EP2620517A1 - Warmfeste TiAl-Legierung - Google Patents

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EP2620517A1
EP2620517A1 EP12152427.6A EP12152427A EP2620517A1 EP 2620517 A1 EP2620517 A1 EP 2620517A1 EP 12152427 A EP12152427 A EP 12152427A EP 2620517 A1 EP2620517 A1 EP 2620517A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy
microstructure
produced
phase
atomic
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.)
Withdrawn
Application number
EP12152427.6A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Wilfried Dr. Smarsly
Helmut Prof.Dr. 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.)
MTU Aero Engines AG
Original Assignee
MTU Aero Engines 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 MTU Aero Engines GmbH filed Critical MTU Aero Engines GmbH
Priority to EP12152427.6A priority Critical patent/EP2620517A1/de
Publication of EP2620517A1 publication Critical patent/EP2620517A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
    • B22F5/04—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product of turbine blades
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
    • B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
    • B22F9/082—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/045—Alloys based on refractory metals
    • C22C1/0458—Alloys based on titanium, zirconium or hafnium
    • 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
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps

Definitions

  • the present invention relates to a TiAl alloy and a method for manufacturing and turbine components using this alloy.
  • Titan aluminide alloys are used in turbine components, in particular for turbines in aircraft engine construction.
  • titanium aluminide alloys can be used, for example, as running and / or guide vanes in low-pressure turbines or high-pressure compressors of aircraft engines.
  • titanium aluminide alloys for rotor blades and / or vanes as well as blade-disc assemblies (BLISK: artificial word for combination of blade and disc (blade, disc)) or other turbine components is due to insufficient heat resistance properties, in particular insufficient creep strength on a Operating temperature range of less than 750 ° C to 780 ° C limited.
  • TiAl based alloy, TNM alloy, as well as a method of making the same and a rotor blade thereof are disclosed in US Pat EP 1 127 949 B1 described. These are TiAl alloys in which a plurality of chemical elements are additionally alloyed, resulting in a laminar microstructure of ordered ⁇ 2 phase and ordered ⁇ phase embedded in ordered ⁇ o phase.
  • titanium aluminide alloys are used in the DE 10 2007 06 587 A1 described in which alloyed to the base of titanium and aluminum, niobium in a proportion of 5 to 10 atom% wherein carbon may additionally be present in an amount of 0.1 to 1 atomic%.
  • the DE 10 2004 056 582 A1 also describes alloys based on titanium aluminides in which niobium is added in an amount of 5 to 10 atom%.
  • the alloys may comprise levels of molybdenum in the range of 0.1 to 3 at% and of carbon in the range of 0.05 to 0.8 at%.
  • a sufficient ductility especially for the sensitive use in aircraft turbines should be present.
  • such an alloy should be easy to prepare and especially suitable for corresponding microstructural settings.
  • methods are to be specified, how a corresponding alloy can be produced.
  • the invention is based on the knowledge that an alloy based on TiAl with corresponding constituents of niobium and molybdenum offers the possibility of allocating a higher proportion of carbon, since the solubility of the carbon is particularly high in the gamma phase. Phase is significantly increased by alloying with niobium and molybdenum. However, the carbon dissolved in the mixed crystals causes a rise in hardness and an increase in creep resistance. Hafnium and zirconium form more stable carbides than titanium and molybdenum due to the higher negative enthalpy of formation. In combination with the dissolved carbon in the gamma phase, the stable special carbides allow higher operating temperatures of above 750 and up to 850 ° C than with the conventional TNM alloy.
  • the composition can be chosen so that carbide formations are minimized in a controlled manner.
  • the mixed crystal effect of the carbon can be enhanced by the presence of silicon.
  • silicon can form the finest silicides.
  • Both mixed crystal effect, special carbide formation and silicide formation have a positive effect on creep resistance.
  • microalloys with yttrium, lanthanum and other rare earth elements (SE), gadolinium can be exploited to avoid uncontrolled grain growth during high temperature heat treatments which result in the setting of a creep resistant structure. This effect is attributed to the low solubility of yttrium, lanthanum and other SE, such as gadolinium in the matrix. For this reason, there is an accumulation at the grain boundaries, which has a limiting effect on the grain boundary movement at high temperatures. Elements such as yttrium also have a positive effect on the oxidation behavior at the operating temperature.
