durch nachgeschaltete Wärmebehandlungen oberhalb oder unterhalb der sogenannten α-Transus-Temperatur lassen sich die 4 grundlegenden Gefügetypen near-γ-Gefüge (globulare γ-Körner mit α2-Phase an Korngrenzen und Triple-Punkten), Duplex-Gefüge (globulare γ-Körner und lamellare α2/γ zu annähernd gleichen Anteilen), nearly lamellare Gefüge (Körner aus α2/γ-Lamellen und vereinzelt globulare γ-Körner) und fully lamellare Gefüge (Körner aus α2/γ-Lamellen) einstellen (s. Fig. 2).
  • Feinkörnige near-γ- und Duplex-Gefüge besitzen eine gute Raumtemperatur-Duktilität, eine hohe Bruchdehnung und eine hohe Zugfestigkeit und damit eine hohe Ermüdungsfestigkeit, gleichzeitig aber eine niedrige Kriechfestigkeit und eine geringe Bruchzähigkeit. Demgegenüber zeigen Gefüge mit vergleichsweise gröberen Körnern und mit stark ausgeprägter lamellarer Struktur eine deutlich bessere Kriechfestigkeit und eine höhere Bruchzähigkeit, andererseits aber auch eine geringere Ermüdungsfestigkeit und Bruchdehnung.
  • Entsprechend gross ist die Anzahl bereits erprobter Legierungs- und Gefüge-Ausgestaltungen von γ-TiAl und dorthin führender Herstellungsverfahren. Dabei geht es einerseits um die Erzielung eines möglichst optimalen Kompromisses zwischen einzelnen, sich mit den Behandlungsschritten vielfach gegenläufig verändernden thermomechanischen Eigenschaften im Werkstoff und andererseits um eine Kosten-Optimierung bei der Festlegung der einzelnen, nacheinander unverzichtbaren anzuwendenden Behandlungsschritte.
  • Zur Erzeugung definierter Phasen- und Gefüge-Strukturen mittels Werkstoffnachbehandlungen wird grundsätzlich von aus der Schmelze erstarrten γ-Basis-TiAl-Legierungen ausgegangen. Die Nachbehandlungen bestehen nach dem Stand der Technik entweder in speziellen Wärmebehandlungszyklen (siehe D. Zhang, P. Kobold, V. Güther und H. Clemens: Influence of Heat Treatments on Colony Size and Lamellar Spacing in a Ti-46Al-2Cr-2Mo-0,25Si-0,3B Alloy, Zeitschrift für Metallkunde, 91 (2000) 3, s. Seite 205) oder in verschiedenartigen Umformschritten.
  • Die DE-C-43 18 424 C2 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung von Formkörpern aus γ-TiAl-Legierungen, beispielsweise auch in Form von Ventilen und Ventiltellern für Motoren. Dazu wird ein Gussrohling zunächst im Temperaturbereich von 1050°C bis 1300°C unter quasiisothermen Bedingungen mit hohem Umformgrad verformt, das Teil danach abgekühlt und schliesslich bei Temperaturen von 900°C bis 1100°C bei geringer Umformgeschwindigkeit von 10-4 bis 10-1/s zum endabmessungsnahen Formteil superplastisch umgeformt. Das Verfahren ist mehrschrittig und damit technisch aufwendig.
  • Es werden vielfach Bauteile benötigt, und dazu gehören beispielsweise auch Ventile für Verbrennungsmotoren und Rotorschaufeln für Gasturbinen, für die in einzelnen Bauteil-Bereichen unterschiedliche, zum Teil stark unterschiedliche Werkstoffeigenschaften gefordert werden, insbesondere auch hinsichtlich ihrer thermomechanischen Eigenschaften. Dem wird bisher in der Regel dadurch entsprochen, dass ein Bauteil aus Bereichen unterschiedlicher Werkstoffe zusammengesetzt wird, z.B. mittels kraft- und/oder materialschlüssigen Fügens. Ventile für Verbrennungsmotoren werden heute beispielsweise aus für den Schaft und für den Tellerbereich unterschiedlichen Stahlsorten hergestellt, wobei die Teile durch Reibschweissen miteinander verbunden werden.
  • Gemäss EP 0 965 412 A1 werden Tellerventile für Verbrennungskraftmaschinen aus γ-Basis-TiAl-Legierungen beschrieben, die aus einem einstückigen, z.B. einem erschmolzenen oder durch heissisostatisches Pressen von Legierungspulvern hergestellten Rohling gefertigt sind. Das Rohteil wird mittels eines ersten Umformvorganges einheitlich auf solche thermomechanische Werkstoffeigenschaften gebracht, welche den späteren Anforderungen an den Tellerbereich des Ventiles entsprechen. In einem zweiten Umformprozess mittels Strangpressen und gleichzeitiger Formgebung auf Bauteil-Sollmasse, wird das bereits einmal umgeformte Halbzeug in einer entsprechend ausgestatteten Strangpressform und in Anwendung von auf die Werkstoffanforderungen angepassten Verfahrensparametern ein Teilbereich weiter zum Schaft umgeformt. Dabei werden in diesem Teilbereich die für einen Ventilschaft benötigten thermomechanischen Werkstoffeigenschaften ausgebildet. Der Strangpressvorgang für das Teil wird in einer Pressform mit konischem Übergang zwischen Einlass- und Auslassbereich zu dem Zeitpunkt "abgebrochen", dass ein fertiges Ventil mit zweimal umgeformtem, schlanken Schaftbereich mit einmal umgeformtem, dicken Tellerbereich und mit einer konusförmigen Übergangszone entsteht. Die Gefüge, insbesondere Kornform und -grösse, zwischen Teller- und Schaftbereich ändern sich gradiert in einer Weise, die durch die Umformparameter der beiden Umformschritte bestimmt wird. Dieses Verfahren umfasst ebenfalls mehrere Umformschritte und ist daher aufwendig und teuer.
  • Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, für Bauteile aus Legierungen auf der Basis von γ-TiAl, die im Endzustand lokale Bereiche mit unterschiedlichen thermomechanischen Anforderungsprofilen besitzen und eine Übergangszone hinsichtlich der Materialeigenschaften aufweisen sollen, ein gegenüber dem
  • Stand der Technik wirtschaftlicheres Fertigungsverfahren und ein nach diesem Verfahren hergestelltes, vergleichsweise preisgünstigeres Bauteil zu schaffen. Dabei ist es das Ziel, die gesamte mögliche Bandbreite gefügebestimmter Eigenschaftsprofile durch die Einstellung unterschiedlicher Grundgefüge in einem Bauteil auszunutzen. Dementsprechend sollen für Bauteile mit in einzelnen Bereichen stark unterschiedlicher Temperatur-und Festigkeitsbeanspruchung den Anforderungen möglichst gut angepasste Gefüge erzeugt und thermomechanische Eigenschaften generiert werden, die denjenigen von nach bekannten Verfahren mit mehrstufigem Umformen erhaltenen Bauteile qualitativ überlegen sind oder zumindest nicht nachstehen, wobei sich die Bauteile aber kostengünstiger herstellen lassen sollen.
