EP1819838B1 - Legierung auf der basis von titanaluminiden - Google Patents

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EP1819838B1
EP1819838B1 EP05784793A EP05784793A EP1819838B1 EP 1819838 B1 EP1819838 B1 EP 1819838B1 EP 05784793 A EP05784793 A EP 05784793A EP 05784793 A EP05784793 A EP 05784793A EP 1819838 B1 EP1819838 B1 EP 1819838B1
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EP
European Patent Office
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atom
alloy
phase
titanium aluminide
alloys
Prior art date
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EP05784793A
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English (en)
French (fr)
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EP1819838A1 (de
Inventor
Michael Oehring
Jonathan Paul
Uwe Lorenz
Fritz Appel
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GKSS Forshungszentrum Geesthacht GmbH
Original Assignee
GKSS Forshungszentrum Geesthacht GmbH
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    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/002—Castings of light metals
    • B22D21/005—Castings of light metals with high melting point, e.g. Be 1280 degrees C, Ti 1725 degrees C

Definitions

  • the invention relates to alloys based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgy techniques with an alloy composition according to claim 1
  • Titanium aluminide alloys have properties that are particularly favorable for use as a lightweight material, especially for high temperature applications.
  • alloys are interesting, which are based on an intermetallic phase ⁇ - (TiAl) with tetragonal structure and in addition to the majority phase ⁇ - (TiAl) and minority components of the intermetallic phase ⁇ 2 (Ti 3 Al) with hexagonal structure.
  • These ⁇ -titanium aluminide alloys are characterized by properties such as low density (3.85 - 4.2 g / cm 3 ), high elastic moduli, high strength and creep resistance up to 700 ° C, making them attractive as a material for moving parts at elevated service temperatures. Examples of this are turbine blades in aircraft engines and in stationary gas turbines, valves in engines and hot gas fans.
  • the element niobium (Nb) leads to an increase in strength, creep resistance, oxidation resistance, but also ductility.
  • the element boron which is virtually insoluble in the ⁇ -phase, grain refining can be achieved both in the cast state and after the forming with subsequent heat treatment in the ⁇ -region.
  • An increased proportion of ⁇ -phase in the microstructure due to low aluminum contents and high concentrations of ⁇ -stabilizing elements can lead to coarse dispersion of this phase and cause a deterioration of the mechanical properties.
  • ⁇ -titanium aluminide alloys are the preferred because of their deformation and fracture behavior, but also because of the microstructural anisotropy lamellar structure or duplex structure strongly anisotropic.
  • different powder metallurgy and forming methods and combinations of these production methods are used.
  • EP 1 015 650 B1 is a titanium aluminide alloy is known, which has a structurally and chemically homogeneous structure.
  • the majority phases ⁇ (TiAl) and ⁇ 2 (Ti 3 Al) are finely dispersed.
  • the disclosed titanium aluminide alloy with an aluminum content of 45 atom% is characterized by exceptionally good mechanical properties and high temperature properties.
  • a common problem of all titanium aluminide alloys is their low ductility. So far, the high brittleness and low damage tolerance of titanium aluminide alloys due to the nature of the intermetallic phases has not been achieved by alloying effects decisively improve (see " Structural Intermetallics 1997, p. 531 , see above). For the applications mentioned in the introduction, plastic elongations at break of ⁇ 1% are often sufficient. Manufacturers of turbines and engines, however, demand that this minimum level of ductility be guaranteed in large-scale industrial production. Since the ductility is sensitive to the microstructure, it is extremely difficult in the industrial manufacturing process to ensure as homogeneous a microstructure as possible.
  • the maximum tolerable defect size eg the maximum grain or lamellar colony size
  • the maximum tolerable defect size is particularly small, so that a very high structural homogeneity is desirable for such alloys.
  • this can only be achieved with difficulty because of the unavoidable fluctuations in the alloy composition of, for example, ⁇ 0.5 atom% in the Al content.
  • duplex microstructures are considered for high temperature applications.
  • the former arise during cooling from the single-phase region of the ⁇ -mixed crystal by precipitating plates of the ⁇ -phase crystallographically oriented from the ⁇ -mixed crystal.
  • duplex microstructures consist of lamellar colonies and ⁇ grains and are formed when the material is annealed in the two-phase region ⁇ + ⁇ .
  • the ⁇ grains which are present there are converted back into two-phase lamellar colonies on cooling.
  • Coarse microstructure constituents are formed in ⁇ -titanium aluminide alloys mainly by forming large ⁇ grains as they pass through the ⁇ region. This can already happen during the solidification when large columnar crystals of ⁇ -phase form from the melt. Thus, as far as possible, the single-phase region of the ⁇ -mixed crystal must be avoided during processing. Since in practice, however, fluctuations of the composition and process temperatures occur and therefore the constitution varies locally in the workpieces, the formation of coarse lamellar colonies can not be excluded.
  • EP-0 549 181 a titanium aluminide of the ⁇ -type comprising titanium, aluminum, chromium and niobium in the composition TiAl 46-48 Cr 1-3 Nb 6-14 , wherein the alloy is made by casting and hot isostatic pressing (HIP).