  • the composition of the titanium aluminide alloy according to the invention can be adjusted so that the solidification takes place exclusively on the disordered ⁇ -phase and a peritectic solidification is excluded.
  • the main constituents such as niobium, molybdenum, carbon and aluminum as well as titanium must be alloyed in appropriate matched amounts. While the components niobium and molybdenum stabilize the ⁇ -phase, the added carbon stabilizes the ⁇ -phase, so that a correspondingly balanced ratio must be set.
  • the alloying element niobium may be replaced by other ⁇ -stabilizing elements such as manganese, iron, vanadium, chromium, or combinations of these elements.
  • those ⁇ -stabilizing elements should be used which reduce the stacking fault energy of the ⁇ -phase and thereby reinforce the mechanical twinning especially below the brittle-ductile transition temperature.
  • the effect of silicon, yttrium and other SE elements on ductility and creep resistance must be considered.
  • composition of the titanium aluminide alloy according to the invention can be adjusted so that an elastic + plastic elongation at break of the alloy, especially in the unoxidized state at a temperature of 300 ° C in the range of greater than or equal to 1.0%, preferably greater than or equal to 1.3% ,
  • the selected composition according to the invention of the TiAl alloy also makes it possible to adjust a fine-grained microstructure which can contribute to achieving the above-mentioned elastic + plastic elongation at break and which compensates for the ductility-reducing effect due to solid-solution hardening, special carbide and silicide formation, but nevertheless an acceptable creep resistance at temperatures above 750 ° C and up to 850 ° C.
  • composition of the alloy may be selected to minimize or suppress the formation of the ⁇ -phase in the alloy at a temperature higher than 700 ° C.
  • the alloy may contain as further constituents silicon, yttrium, lanthanum and other rare earth elements, such as e.g. Gadolinium, include. Silicon contributes to substitutional solid solution and precipitation hardening, while yttrium, lanthanum and other rare earth elements can be used to produce particularly homogeneous microstructures that still retain the desired elastic + plastic elongation at break by limiting grain growth during thermomechanical manufacturing processes at 300 ° C exhibit.
  • the alloy may comprise, as further constituent, boron, which preferably forms borides but is also dissolved in small amounts in the mixed crystals of the alloy and thus contributes to solid solution hardening and thus an increase in strength.
  • the composition of the TiAl alloy can be adjusted so that an almost complete lamellar structure is formed by a corresponding heat treatment, which has a homogeneous size distribution of the lamellar grains and suppresses the formation of globular ⁇ o and ⁇ grains.
  • a structure is also known as so-called DFL (Designed fully lamellar) structure.
  • globular gamma grains may be incorporated in a lamellar matrix to set acceptable ductility below the brittle-ductile transition temperature.
  • the grain size may be in the lamellar structure or DFL structure in the range of an average size of the diameter of the fine-lamellar colonies of less than or equal to 200 .mu.m, preferably less than or equal to 50 microns
  • Another advantage of the alloy according to the invention is that the selected alloying elements counteract the formation of ⁇ -phases, which form at higher temperatures and can have an embrittling effect. Some of the selected alloying elements reduce the ⁇ -phase stacking fault energy, thus facilitating mechanical twinning, which is positive for ductility at room temperature and 300 ° C.
  • the alloys according to the invention may comprise compositions in which the aluminum content is in the range from 43 to 48 atom% aluminum, in particular 43 to 45 atom% aluminum, the molybdenum content in the range from 0.5 to 3.0 atom% molybdenum, in particular from 1.0 to 2.5 atomic% molybdenum, the niobium content in the range of 0 to 4.9 atomic% of niobium, especially 4.0 to 4.5 atomic% of niobium, ie elements of manganese, iron, vandium, chromium in each case in the range from 0 to 5 atomic% and the carbon content in the range from 0.1 to 1.0 atomic%, in particular from 0.25 to 0.9 atomic% carbon, the remainder being selected by titanium and unavoidable impurities is formed.
  • a proportion of from 0.05 to 0.2 atom% boron, in particular from 0.1 to 0.15 atom% boron may be provided.
  • alloys according to the invention may have further compositions of 0 to 1 atomic% silicon, in particular 0.2 to 0.5 atomic% silicon, as well as a total amount of yttrium, lanthanum and other SE elements such as gadolinium, their total in the range of 0-1 at%.
  • the melting temperature of the selected SE elements should be above the operating temperature of the TiAl component.