  • Diese Aufgabe wird durch ein einstückig hergestelltes Bauteil aus einer intermetallischen Legierung auf Basis von γ-TiA1 mit gradiertem Gefügeübergang zwischen räumlich aneinandergrenzenden Bereichen jeweils unterschiedlicher Gefügestruktur gelöst, welches mindestens in einem Bereich ein lamellares, aus α2/γ-Lamellen bestehendes Gussgefüge aufweist und in mindestens einem weiteren Bereich ein durch Massivumformung erzeugtes near-γ-Gefüge, Duplex-Gefüge oder feinlamellares Gefüge aufweist, wobei zwischen diesen Bereichen eine Übergangszone mit gradiertem Gefüge vorhanden ist, in welcher das lamellare Gussgefüge allmählich in das andere genannte Gefüge übergeht.
  • Dabei ist das lamellare, aus α2/γ-Lamellen bestehende Gussgefüge durch gerichtetes Erstarren einer erschmolzenen Legierung hergestellt worden. Das near-γ-Gefüge, Duplex-Gefüge oder fein-lamellare Gefüge ist vorzugsweise in dem mindestens einen weiteren Bereich durch Massivumformung und gegebenenfalls durch eine Nachbehandlung aus dem Gussgefüge hergestellt worden.
  • Die Aufgabe wird weiterhin gelöst durch ein Verfahren zur Herstellung von solchen Bauteilen, wobei in einem ersten Schritt auf übliche Weise eine geeignete TiAl-Schmelze hergestellt wird, in einem zweiten Schritt die TiAl-Schmelze durch gerichtetes Erstarren in ein Halbzeug überführt wird, das ein lamellares, aus α2/γ-TiAl-Lamellen bestehendes Gussgefüge aufweist, und in einem dritten Schritt in einem Teilbereich oder in Teilbereichen des Halbzeugs das lamellare, aus α2/γ-TiAl-Lamellen bestehende Gussgefüge durch Massivumformung in einem Temperaturbereich von 900°C bis 1400°C in ein near-γ-Gefüge, Duplex-Gefüge oder fein-lamellares Gefüge überführt wird.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsform wird aus der TiAl-Schmelze mittels Strangguss ein porenfreies, zylinderförmiges Halbzeug hergestellt, welches anschliessend durch Strangpressen eines Stabbereiches massiv umgeformt wird.
  • Bei einer weiteren bevorzugten Ausführungsform wird aus der TiAl-Schmelze mittels Schleuderguss ein zylinderförmiges Halbzeug lunkerfrei hergestellt, welches anschliessend durch Strangpressen eines Stabbereiches massiv umgeformt wird.
  • Mit der Erfindung können in ein und demselben Bauteil Bereiche hoher Zugfestigkeit, Duktilität und Ermüdungsfestigkeit mit Bereichen hoher Bruchzähigkeit und hoher Kriechbeständigkeit realisiert werden.
  • Ein wesentlicher Vorteil der erfindungsgemäß hergestellten Bauteile besteht darin, daß über die Auswahl der Fertigungsschritte im Vergleich zum Stand der Technik eine erhebliche Einsparung bei den Fertigungskosten erzielt werden kann. Der wirtschaftliche Vorteil ergibt sich aus der technischen Erkenntnis, dass bei derartigen Bauteilen auf ein mehrfaches Umformen des Halbzeugs mit Gussgefüge verzichtet werden kann.
  • In den Zeichnungen zeigen
    • Fig. 1
    das lamellare Gussgefüge eines VAR-TiAl-Ingots,
    Fig. 2
    einen Ausschnitt aus dem Phasendiagramm TiAl, wobei die schräg verlaufende Linie zwischen α und α+γ der α-Transus ist, der sich stark mit dem Al-Gehalt ändert, und wobei eine Wärmebehandlung eines durch Umformung dynamisch rekristallisierten Werkstoffes oberhalb des Transus zu einem fully lamellaren, unterhalb in Abhängigkeit von der Temperatur zu einem nearly lamellaren, Duplex- oder globularen near-γ-Gefüge führt,
    Fig. 3
    das Schema der Erschmelzung von homogenem TiAl-Halbzeug gemäß A. L. Dowson et al., Microstructure and Chemical Homogeneity of Plasma - Arc Cold-Hearth Melted Ti-48Al-2Mn-2Nb Gamma Titanium Aluminide, Gamma Titanium Aluminides, ed. Y.-W. Kim, R. Wagner and M. Yamaguchi, The Minerals, Metals & Materials Society, 1995,
    Fig. 4
    eine metallografische Gefügeaufnahme des Tellerbereiches eines erfindungsgemäss hergestellten Ventiles, wobei die Aufnahme im Teller das grobkörnige lamellare Gussgefüge aus α2/γ-Lamellen zeigt und zu sehen ist, dass diese Struktur im konischen Teil des Tellers kontinuierlich in einen Bereich mit feinkörnigem, in der Aufnahme als solches nicht mehr auflösbares near-γ-Gefüge übergeht,
    Fig. 5
    eine lichtmikroskopische Aufnahme des lamellaren Gussgefüges im Tellerzentrum in höherer Vergrösserung, und
    Fig. 6
    eine lichtmikroskopische Aufnahme des globularen umgeformten Gefüges im Schaftbereich in höherer Vergrösserung.
  • Zum einen erlaubt bereits das weiter unten näher beschriebene, erfindungsgemässe, spezielle Gussverfahren selbst unvorhergesehe vorteilhafte Materialeigenschaften bei vergleichsweise grosser und damit individuell auf die jeweilige Werkstoffanforderung angepasster Variationsbreite von Eigenschaftskombinationen. Zum anderen lässt sich aus einem Halbzeug mit solcherart eingestelltem Gussgefüge durch Massivumformen ein dynamisch rekristallisiertes Gefüge mit von den Eigenschaften des Gusshalbzeugs stark abweichenden thermomechanischen Eigenschaften erzielen. Die Eigenschaften des dynamisch rekristallisierten Gefüges sind durch Anpassung der Verfahrensparameter ebenfalls variierbar.
  • Beide Verfahren, das spezielle Schmelz- und Gussverfahren sowie der anschliessende Umformprozess, ergänzen sich in einer nicht vorhergesehenen Art und Weise. In Summe lassen sich danach Werkstoffeigenschaften und Kombinationen von Werkstoffeigenschaften mittels eines einstufigen Umformprozesses in einer Bandbreite innerhalb eines einzigen Bauteils erzielen, die bisher auch mit mehrstufigen Umformprozessen nicht realisiert werden konnten. Diese Erkenntnis bezieht sich auf lokal stark unterschiedlich beanspruchte Bauteile und solche technischen Anwendungsfälle, in denen sich γ-TiAl grundsätzlich als Werkstoff anbietet.
  • Die Werkstoffbezeichnung "intermetallische γ-TiAl-Legierung" umfasst ein weites Feld von Einzellegierungen. Ein wesentlicher Legierungsbereich ist durch die Summenformel