  • HIP hot isostatic pressing
  • JP-A-06 116691 discloses a heat treatment process for TiAl alloys of composition Ti - (45 - 50) atomic% Al - (3 - 12) atomic% (Nb, Mo, Cr) wherein in one or two of said elements Nb, Mo and Cr in the alloys are included.
  • the alloys in the ⁇ -phase region are annealed and then rapidly cooled to suppress the equilibrium conversion ⁇ ⁇ ⁇ + ⁇ ⁇ ⁇ 2 + ⁇ and instead cause a massive conversion of ⁇ ⁇ y. Following this, an age glow will be carried out.
  • US-A-5,393,356 a multi-phase, high-temperature material made of an alloy based on an intermetallic compound of the type y -TiAl, wherein the TiAl alloy in addition to a titanium content of 35 to 45 atom% and an aluminum content of 45 to 60 atom% also alloyed amounts of silicon (0.1 to 20 at.%) and niobium (0.1 to 15 at.%), thereby improving the oxidation resistance of the alloy.
  • the present invention has the object to provide a titanium aluminide alloy with a fine and homogeneous Gefömgemorphologie, with occurring in industrial practice, variations in the alloy composition and unavoidable temperature fluctuations in the manufacturing process hardly or not appreciably on the homogeneity of the alloy especially without major changes to the manufacturing processes. Furthermore, the object is to provide a component of a homogeneous alloy.
  • This object is achieved by means of an alloy based on titanium aluminides produced using fusion and powder metallurgy techniques and having an alloy composition of 44.5 atom% ⁇ Al ⁇ 47 atom%, in particular 44.5 atom% ⁇ Al ⁇ 45.5 At% atomic% and at least 5 atom% ⁇ Nb ⁇ 10 atom%, molybdenum (Mo) in between 0.1 atom% to 3.0 atom%, optional B and / or C with contents ⁇ 0.05 atom% and ⁇ 0, 8 atom%, and the remainder titanium and common impurities, wherein the ⁇ -titanium aluminide alloy is formed with a fine dispersion of the ⁇ -phase and the ⁇ -phase is present up to a temperature of below 1320 ° C. The rest of the alloy is Ti (titanium).
  • This type of alloy according to the invention then has a homogeneous structure with high strength values due to the fine and very uniform dispersion of the ⁇ phase.
  • an alloy which can be used as a lightweight material for high temperature applications, e.g. Turbine blades or engine and turbine components, is suitable.
  • the alloy of the invention is produced using casting metallurgy, melt metallurgy or powder metallurgy processes or using these processes in combination with forming techniques.
  • an alloy according to the invention has a composition of Ti - z Al - y Nb - x B with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 47 atom%, in particular with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 45.5 atom%, 5 atom % ⁇ y ⁇ 10 atom% and 0.05 atom% ⁇ x ⁇ 0.8 atom% and remainder titanium and usual impurities, or a composition of Ti - z Al - y Nb - w C with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 47 atom%, in particular with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 45.5 atom%, 5 atom% ⁇ y ⁇ 10 atom% and 0.05 atom% ⁇ w ⁇ 0.8 atom% and the balance titanium and conventional impurities, each containing molybdenum (Mo) in the range between 0.1 atom% to 3 atom% and wherein the ⁇ -phase is present up to a temperature of below 1320
  • Mo
  • the desired microstructure stability and process reliability is achieved by avoiding the occurrence of single-phase regions over the entire temperature range during the manufacturing processes and during use by the targeted incorporation of the cubic-body-centered ⁇ -phase.
  • the ⁇ -phase occurs in all technical titanium aluminide alloys as a high-temperature phase at temperatures ⁇ 1350 ° C.
  • this phase can be stabilized by various elements such as Mo, W, Nb, Cr, Mn and V at lower temperatures.
  • elements such as Mo, W, Nb, Cr, Mn and V at lower temperatures.
  • the particular problem with alloying these elements, however, is that the ⁇ -stabilizing. Elements must be tuned very precisely to the Al content. In addition, occur in the addition of these elements undesirable interactions, which leads to high levels of the ⁇ -phase and lead to a coarse dispersion of this phase. Such a constitution is extremely disadvantageous for the mechanical properties.
  • the properties of the ⁇ phase also depend on the respective alloying elements and their composition.
  • the constitution must be chosen so that an excretion of the brittle ⁇ -phase from the ⁇ -phase is largely avoided. Due to these relationships, an alloy composition is provided which can provide a mechanical properties optimum composition and dispersion of the ⁇ -phase for a wide range of process temperatures. At the same time the best possible strength properties are achieved.
  • the alloy also contains boron, preferably with a boron content in the alloy in the range of 0.05 atom% to 0.8 atom%.
  • boron advantageously leads to the formation of stable precipitates which contribute to the mechanical hardening of the alloy according to the invention and stabilization of the microstructure of the alloy.
  • the alloy contains carbon, preferably with a carbon content in the range of 0.05 at% to 0.8 at%.
  • carbon preferably in combination with the above-described additive boron, leads to the formation of stable precipitates, which also contribute to the mechanical hardening of the alloy and to the stabilization of the structure.
  • Fig. 1 Two photographs of a structure in a cast block of the alloy Ti - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C (atom%) are shown. The recordings as well as all further recordings in the following figures were recorded by means of backscattered electrons in a scanning electron microscope.