Abstract

Die Erfindung betrifft eine Legierung auf der Basis von TiAl, welche neben unvermeidbaren Verunreinigungen als Legierungsbestandteile Titan, Aluminium, 43-45 at%, Molybdän,0,5 -3%, andere ²-stabilisierende Elemente wie Niob, 0 -4,9 at% , Vanadium, Chrom, Mangan, Eisen in Summe 0-5 at% , Sonderkarbidbildner Hf uns Zr , in Summe 0-0,5 at %sowie Kohlenstoff, 0,1-1 at %, und Bor 0,05 -0,2 at%, und Silizium 0 -1 at% . Die Zusammensetzung ist ferner so gewählt, dass unter weitgehender Vermeidung von titanreichen Karbid-Ausscheidungen der Kohlenstoff in den Mischkristallen der Legierung gelöst ist und die Erstarrung der Legierung aus der Schmelze ausschließlich über die seigerungs- und texturarme ²-Phase erfolgt, was eine merkliche Feinung des Gussgefüges zur Folge hat. Durch eine gezielte Wärmebehandlungen können sehr feine Sonderkarbide auf der Basis von z.B. Hafnium und Zirkon ausgeschieden werden.

Description

    GEBIET DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung betrifft eine TiAl-Legierung sowie ein Verfahren zur Herstellung und Turbinenbauteile unter Verwendung dieser Legierung.
    • STAND DER TECHNIK
  • Legierungen auf Basis von Titanaluminiden werden aufgrund ihres geringen Gewichts in der Technik in einer Vielzahl von Anwendungen eingesetzt. Unter anderem finden Titanaluminidlegierungen Verwendung bei Turbinenbauteilen, insbesondere für Turbinen im Flugtriebwerksbau. Dort können Titanaluminidlegierungen beispielsweise als Lauf- und/oder Leitschaufeln in Niederdruckturbinen oder Hochdruckverdichter von Flugtriebwerken eingesetzt werden.
  • Die Verwendung von Titanaluminidlegierungen für Lauf- und/oder Leitschaufeln sowie für Schaufel-Scheiben-Verbünde (BLISK: Kunstwort für Kombination von Schaufel und Scheibe (Blade, Disc)) oder andere Turbinenbauteile ist jedoch durch ungenügende Warmfestigkeitseigenschaften, insbesondere nicht ausreichende Kriechfestigkeit, auf einen Einsatztemperaturbereich von unter 750 ° C bis 780 °C beschränkt.
  • Eine TiAl-basierte Legierung, TNM Legieumg genanmt, sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung und ein Rotorblatt daraus sind in der EP 1 127 949 B1 beschrieben. Hierbei handelt es sich um TiAl-Legierungen, bei denen eine Mehrzahl von chemischen Elementen hinzu legiert sind, so dass eine laminare Gefügestruktur aus geordneter α2-Phase und geordneter γ-Phase entsteht, die in geordneter βo-Phase eingebettet ist.
  • Weitere Titanaluminidlegierungen werden in der DE 10 2007 06 587 A1 beschrieben, bei welchem zu der Basis aus Titan und Aluminium, Niob mit einem Anteil von 5 bis 10 Atom-% legiert ist, wobei zusätzlich Kohlenstoff in einer Menge von 0,1 bis 1 Atom-% vorhanden sein kann.
  • Die DE 10 2004 056 582 A1 beschreibt ebenfalls Legierungen auf der Basis von Titanaluminiden, bei welchen Niob mit einem Anteil von 5 bis 10 Atom-% hinzu legiert ist. Darüber hinaus können die Legierungen Anteile von Molybdän im Bereich von 0,1 bis 3 Atom-% und von Kohlenstoff im Bereich von 0,05 bis 0,8 Atom-% umfassen.