            Ti Al(44-48)(Cr,Mn,V)0.5-5 (Zr,Cu,Nb,Ta,Mo,W,Ni)0.1-10 (Si,B.C,Y)0,05-1

    (Angaben in Atom-%)
    abgedeckt.
  • Die erfindungsgemäss einstellbaren Gefüge aus den eingangs beschriebenen Phasen und Grundgefügen ergeben sich als Folge der erfindungsgemässen Verfahrensschritte, nach denen entsprechende Bauteile hergestellt werden.
  • Die bisher beschriebenen Verfahren zur Herstellung einer γ-TiAl-Legierung aus der Schmelze bzw. eines Schmelz-Guss-Rohlings ergeben inhomogen ausgebildete Phasen und Gefüge-strukturen innerhalb des Rohlings, die allein schon eine Homogenisierung durch Heissisostatisches Pressen (HIP) und/oder einer Hochtemperaturglühung oder Umformung erforderlich machten. Demgegenüber hat sich das erfindungsgemässe Stranggussverfahren aus einem Kaltwandtiegel und Blockabzug des geeigneten Halbzeugs hervorragend gut bewährt, um dem Bauteil die geforderten Werkstoffeigenschaften für die Anwendungen zu geben, bei denen es auf Hochttemperatur-Kriechfestigkeit und hohe Bruchzähigkeit, dagegen weniger auf Ermüdungsfestigkeit und Bruchdehnung ankommt. Mit der Schmelzausbringung über Strangguss lässt sich in einem weiten Umfang ein Eigenschaftsprofil einstellen, wie es für das fertige Bauteil im nicht weiter umgeformten Bauteilbereich gefordert ist, z.B. das Profil des Tellerteils in einem Ventil für Verbrennungsmotoren. Je kleiner der Durchmesser des stranggegossenen Halbzeugs gewählt werden kann, um so kleinere lamellare Koloniegrössen und Lamellenabstände mit noch höherer Bruchzähigkeit und Kriechfestigkeit lassen sich erzeugen.
  • Das Halbzeug in Form des Guss-Rohlings wird erfindungsgemäss anschliessend im Temperaturbereich zwischen 900°C und 1400°C durch Strangpressen oder mittels eines äquivalenten Umformverfahrens massiv umgeformt und dabei in eine Form gebracht, die auf die Maße des Endproduktes abgestimmt ist. Zur Erzielung eines gradierten Gefüges werden die Stangen nur über einen Teil Ihrer Gesamtlänge in einer Strangpressmatrize solcher Profilmaße stranggepresst, die zumindest näherungsweise den Endabmessungen des Bauteiles im umgeformten Bereich entsprechen, z.B. Abmessungen eines Ventils für Verbrennungsmotoren mit konischem Übergang zwischen Schaft- und Tellerbereich, d.h. die Strangpressform besitzt einen sich konisch verjüngenden Querschnitt zwischen Einlassbereich zum Auslassbereich.
    Das Halbzeug wird im sich konisch verjüngenden Matrizenbereich zunehmend stärker umgeformt und damit kontinuierlich vom Gefügezustand des Gussgefüges in den durch Strangpressen erzielten rekristallisierten Gefügezustand überführt. Das bereits vorliegende Erfahrungswissen macht es dem Fachmann möglich, mittels entsprechender Umformparameter innerhalb materialbedingter Grenzen bestimmte thermomechanische Eigenschaften des Werkstoffes gezielt zu verändern und auf besondere Anforderungen hin zu optimieren.
  • Bevorzugte Bauteile gemäss Erfindung sind Ventile für Verbrennungskraftmaschinen. Dies gilt insbesondere für sich abzeichnende zukünftige Einsatzfälle. Während man bisher Motorventile üblicherweise über eine Nockenwelle steuert und dazu als Werkstoff verschiedene Stahlsorten einsetzt, geht die laufende Entwicklung in Richtung elektromagnetischer oder pneumatischer Einzelventilsteuerung. Dafür werden aber Leichtventile benötigt, die über eine ausreichende Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit bei hohen Temperaturen, im Extremfall bis zu 850°C im Tellerbereich, verfügen müssen.
  • Ventile werden im Schaftbereich bei eher mäßigen Temperaturen durch starke Wechselbelastungen (Ermüdung) beansprucht. Entsprechend hoch sind dort die Anforderungen an den Werkstoff hinsichtlich Festigkeit und Duktilität. Wie weiter oben bereits beschrieben wurde, werden bei erfindungsgemässen Bauteilen aus intermetallischen γ-TiAl-Legierungen diese lokal unterschiedlichen thermomechanischen Eigenschaften in hervorragender Weise erreicht.