  • the structure ( Fig. 1 ) shows lamellar colonies of the ⁇ 2 and ⁇ phases, which originated from former ⁇ -lamellae.
  • the former ⁇ -lamellae are separated by strips of light-emitting grains of the ⁇ or B2 phase.
  • the ⁇ -lamellae initially formed in the ⁇ - ⁇ transformation decompose on further cooling in ⁇ 2 - and ⁇ -lamellae.
  • FIGS. 2a to 2c Further images of the microstructure of the alloy Ti - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C are shown after different process steps in the scanning electron micrographs.
  • Fig. 2a shows the structure after extrusion at 1230 ° C. The extrusion direction is horizontal.
  • the microstructure shows grains of the ⁇ 2 and ⁇ phases, with the cubic body-centered ⁇ phase disappearing.
  • Fig. 2b shows the structure of the alloy after extrusion at 1230 ° C and another forging step at 1100 ° C.
  • the microstructure shows grains of the ⁇ 2 and ⁇ phases and a few ⁇ 2 / ⁇ lamellar colonies.
  • Fig. 2c the structure of the alloy after extrusion at 1230 ° C and a subsequent heat treatment at 1330 ° C is shown.
  • the microstructure also shows grains of the ⁇ 2 and ⁇ phases.
  • the picture shows a fully lamellar microstructure with lamellae of ⁇ 2 and ⁇ phase.
  • the lamellar colony size is about 200 microns, which also colonies occur, which are significantly larger than 200 microns.
  • Fig. 2a shown structure also occurs in the Fig. 2b and 2c represented structures the cubic body-centered phase no longer on.
  • the ⁇ -phase is thermodynamically unstable in this temperature range with heat treatment after extrusion.
  • FIGS. 3a and 3b Microstructures of an alloy according to the invention are shown in two scanning electron micrographs. Starting from an alloy Ti - 45 Al - 5 Nb, the alloy molybdenum was alloyed with 2 atom%. This resulting alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo is based on a composition as described in the European patent specification EP 1 015 650 B1 is described.
  • FIGS. 3a and 3b show the microstructures of this alloy according to the invention, which after extrusion at 1250 ° C and a subsequent heat treatment at 1030 ° C ( Fig. 3a ) and at 1270 ° C were observed ( Fig. 3b ).
  • the structure in Fig. 3a shows grains of the ⁇ 2 , ⁇ and light-imaging ⁇ phases, the latter being arranged in stripes.
  • the structure in Fig. 3b shows lamellar colonies of the ⁇ 2 - and ⁇ -phase and grains of the light-imaging ⁇ -phase, from which in turn the ⁇ -phase has been eliminated.
  • the microstructure in Fig. 3a and 3b are fine, very homogeneous and show a uniform distribution of the ⁇ -phase. After heat treatment at 1030 ° C., a globular structure is present, with ⁇ -phase grains arranged in strips parallel to the extrusion direction ( Fig. 3a ), while the material heat-treated at 1270 ° C has a very homogeneous, fully lamellar microstructure with evenly distributed ⁇ -grains ( Fig. 3b ).
  • the colony size of the microstructures of the Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo alloy is between 20 and 30 ⁇ m, which is at least a factor of 5 smaller than otherwise in fully lamellar microstructures of ⁇ -titanium aluminide alloys.
  • the ⁇ -phase is precipitated, so that the ⁇ -grains are very finely subdivided. As a result, a very fine and homogeneous structure is achieved overall.
  • Fig. 4 shows measured stress-strain curves of samples of the alloy Ti-45 Al-5 Nb-2 Mo in a tensile test.
  • the sample material was extruded at 1250 ° C and then subjected to a heat treatment of 2 hours at 1030 ° C and oven cooling.
  • the tensile curves recorded at 700 ° C and 900 ° C show that the alloy is suitable for many high temperature applications.
  • Fig. 4 the result of a tensile test at room temperature (25 ° C) shown on the material according to the invention, wherein the tensile stress ⁇ in MPa against the strain ⁇ in% is plotted.
  • a yield strength increase was found, which was otherwise not observed on ⁇ -Titanaluminid-alloys so far. This is an indication of a particularly fine and homogeneous structure.
  • the yield strength increase indicates that the material can react to local stresses by plastic flow, which is very favorable for the ductility and damage tolerance.
  • the homogeneity of the alloys according to the invention does not depend on technically unavoidable variations in temperature or composition in the range of relevant process temperatures.
  • the titanium aluminide alloys of this invention were prepared using casting or powder metallurgy techniques.
  • the alloys of the invention can be processed by hot forging, hot pressing or hot extrusion and hot rolling.
  • the invention offers the advantage that, despite the variations in alloy composition and process conditions occurring in industrial production, a titanium aluminide alloy having a very uniform microstructure and high strength is provided more reliably than heretofore.
  • the titanium aluminide alloy according to the invention achieves high strength up to a temperature in the range of 700 ° C. to 800 ° C. and good room temperature ductility.