  • Weitere, besonders geeignete Bauteile sind Schaufeln von Gasturbinen, bei denen im Fusspunkt der Schaufel andere thermomechanische Eigenschaften gefordert sind als im Umfangsbereich der Schaufel.
  • Die Erfindung wird anhand des nachfolgenden Beispiels für Ventile für Verbrennungskraftmaschinen im Detail beschrieben.
    • Beispiel
  • Es wird eine TiAl-Ausgangslegierung der Zusammensetzung Ti-46Al-8,5Nb-(1-3)(Ta, Si, B, C, Y) (Angaben in Atom-%) auf schmelzmetallurgischem Wege zu einem Stangenmaterial mit einem Durchmesser von 40 mm hergestellt, der näherungsweise dem Durchmesser eines Ventiltellers entspricht. Die Herstellung der Legierung erfolgt durch Mischen von Titan-Schwamm, Al-Granalien und einer Vielstoff-Vorlegierung AlNbTaSiBYC, in der die Atomverhältnisse zwischen den Legierungselementen Nb, Ta, Si, B, C und Y denen in der TiAl-Endlegierung entsprechen. Aus der Materialmischung wird ein stabiler Stab gepresst, der als Abschmelzelektrode in einem Vakuum-Lichtbogenofen eingesetzt und zu einem Primär-Ingot umgeschmolzen wird. Der Primär-Ingot weist eine inhomogene Legierungszusammensetzung auf und wird deshalb in einem Plasma-Ofen (cold hearth) in einem skull aus arteigenem Material, das sich in einem wassergekühlten Kupfertiegel befindet, erneut aufgeschmolzen und homogenisiert. Über eine mit einem Plasmabrenner beheizte Rinne fliesst das Schmelzgut in eine Strangabzugseinrichtung, an dessen oberem Ende eine dritte Homogenisierung in der schmelzflüssigen Phase mittels eines Kaltwand-Induktionstiegels erfolgt. Die schmelzflüssige TiAl-Legierung wird nach unten als Block bzw. Stab abgezogen, wobei das Material porenfrei gerichtet erstarrt. Das in Verfahren ist schematisch in Fig. 3 dargestellt und ist von A. L. Dowson et al. in Microstructure and Chemical Homogeneity of Plasma - Arc Cold-Hearth Melted Ti-48Al-2Mn-2Nb Gamma Titanium Aluminide, Gamma Titanium Aluminides, ed. Y.-W. Kim, R. Wagner and M. Yamaguchi, The Minerals, Metals & Materials Society, 1995, beschrieben worden.
  • Im Gegensatz zu diesem in der genannten Literaturstelle beschriebenen Verfahren bei dem die Kaltwand-Induktionsspule lediglich für einen Rühreffekt in der Schmelze sorgen soll, wird in der vorliegenden erfindungsgemäßen Ausgestaltung die Spule so dimensioniert, dass die Energie für das vollständige Aufschmelzen der sich in der Spule befindlichen Legierung ausreicht. Das so gewonnene Halbzeug weist eine lamellare Gussstruktur mit Koloniegrössen der Lamellenpakete zwischen 100 µm und 500 µm, aber gleichzeitig eine hervorragende Materialhomogenität auf. Die einzelnen so als Halbzeug gewonnenen Stangen werden in zylindrische Segmente geteilt, unter Schutzgas auf eine für das Umformen bestimmte Temperatur von 1200°C gebracht und im Schutzgas durch Fliesspressen in ein geheiztes Gesenk mit Ventilform ausgepresst. Das Umformverhältnis im Schaftbereich beträgt ca. 15:1 und nimmt vom Telleransatz in Verlängerung des Schaftes bis zum Tellerende hin kontinuierlich bis zu einer Nullumformung ab. Im umgeformten Bereich wird durch die bei diesem Prozess auftretende dynamische Rekristallisation und der gegebenen Prozesstemperatur ein feinkörniges near-γ-Gefüge erzeugt, während im Tellerbereich das lamellare Gussgefüge erhalten bleibt. Das so ausgepresste Bauteil wird anschliessend innerhalb von 30 Minuten auf eine Temperatur oberhalb der Spröd-Duktil-Übergangstemperatur abgekühlt, bei dieser Temperatur ca. 60 Minuten belassen und dann durch normale Abkühlung auf Raumtemperatur gebracht.
  • Die vorliegende Erfindung ist nicht auf das vorstehend ausgeführte Beispiel beschränkt, vielmehr umfasst die Erfindung auch Bauteile für andere, nicht genannte Anwendungen, bei denen ein entsprechender Gefügeaufbau anwendungsbedingt gefordert oder von Vorteil ist. Der Werkstoff γ-Basis-TiAl-Legierung ist nicht auf die explizit genannten Legierungszusammensetzungen beschränkt.