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Description

  • Die Erfindung betrifft Legierungen auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung nach Anspruch 1
  • Titanaluminid-Legierungen weisen Eigenschaften auf, die für einen Einsatz als Leichtbau-Werkstoff, insbesondere für Hochtemperaturanwendungen, besonders günstig sind. Für die industrielle Praxis sind insbesondere Legierungen interessant, die auf einer intermetallischen Phase γ-(TiAl) mit tetragonaler Struktur beruhen und neben der Majoritätsphase γ-(TiAl) auch Minoritätsanteile der intermetallischen Phase α2(Ti3Al) mit hexagonaler Struktur enthalten. Diese γ-Titanaluminid-Legierungen zeichnen sich durch Eigenschaften wie geringe Dichte (3,85 - 4,2 g/cm3), hohe elastische Moduln, hohe Festigkeit und Kriechfestigkeit bis zu 700°C aus, die sie als Werkstoff für bewegte Bauteile bei erhöhten Einsatztemperaturen attraktiv machen. Beispiele hierfür sind Turbinenschaufeln in Flugzeugtriebwerken und in stationären Gasturbinen, Ventile bei Motoren sowie Heißgasventilatoren.
  • Im technisch wichtigen Bereich von Legierungen mit Aluminium-Gehalten zwischen 45 Atom % und 49 Atom % treten beim Erstarren aus der Schmelze und beim nachfolgenden Abkühlen eine Reihe von Phasenumwandlungen auf. Die Erstarrung kann entweder vollständig über den β-Mischkristall mit kubisch raumzentrierter Struktur (Hochtemperaturphase) oder in zwei peritektischen Reaktionen erfolgen, an denen der α-Mischkristall mit hexagonaler Struktur und die γ-Phase beteiligt sind.
  • Ferner ist bekannt, dass das Element Niob (Nb) zu einer Steigerung der Festigkeit, Kriechfestigkeit, Oxidationsbeständigkeit, aber auch der Duktilität führt. Mit dem in der γ-Phase praktisch nicht löslichen Element Bor kann eine Kornfeinung sowohl im Gusszustand als auch nach dem Umformen mit anschließender Wärmebehandlung im α-Gebiet erreicht werden. Ein erhöhter Anteil an β-Phase im Gefüge infolge von niedrigen Aluminium-Gehalten und hohen Konzentrationen von β-stabilisierenden Elementen kann zu grober Dispersion dieser Phase führen und eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bewirken.
  • Die mechanischen Eigenschaften von γ-Titanaluminid-Legierungen sind aufgrund ihres Verformungs- und Bruchverhaltens, aber auch wegen der Gefügeanisotropie der bevorzugt eingestellten lamellaren Gefüge bzw. Duplex-Gefüge stark anisotrop. Zu einer gezielten Einstellung von Gefüge und Textur bei der Herstellung von Bauteilen aus Titanaluminiden werden Gießverfahren, unterschiedliche pulvermetallurgische und Umform-Verfahren sowie Kombinationen dieser Herstellungsverfahren angewandt.
  • Aus der Veröffentlichung von Y-W. Kim und D.M. Dimiduk in "Structural Intermetallics 1997", Eds. M.V. Nathal, R. Darolia, C.T. Liu, P.L. Martin, D.B. Miracle, R. Wagner, M. Yamaguchi, TMS, Warrendale PA, 1996, S. 531 ist bekannt, dass in verschiedenen Entwicklungsprogrammen die Wirkung einer größeren Zahl von Legierungselementen hinsichtlich Konstitution, Gefügeeinstellung bei verschiedenen Herstellungsverfahren und einzelnen Eigenschaften untersucht wurde. Die gefundenen Zusammenhänge sind dabei ähnlich komplex, wie dies bei anderen Strukturmetallen, z.B. Stählen, der Fall ist, und lassen sich nur in eingeschränkter und sehr allgemeiner Form in Regeln zusammenfassen. Daher können bestimmte Zusammensetzungen herausragende Kombinationen an Eigenschaften aufweisen.
  • Aus EP 1 015 650 B1 ist eine Titanaluminid-Legierung bekannt, die ein strukturell und chemisch homogenes Gefüge aufweist. Hierbei sind die Majoritätsphasen γ(TiAl) und α2 (Ti3Al) fein dispers verteilt. Die offenbarte Titanaluminid-Legierung mit einem AluminiumGehalt von 45 Atom % zeichnet sich durch außergewöhnlich gute mechanische Eigenschaften und Hochtemperatureigenschaften aus.
  • Ein allgemeines Problem aller Titanaluminid-Legierungen ist ihre geringe Duktilität. Bislang ist es nicht gelungen, die durch die Natur der intermetallischen Phasen vorgegebene hohe Sprödigkeit und geringe Schadenstoleranz der Titanaluminid-Legierungen über Legierungseffekte entscheidend zu verbessern (vgl. "Structural Intermetallics 1997", S. 531, siehe oben). Für die einleitend genannten Anwendungen sind zwar vielfach plastische Bruchdehnungen von ≥ 1 % ausreichend. Von den Herstellern von Turbinen und Motoren wird jedoch gefordert, dass dieses Mindestmaß an Duktilität in der industriellen Fertigung über große Loszahlen garantiert wird. Da die Duktilität empfindlich vom Gefüge abhängt, ist es im industriellen Fertigungsprozess äußerst schwierig, eine möglichst homogene Gefügeausbildung sicherzustellen. Für hochfeste Legierungen ist die maximal tolerierbare Defektgröße, z.B. die maximale Korn- oder Lamellenkoloniegröße, besonders klein, so dass für solche Legierungen eine sehr hohe Gefügehomogenität wünschenswert ist. Diese kann aber schon wegen der unvermeidbaren Schwankungen der Legierungszusammensetzung von z.B. ± 0.5 Atom % im Al-Gehalt nur schwer erreicht werden.
  • Gegenwärtig werden von den vielen in γ-Titanaluminid-Legierungen möglichen Gefügetypen nur lamellare bzw. so genannte Duplex-Gefüge für Hochtemperaturanwendungen in Betracht gezogen. Erstere entstehen beim Abkühlen aus dem Einphasengebiet des α-Mischkristalls, indem sich Platten der γ-Phase kristallographisch orientiert aus dem α-Mischkristall ausscheiden.
  • Demgegenüber bestehen Duplex-Gefüge aus Lamellenkolonien und γ-Körnern und entstehen, wenn das Material im Zweiphasengebiet α + γ geglüht wird. Dabei wandeln sich die dort vorliegenden α-Körner beim Abkühlen wieder in zweiphasige Lamellenkolonien um. Grobe Gefügebestandteile entstehen in γ-Titanaluminid-Legierungen vor allem dadurch, dass beim Durchlaufen des α-Gebiets große α-Körner gebildet werden. Dies kann schon bei der Erstarrung geschehen, wenn sich große Stengelkristalle der α-Phase aus der Schmelze bilden. Demnach muss möglichst das Einphasengebiet des α-Mischkristalls beim Verarbeiten gemieden werden. Da in der Praxis jedoch Schwankungen der Zusammensetzung und Prozesstemperaturen auftreten und daher die Konstitution lokal in den Werkstücken schwankt, ist die Bildung grober Lamellenkolonien nicht auszuschließen.
  • Darüber hinaus offenbart EP-0 549 181 ein Titanaluminid des γ-Typs, umfassend Titan, Aluminium, Chrom und Niob in der Zusammensetzung TiAl46-48Cr1-3Nb6-14, wobei die Legierung durch Gießen und heiß-isostatisches Pressen (HIP) hergestellt ist.
  • In JP-A-06 116691 ist ein Wärmebehandlungsverfahren für TiAl-Legierungen der Zusammensetzung Ti - (45 - 50) Atom % Al - (3 - 12) Atom % (Nb, Mo, Cr) offenbart, wobei in ein oder zwei der genannten Elemente Nb, Mo und Cr in den Legierungen enthalten sind. Gemäß der technischen Lehre werden die Legierungen im α-Einphasengebiet geglüht und anschließend schnell abgekühlt, um die Gleichgewichtsumwandlung α → α + γ → α2 + γ zu unterdrücken und stattdessen eine massive Umwandlung von α → y zu bewirken. Im Anschluss daran wird eine Altersglühung durchgeführt.
  • Überdies offenbart US-A-5 393 356 einen mehrphasigen, hochwarmfesten Werkstoff aus einer Legierung auf der Basis einer intermetallischen Verbindung vom Typ y -TiAl, wobei die TiAl-Legierung neben einem Titangehalt von 35 bis 45 Atom % und einem Aluminiumgehalt von 45 bis 60 Atom % auch zulegierte Anteile von Silicium (0.1 bis 20 Atom %) und Niob (0,1 bis 15 Atom %) aufweist, wodurch die Legierung in ihrer Oxidationsbeständigkeit verbessert wird.
  • Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Titanaluminid-Legierung mit einer feinen und homogenen Gefügemorphologie bereitzustellen, wobei sich in der industriellen Praxis auftretende Variationen der Legierungszusammensetzung sowie unvermeidliche Temperaturschwankungen beim Herstellungsprozess kaum oder nicht nennenswert auf die Homogenität der Legierung, insbesondere ohne grundlegende Änderungen der Herstellungsverfahren, auswirken sollen. Des Weiteren besteht die Aufgabe darin, ein Bauteil aus einer homogenen Legierung bereitzustellen.
  • Gelöst wird diese Aufgabe mittels einer Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus 44,5 Atom % ≤ Al ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ Al ≤ 45,5 Atom %, und 5 Atom % ≤ Nb ≤ 10 Atom %, Molybdän (Mo) im zwischen 0,1 Atom % bis 3,0 Atom %, Wahlweise B und/oder C mit Gehalten ≥ 0,05 Atom % und ≤ 0,8 Atom %, und als Rest Titan und übliche Verunreinigungen, wobei die γ-Titanaluminid-Legierung mit einer feinen Dispersion der β-Phase ausgebildet ist und die β-Phase bis zu einer Temperatur von unter 1320°C vorhanden ist. Der Rest der Legierung besteht aus Ti (Titan).