Claims (11)

  1. Einstückig hergestelltes Bauteil aus einer intermetallischen Legierung auf Basis von γ-TiAl mit gradiertem Gefügeübergang zwischen räumlich aneinandergrenzenden Bereichen jeweils unterschiedlicher Gefügestruktur, dadurch gekennzeichnet, dass es mindestens in einem Bereich ein lamellares, aus α2/γ-Lamellen bestehendes Gussgefüge aufweist, das durch gerichtetes Erstarren einer erschmolzenen Legierun hergestellt worden ist, und in mindestens einem weiteren Bereich ein durch Massivumformung erzeugtes near-γ-Gefüge, Duplex-Gefüge oder feinlamellares Gefüge aufweist und zwischen diesen Bereichen eine Übergangszone mit gradiertem Gefüge vorhanden ist, in welcher das lamellare Gussgefüge allmählich in das andere genannte Gefüge übergeht.
  2. Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das near-γ-Gefüge, Duplex-Gefüge oder fein-lamellare Gefüge in dem mindestens einen weiteren Bereich durch Massivumformung und einer Nachbehandlung aus dem Gussgefüge hergestellt worden ist.
  3. Bauteil nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass es ein zylinderförmiges, mittels Stranggusses in Stabform porenfrei aus der Schmelze gewonnenes Halbzeug ist, welches anschließend durch Strangpressen eines Stabbereiches massiv umgeformt ist.
  4. Bauteil nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass es ein zylinderförmiges, mittels Schleudergusses lunkerfrei aus der Schmelze gewonnenes Halbzeug ist, welches anschliessend durch Strangpressen eines Stabbereiches massiv umgeformt ist.
  5. Bauteil nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung der Summenformel

            Ti Al(44-48) (Cr,Mn,V)0.5-5 (Zr,Cu,Nb,Ta,Mo,W,Ni)0.1-10 (Si,B,C,Y)0.05-1

    entspricht, ausgedrückt in Atom-%.
  6. Bauteil nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass es ein Ventil für Verbrennungsmotoren ist.
  7. Verfahren zur Herstellung von Bauteilen nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass in einem ersten Schritt auf übliche Weise eine geeignete TiAl-Schmelze hergestellt wird, in einem zweiten Schritt die TiAl-Schmelze durch gerichtetes Erstarren in ein Halbzeug überführt wird, das ein lamellares, aus α2/γ-TiAl-Lamellen bestehendes Gussgefüge aufweist, und in einem dritten Schritt in einem Teilbereich oder in Teilbereichen des Halbzeugs das lamellare, aus α2/γ-TiAl-Lamellen bestehende Gussgefüge durch Massivumformung in einem Temperaturbereich von 900°C bis 1400°C in ein near-γ-Gefüge, Duplex-Gefüge oder fein-lamellares Gefüge überführt wird.
  8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass aus der TiAl-Schmelze mittels Strangguss ein porenfreies, zylinderförmiges Halbzeug hergestellt wird, welches anschliessend durch Strangpressen eines Stabbereiches massiv umgeformt wird.
  9. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass aus der TiAl-Schmelze mittels Schleuderguss ein zylinderförmiges Halbzeug lunkerfrei hergestellt wird, welches anschliessend durch Strangpressen eines Stabbereiches massiv umgeformt wird.
  10. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die TiAl-Legierung der Summenformel

            Ti Al(44-48)(Cr,Mn,V)0.5-5 (Zr,Cu,Nb,Ta,Mo,W.Ni)0.1-10(Si,B,C,Y)0.05-1

    entspricht, ausgedrückt in Atom-%.
  11. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 7 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass ein Ventil für Verbrennungsmotoren hergestellt wird.
EP01936369A 2000-05-17 2001-05-17 Bauteil auf basis von gamma-tial-legierungen mit bereichen mit gradiertem gefüge Expired - Lifetime EP1287173B1 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE10024343 2000-05-17
DE10024343A DE10024343A1 (de) 2000-05-17 2000-05-17 Bauteil auf Basis von gamma-TiAl-Legierungen mit Bereichen mit gradiertem Gefüge
PCT/EP2001/005621 WO2001088214A1 (de) 2000-05-17 2001-05-17 Bauteil auf basis von gamma-tial-legierungen mit bereichen mit gradiertem gefüge

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP1287173A1 EP1287173A1 (de) 2003-03-05
EP1287173B1 true EP1287173B1 (de) 2008-01-16

Family

ID=7642505

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP01936369A Expired - Lifetime EP1287173B1 (de) 2000-05-17 2001-05-17 Bauteil auf basis von gamma-tial-legierungen mit bereichen mit gradiertem gefüge

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20040045644A1 (de)
EP (1) EP1287173B1 (de)
JP (1) JP2003533594A (de)
AT (1) ATE384146T1 (de)
AU (1) AU2001262295A1 (de)
DE (2) DE10024343A1 (de)
ES (1) ES2298238T3 (de)
WO (1) WO2001088214A1 (de)