  • Es hat sich in Versuchen gezeigt, dass durch das Zulegieren von Molybdän bei Titanaluminiden mit einem Niobanteil, bei denen für gewöhnlich die β-Phase nicht über den gesamten Temperaturbereich stabil ist und sich daher Reste der Hochtemperatur-β-Phase bei den üblichen Prozessschritten wie dem Strangpressen auflösen, eine bessere Gefügehomogenität der Legierung erreicht wird. Somit wird über den gesamten, für den Herstellungsprozess relevanten Temperaturbereich ein Volumenanteil der β-Phase ohne
  • Kornvergröberungen realisiert. Dieser erfindungsgemäße Legierungstyp weist dann aufgrund der feinen und sehr gleichmäßigen Dispersion der β-Phase ein homogenes Gefüge mit hohen Festigkeitswerten auf.
  • Damit wird eine Legierung bereitgestellt, die als Leichtbau-Werkstoff für Hochtemperaturanwendungen, wie z.B. Turbinenschaufeln oder Motoren- und Turbinenkomponenten, geeignet ist.
  • Die erfindungsgemäße Legierung wird unter Verwendung von gießmetallurgischen, schmelzmetallurgischen oder pulvermetallurgischen Verfahren oder unter Verwendung dieser Verfahren in Kombination mit Umformtechniken hergestellt.
  • Vor allem bei Ti - (44,5 Atom % bis 45,5 Atom %) Al - (5 Atom % bis 10 Atom %) Nb hat die Zugabe von Molybdän mit einem Gehalt ab 1,0 Atom % bis 3,0 Atom % zu guten Mikrostrukturen mit einer hohen Gefügehomogenität geführt.
  • Darüber hinaus weist eine erfindungsgemäße Legierung eine Zusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb - x B mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % ≤ x ≤ 0,8 Atom % und als Rest Titan und übliche Verunreinigungen, oder eine Zusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb - w C mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % ≤ w ≤ 0,8 Atom % und als Rest Titan und übliche Verunreinigungen auf, die jeweils Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % enthalten und wobei die β-Phase bis zu einer Temperatur von unter 1320°C vorhanden ist.
  • Alternativ besteht eine Legierung aus Ti - z Al - y Nb - x B - w C mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, 0,05 Atom % ≤ x ≤ 0,8 Atom % und 0,05 Atom % ≤ w ≤ 0,8 Atom % und zusätzlich aus Molybdän im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom %, wobei die β-Phase bis zu einer Temperatur von unter 1320°C vorhanden ist.
  • Mittels der angegebenen Legierungen und den entsprechenden Legierungsgehalten werden hochfeste γ-Titanaluminid-Legierungen mit einer feinen Dispersion der β-Phase für einen weiten Bereich an Prozesstemperaturen erzeugt.
  • Bei der vorliegenden Erfindung wird die angestrebte Gefügestabilität und Prozesssicherheit dadurch erreicht, dass das Auftreten von Einphasengebieten über den gesamten, bei den Herstellungsprozessen und beim Einsatz durchlaufenen Temperaturbereich durch den gezielten Einbau der kubisch-raumzentrierten β-Phase vermieden wird. Prinzipiell tritt die β-Phase bei allen technischen Titanaluminid-Legierungen als Hochtemperaturphase bei Temperaturen ≥ 1350°C auf.
  • Aus der Literatur ist bekännt, dass diese Phase durch verschiedene Element wie Mo, W, Nb, Cr, Mn und V bei tieferen Temperaturen stabilisiert werden kann. Das besondere Problem beim Zulegieren dieser Elemente besteht jedoch darin, dass die β-stabilisierenden . Elemente sehr genau auf den Al-Gehalt abgestimmt werden müssen. Außerdem treten bei der Zugabe dieser Elemente unerwünschte Wechselwirkungen auf, die zu hohen Anteilen der β-Phase und zu einer groben Dispersion dieser Phase führen. Eine derartige Konstitution ist für die mechanischen Eigenschaften äußerst nachteilig.
  • Weiterhin hängen auch die Eigenschaften der β-Phase von den jeweiligen Legierungselementen und ihrer Zusammensetzung ab. Insbesondere muss die Konstitution so gewählt werden, dass eine Ausscheidung der spröden ω-Phase aus der β-Phase weitgehend vermieden wird. Aufgrund dieser Zusammenhänge wird eine Legierungszusammensetzung bereitgestellt, mit der eine für die mechanischen Eigenschaften optimale Zusammensetzung und Dispersion der β-Phase für einen weiten Bereich an Prozesstemperaturen realisiert werden kann. Gleichzeitig werden möglichst gute Festigkeitseigenschaften erzielt.
  • Gemäß einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung enthält die Legierung ebenfalls Bor, vorzugsweise mit einem Bor-Gehalt in der Legierung im Bereich von 0,05 Atom % bis 0,8 Atom %. Der Zusatz von Bor führt vorteilhafterweise zur Bildung von stabilen Ausscheidungen, die zur mechanischen Härtung der erfindungsgemäßen Legierung und Stabilisierung des Gefüges der Legierung beitragen.
  • Darüber hinaus ist es vorteilhaft, wenn die Legierung Kohlenstoff enthält, und zwar vorzugsweise mit einem Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,05 Atom % bis 0,8 Atom %. Auch der Zusatz von Kohlenstoff, vorzugsweise in Kombination mit dem vorbeschriebenen Zusatzstoff Bor, führt zur Bildung von stabilen Ausscheidungen, die ebenfalls zur mechanischen Härtung der Legierung und zur Stabilisierung des Gefüges beitragen.
  • Die Aufgabe wird weiterhin durch ein Bauteil gelöst, das aus einer erfindungsgemäßen Legierung hergestellt ist. Zur Vermeidung von Wiederholungen wird auf die voranstehenden Ausführungen ausdrücklich verwiesen.
  • Die Erfindung wird nachstehend ohne Beschränkung des allgemeinen Erfindungsgedankens anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die beigefügten schematischen Zeichnungen exemplarisch beschrieben, auf die im Übrigen bezüglich der Offenbarung aller im Text nicht näher erläuterten erfindungsgemäßen Einzelheiten verwiesen wird. Es zeigen:
    • Fig. 1
    eine Rasterelektronenmikroskopieaufnahme ei- nes Gussblocks mit einer Legierung Ti - 45 Al - 8 Nb - 0,2 C (Atom %);
    Fig. 2a bis 2c
    jeweils eine Aufnahme eines Gefüges in einer Legierung Ti - 45 Al - 8 Nb - 0,2 C (Atom %) mittels eines Rasterelektronenmikroskops nach verschiedenen Verfahrensschritten;
    Fig. 3a und 3b
    jeweils eine Aufnahme eines Gefüges in einer erfindungsgemäßen Legierung Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo (Atom %) nach verschiedenen Ver- fahrensschritten und
    Fig. 4
    ein Diagramm mit Spannungs-Dehnungskurven von Proben der Legierung Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo (Atom %).
  • In Fig. 1 sind zwei Aufnahmen eines Gefüges in einem Gussblock der Legierung Ti - 45 Al - 8 Nb - 0,2 C (Atom %) gezeigt. Die Aufnahmen sowie alle weiteren Aufnahmen in den nachfolgenden Figuren wurden mittels rückgestreuter Elektronen in einem Rasterelektrohenmikroskop aufgenommen.
  • Das Gefüge (Fig. 1) zeigt Lamellenkolonien der α2- und γ-Phase, welche aus ehemaligen γ-Lamellen entstanden sind. Die ehemaligen γ-Lamellen werden von Streifen hell-abbildender Körner der β-oder B2-Phase getrennt. Die zunächst in der β-α-Umwandlung gebildeten α-Lamellen zerfallen beim weiteren Abkühlen in α2- und γ-Lamellen.
  • In den Figuren 2a bis 2c sind weitere Aufnahmen des Gefüges der Legierung Ti - 45 Al - 8 Nb - 0,2 C nach verschiedenen Verfahrensschritten in den Rasterelektronenmikroskopaufnahmen gezeigt. Fig. 2a zeigt das Gefüge nach dem Strangpressen bei 1230°C. Die Strangpressrichtung verläuft horizontal. Das Gefüge zeigt Körner der α2- und γ-Phase, wobei die kubisch-raumzentrierte β-Phase verschwunden ist.
  • Fig. 2b zeigt das Gefüge der Legierung nach dem Strangpressen bei 1230°C und einem weiteren Schmiedeschritt bei 1100°C. Das Gefüge zeigt Körner der α2- und γ-Phase und einige wenige α2/γ-Lamellenkolonien.
  • In Fig. 2c ist das Gefüge der Legierung nach dem Strangpressen bei 1230°C und einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei 1330°C dargestellt. Das Gefüge zeigt ebenfalls Körner der α2- und γ-Phase. Das Bild zeigt ein voll-lamellares Gefüge mit Lamellen der α2- und γ-Phase. Die Lamellenkoloniegröße beträgt ungefähr 200 µm, wobei auch Kolonien auftreten, die deutlich größer als 200 µm sind.
  • Wie bei dem in Fig. 2a dargestellten Gefüge tritt auch bei den in Fig. 2b und 2c dargestellten Gefügen die kubisch raumzentrierte Phase nicht mehr auf. Somit ist die β-Phase in diesem Temperaturbereich mit einer Wärmebehandlung nach dem Strangpressen thermodynamisch nicht stabil.
  • In den Figuren 3a und 3b sind Gefüge einer erfindungsgemäßen Legierung in zwei Rasterelektronenmikroskopaufnahmen dargestellt. Ausgehend von einer Legierung Ti - 45 Al - 5 Nb wurde der Legierung Molybdän mit 2 Atom % zulegiert. Diese entstandene Legierung Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo basiert auf einer Zusammensetzung, wie sie in der europäischen Patentschrift EP 1 015 650 B1 beschrieben ist.
  • Die Figuren 3a und 3b zeigen die Gefüge dieser erfindungsgemäßen Legierung, die nach dem Strangpressen bei 1250°C und einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei 1030°C (Fig. 3a) sowie bei 1270°C beobachtet wurden (Fig. 3b).
  • Das Gefüge in Fig. 3a zeigt Körner der α2-, γ- und der hell-abbildenden β-Phasen, wobei letztere in Streifen angeordnet sind. Das Gefüge in Fig. 3b zeigt Lamellenkolonien der α2- und γ-Phase sowie Körner der hell-abbildenden β-Phase, aus der sich wiederum die γ-Phase ausgeschieden hat.