Families Citing this family (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2002048420A2 (de) * 2000-12-15 2002-06-20 Thyssenkrupp Automotive Ag Verfahren zur herstellung von hochbelastbaren bauteilen aus tiai-legierungen
JP4107830B2 (ja) * 2001-11-05 2008-06-25 三菱重工業株式会社 ＴｉＡｌ金属間化合物基合金、及び鋳造部品の製造方法
DE10156336A1 (de) * 2001-11-16 2003-06-05 Ald Vacuum Techn Gmbh Verfahren zur Herstellung von Legierungs-Ingots
DE10209346B4 (de) * 2002-03-02 2004-02-19 Daimlerchrysler Ag Herstellungsverfahren für ein mehrteiliges Ventil für Verbrennungsmotoren
EP1400339A1 (de) 2002-09-17 2004-03-24 Siemens Aktiengesellschaft Verfahren zum Herstellen eines dreidimensionalen Formkörpers
US6974507B2 (en) 2003-03-03 2005-12-13 United Technologies Corporation Damage tolerant microstructure for lamellar alloys
FR2868791B1 (fr) * 2004-04-07 2006-07-14 Onera (Off Nat Aerospatiale) Alliage titane-aluminium ductile a chaud
GB0616566D0 (en) * 2006-08-19 2006-09-27 Rolls Royce Plc An alloy and method of treating titanium aluminide
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
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
KR101261885B1 (ko) * 2012-07-25 2013-05-06 한국기계연구원 베타-감마상을 포함하는 층상 구조의 타이타늄-알루미늄계 합금
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
KR101342169B1 (ko) * 2013-05-20 2013-12-18 한국기계연구원 상온 연성을 갖는 타이타늄-알루미늄계 합금 잉곳
WO2015009454A1 (en) * 2013-07-15 2015-01-22 United Technologies Corporation Turbine clearance control utilizing low alpha material
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
DE102013020458A1 (de) * 2013-12-06 2015-06-11 Hanseatische Waren Handelsgesellschaft Mbh & Co. Kg Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung von endkonturnahen TiAl-Bauteilen
US10391547B2 (en) 2014-06-04 2019-08-27 General Electric Company Casting mold of grading with silicon carbide
FR3033508B1 (fr) * 2015-03-12 2018-11-09 Safran Aircraft Engines Procede de fabrication de pieces de turbomachine, ebauche et piece finale
DE102015211718B4 (de) 2015-06-24 2020-12-03 MTU Aero Engines AG Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von TiAl-Schmiedebauteilen
EP3508594B8 (de) * 2016-09-02 2021-06-16 IHI Corporation Tial-legierung und verfahren zur herstellung davon
CA3086164A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Ihi Corporation Tial alloy member, method of manufacturing the same, and method of forging tial alloy member
US11619266B2 (en) * 2018-02-26 2023-04-04 Roller Bearing Company Of America, Inc. Self lubricating titanium aluminide composite material
DE102018209315A1 (de) * 2018-06-12 2019-12-12 MTU Aero Engines AG Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus Gamma - TiAl und entsprechend hergestelltes Bauteil
EP3974082A4 (de) * 2019-05-23 2023-05-31 IHI Corporation Tial-legierung und verfahren zu ihrer herstellung
EP3974551B1 (de) * 2019-05-23 2023-12-13 IHI Corporation Tial-legierung und verfahren zu ihrer herstellung
CN112916831B (zh) * 2021-01-25 2022-07-26 中国科学院金属研究所 一种具有片层界面择优定向及细小层片特征的γ-TiAl合金的制备方法
CN113981273B (zh) * 2021-11-04 2022-05-27 四川大学 一种初始凝固相为α相的多取向片层组织TiAl合金及其制备方法和应用
CN116607048A (zh) * 2022-02-09 2023-08-18 中国科学院金属研究所 一种用于精密铸造的γ-TiAl合金及其制备方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2154615A1 (de) * 1971-11-03 1973-05-10 Battelle Institut E V Herstellung von warmfesten oder verschleissbestaendigen gusskoerpern
US5076858A (en) * 1989-05-22 1991-12-31 General Electric Company Method of processing titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium
US5119865A (en) * 1990-02-20 1992-06-09 Mitsubishi Materials Corporation Cu-alloy mold for use in centrifugal casting of ti or ti alloy and centrifugal-casting method using the mold
AT399513B (de) * 1990-10-05 1995-05-26 Boehler Edelstahl Verfahren und vorrichtung zur herstellung von metallischen legierungen für vormaterialien, bauteile, werkstücke oder dergleichen aus titan-aluminium-basislegierungen
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
US5370839A (en) * 1991-07-05 1994-12-06 Nippon Steel Corporation Tial-based intermetallic compound alloys having superplasticity
US5296056A (en) * 1992-10-26 1994-03-22 General Motors Corporation Titanium aluminide alloys
US5299619A (en) * 1992-12-30 1994-04-05 Hitchiner Manufacturing Co., Inc. Method and apparatus for making intermetallic castings
DE4318424C2 (de) * 1993-06-03 1997-04-24 Max Planck Inst Eisenforschung Verfahren zur Herstellung von Formkörpern aus Legierungen auf Titan-Aluminium-Basis
US5350466A (en) * 1993-07-19 1994-09-27 Howmet Corporation Creep resistant titanium aluminide alloy
EP0751228B1 (de) * 1994-03-10 1999-10-27 Nippon Steel Corporation Eine Legierung aus Titan-Aluminium intermetallische Verbindungen mit guten Hochtemperatureigenschaften und einem Verfahren zu deren Herstellung
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
US5653828A (en) * 1995-10-26 1997-08-05 National Research Council Of Canada Method to procuce fine-grained lamellar microstructures in gamma titanium aluminides
DE19748874C2 (de) * 1996-11-09 2000-03-23 Max Planck Inst Eisenforschung Verwendung einer TiAl-Legierung
AT2881U1 (de) * 1998-06-08 1999-06-25 Plansee Ag Verfahren zur herstellung eines tellerventiles aus gamma-tial-basislegierungen