  • Die Gefüge in Fig. 3a und 3b sind fein, sehr homogen und zeigen eine gleichmäßige Verteilung der β-Phase. Nach der Wärmebehandlung bei 1030°C liegt ein globulares Gefüge vor, wobei sich Körner der β-Phase in Streifen parallel zur Strangpressrichtung angeordnet haben (Fig. 3a), während das bei 1270°C wärmebehandelte Material ein sehr homogenes, voll-lamellares Gefüge mit gleichmäßig verteilten β-Körnern aufweist (Fig. 3b).
  • Die Koloniegröße der Gefüge der Legierung Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo beträgt zwischen 20 bis 30 µm und ist somit mindestens um den Faktor 5 kleiner als sonst in voll-lamellaren Gefügen von γ-Titanaluminid-Legierungen. Innerhalb der β-Phase wird außerdem die γ-Phase ausgeschieden, so dass die β-Körner sehr fein unterteilt werden. Hierdurch wird insgesamt ein sehr feines und homogenes Gefüge erreicht.
  • In Versuchen hat sich herausgestellt, dass diese feine und homogene Gefügemorphologie nach Wärmebehandlungen im gesamten Hochtemperaturbereich bis 1320°C vorhanden ist. Die Gefüge zeigen damit eindeutig, dass über den gesamten, für die Herstellungsprozesse relevanten Temperaturbereich ein ausreichender Volumenanteil der β-Phase vorhanden ist und Kornvergröberung wirksam unterdrückt wird.
  • In Zugversuchen, die an Material durchgeführt wurden, das bei 1030°C wärmebehandelt worden war, wird bei Raumtemperatur eine Streckgrenze von 867 MPa, eine Zugfestigkeit von 816 MPa und eine plastische Bruchdehnung von 1,8 % gemessen.
  • Fig. 4 zeigt gemessene Spannungs-Dehnungskurven von Proben der Legierung Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo im Zugversuch. Das Probenmaterial war bei 1250°C stranggepresst worden und anschließend einer Wärmebehandlung von 2 Stunden bei 1030°C und einer Ofenabkühlung unterzogen worden. Die bei 700°C und 900°C aufgenommenen Zugkurven zeigen, dass die Legierung für viele Hochtemperaturanwendungen geeignet ist.
  • Durch das Zulegieren geringer Molybdängehalte wird eine sehr gleichmäßige Mikrostruktur in der Legierung erreicht, so dass diese Legierungen als Hochtemperatur-Werkstoffe gut eingesetzt werden können.
  • Darüber hinaus ist in Fig. 4 das Ergebnis eines Zugversuchs bei Raumtemperatur (25°C) am erfindungsgemäßen Material dargestellt, wobei die Zugspannung σ in MPa gegen die Dehnung ε in % aufgetragen ist. Dabei wurde eine Streckgrenzenüberhöhung gefunden, die sonst an γ-Titanaluminid-Legierungen bislang nicht beobachtet wurde. Diese stellt ein Anzeichen für ein besonders feines und homogenes Gefüge dar. Die Streckgrenzenüberhöhung weist darauf hin, dass das Material auf lokale Spannungen durch plastisches Fließen reagieren kann, was sehr günstig für die Duktilität und Schadenstoleranz ist.
  • Die Homogenität der erfindungsgemäßen Legierungen hängt im Bereich relevanter Prozesstemperaturen nicht von technisch unvermeidbaren Schwankungen der Temperatur oder der Zusammensetzung ab.
  • Die erfindungsgemäßen Titanaluminid-Legierungen wurden unter Verwendung von gieß- oder pulvermetallurgischen Techniken hergestellt. Beispielsweise können durch Warmschmieden, Warmpressen bzw. Warmstrangpressen und Warmwalzen die erfindungsgemäßen Legierungen bearbeitet werden.
  • Die Erfindung bietet den Vorteil, dass trotz der bei der industriellen Fertigung auftretenden Schwankungen der Legierungszusammensetzung und Prozessbedingungen zuverlässiger als bisher eine Titanaluminid-Legierung mit einer sehr gleichmäßigen Mikrostruktur und hoher Festigkeit bereitgestellt wird.
  • Die erfindungsgemäße Titanaluminid-Legierung erreicht eine hohe Festigkeit bis zu einer Temperatur im Bereich von 700°C bis 800°C sowie eine gute Raumtemperatur-Duktilität. Somit sind die Legierungen für zahlreiche Einsatzbereiche geeignet und können z.B. für besonders hochbelastete Bauteile oder bei für Titanaluminid-Legierungen außergewöhnlich hohen Temperaturen verwendet werden.

Claims (3)

  1. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz-und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus 44,5 Atom % ≤ Al ≤ 47 Atom %, 5 Atom % ≤ Nb ≤ 10 Atom % Molybdän zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % wahlweise B und/oder C mit Gehalten ≥ 0,05 Atom % und ≤ 0,8 Atom %, und als Rest Titan und übliche Verunreinigungen, wobei die γ-Titanaluminid-Legierung mit einer feinen Dispersion der β-Phase ausgebildet ist und die β-Phase bis zu einer Temperatur von unter 1320°C vorhanden ist.
  2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil on Aluminium in der Legierungszusammensetzung zwischen 44,5 Atom % bis 45,5 Atom % ist.
  3. Bauteil, hergestellt aus einer Legierung nach Anspruch 1 oder 2.
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