Also Published As

Publication number Publication date
ATE384146T1 (de) 2008-02-15
US20040045644A1 (en) 2004-03-11
JP2003533594A (ja) 2003-11-11
DE10024343A1 (de) 2001-11-22
AU2001262295A1 (en) 2001-11-26
ES2298238T3 (es) 2008-05-16
DE50113507D1 (de) 2008-03-06
WO2001088214A1 (de) 2001-11-22
EP1287173A1 (de) 2003-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1287173B1 (de) Bauteil auf basis von gamma-tial-legierungen mit bereichen mit gradiertem gefüge
EP2423341B1 (de) Titanaluminidlegierungen
US11603583B2 (en) Ribbons and powders from high strength corrosion resistant aluminum alloys
EP1819838B1 (de) Legierung auf der basis von titanaluminiden
DE3445767C2 (de)
DE60033018T2 (de) Verfahren zur herstellung von metallprodukten, wie bleche durch kaltverformung und flashalterung
EP0464366B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid
DE60110294T2 (de) TiAl-basierte Legierung, Verfahren zu deren Herstellung und Rotorblatt daraus
DE2303802C3 (de) Verfahren zum Erhöhen der Festigkeit und Zähigkeit von dispersionsverfestigten Knetlegierungen
US5413752A (en) Method for making fatigue crack growth-resistant nickel-base article
EP3481971A1 (de) Bänder und pulver aus hochfesten korrosionsbeständigen aluminiumlegierungen
DE2528843A1 (de) Vorrichtung und verfahren zum spritzguss von metallgegenstaenden
EP3372700B1 (de) Verfahren zur herstellung geschmiedeter tial-bauteile
DE10062310C2 (de) Verfahren zur Behandlung metallischer Werkstoffe
EP1568486A1 (de) Verfahren zur Herstellung von Bauteilen oder Halbzeugen, die intermetallische Titanaluminid-Legierungen enthalten, sowie mittels des Verfahrens herstellbare Bauteile
EP2620517A1 (de) Warmfeste TiAl-Legierung
EP1407056B1 (de) Verahren zur herstellung eines formteiles aus einem intermetallischen gamma-ti-al-werkstoff
DE60036646T2 (de) Giesssysteme und verfahren mit hilfskühlung der flüssigen oberfläche der giesskörper
WO2001079575A1 (de) Stickstofflegierter, sprühkompaktierter stahl, verfahren zu seiner herstellung und verbundwerkstoff hergestellt aus dem stahl
EP1412113B1 (de) Sintermetallteile mit homogener verteilung nicht homogen schmelzender komponenten, sowie verfahren zu ihrer herstellung
DE102005036510A1 (de) Aluminiumlegierungsblech für Hochtemperaturblasformen bei hoher Geschwindigkeit
EP3077557B1 (de) Verfahren zur herstellung von tial-bauteilen
JPS60149751A (ja) 金属組成物
WO2023198791A1 (en) Aluminium alloy and method for producing the alloy
DE10049026A1 (de) Hochtemperaturlegierung

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 20021211

AK Designated contracting states

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE TR

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL LT LV MK RO SI

17Q First examination report despatched

Effective date: 20030919

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE TR

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: OTTO, ANDREAS

Inventor name: GUETHER, VOLKER

Inventor name: CLEMENS, HELMUT, PROF. DR. MONT.

REG Reference to a national code

Ref country code: SE

Ref legal event code: TRGR

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)

Effective date: 20080124

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

REF Corresponds to:

Ref document number: 50113507

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20080306

Kind code of ref document: P

REG Reference to a national code

Ref country code: ES

Ref legal event code: FG2A

Ref document number: 2298238

Country of ref document: ES

Kind code of ref document: T3

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20080116

NLV1 Nl: lapsed or annulled due to failure to fulfill the requirements of art. 29p and 29m of the patents act
ET Fr: translation filed
PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20080116

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: PT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20080616

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FD4D

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20080116

Ref country code: IE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20080116

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

BERE Be: lapsed

Owner name: GFE METALLE UND MATERIALIEN G.M.B.H.

Effective date: 20080531

26N No opposition filed

Effective date: 20081017

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: MC

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20080531

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20080531

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20080531

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: BE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20080531

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: CY

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20080116

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20080517

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: TR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20080116

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20080417

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 20140520

Year of fee payment: 14

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 20140516

Year of fee payment: 14

Ref country code: ES

Payment date: 20140521

Year of fee payment: 14

Ref country code: AT

Payment date: 20140430

Year of fee payment: 14

Ref country code: IT

Payment date: 20140526

Year of fee payment: 14

Ref country code: SE

Payment date: 20140520

Year of fee payment: 14

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MM01

Ref document number: 384146

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20150517

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 20150517

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150517

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: ST

Effective date: 20160129

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150518

Ref country code: AT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150517

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150517

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150601

REG Reference to a national code

Ref country code: ES

Ref legal event code: FD2A

Effective date: 20160629

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: ES

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20150518

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 20180723

Year of fee payment: 18

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R119

Ref document number: 50113507

Country of ref document: DE

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20191203