  • Obwohl diese Legierungen bereits deutliche Verbesserungen hinsichtlich ihres Eigenschaftsprofils für den Einsatz bei höheren Temperaturen aufweisen, besteht ein weiterer Verbesserungsbedarf, insbesondere für den Temperaturbereich von 750 °C bis 850 °C.
    • OFFENBARUNG DER ERFINDUNG AUFGABE DER ERFINDUNG
  • Es ist deshalb Aufgabe der vorliegenden Erfindung eine TiAl-Legierung bereitzustellen, die bessere Warmfestigkeitseigenschaften und insbesondere bessere Kriechfestigkeitseigenschaften aufweist, wobei gleichzeitig eine ausreichende Duktilität insbesondere für den sensiblen Einsatz in Flugturbinen vorhanden sein soll. Darüber hinaus soll eine derartige Legierung jedoch einfach herstellbar und insbesondere geeignet für entsprechende Gefügeeinstellungen sein. Darüber hinaus sollen Verfahren angegeben werden, wie eine entsprechende Legierung hergestellt werden kann.
    • TECHNISCHE LÖSUNG
  • Diese Aufgabe wird gelöst mit einer Legierung mit den Merkmalen des Anspruchs 1, einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 8 bis 9 sowie einem Turbinenbauteil mit den Merkmalen des Anspruchs 10. Vorteilhafte Ausgestaltungen sind Gegenstand der abhängigen Ansprüche.
  • Die Erfindung geht von der Kenntnis aus, dass eine Legierung auf Basis von TiAl mit entsprechenden Bestandteilen von Niob und Molybdän die Möglichkeit bietet einen höheren Anteil an Kohlenstoff zuzulegieren, da die Löslichkeit des Kohlenstoffs besonders in der Gamma - Phase durch das Legieren mit Niob und Molybdän deutlich erhöht wird. Der in den Mischkristallen gelöste Kohlenstoff bewirkt jedoch einen Härteanstieg und eine Steigerung der Kriechfestigkeit. Hafnium und Zirkon bilden aufgrund der höheren negativen Bildungsenthalpie stabilere Karbide als Titan und Molybdän. In Kombination mit dem gelösten Kohlenstoff in der Gamma - Phase können durch die stabilen Sonderkarbide höhere Einsatztemperaturen von oberhalb 750 und bis zu 850°C als mit der herkömmlichen TNM Legierung ermöglicht werden. Entsprechend kann die Zusammensetzung so gewählt werden, dass Karbidbildungen kontrolliert minimiert werden.. Der Mischkristalleffekt des Kohlenstoffs kann durch das Verhandensein von Silizium verstärkt werden. Bei Überschreiten der Löslichkeit kann Silizium feinste Silizide bilden. Beides, Mischkristalleffekt, Sonderkarbidbildung und Silzidbildung, haben positive Auswirkung auf die Kriechfestigkeit. Des Weiteren kann Mikrolegieren mit Yttrium, Lanthan und weiteren Selten-Erdelementen (SE), Gadolinium, ausgenutzt werden, dass es während Hochtemperaturwärmebehandlungen, die zur Einstellung eines kriechfesten Gefüges führen, nicht zu unkontrolliertem Kornwachstum kommt. Dieser Effekt wird auf die geringe Löslichkeit von Yttrium, Lanthan und weiteren SE , wie z.B. Gadolinium in der Matrix zurückgeführt. Aus diesem Grund kommt es zu einer Anreicherung an den Korngrenzen, was bei hohen Temperaturen limitierend auf die Korngrenzenbewegung wirkt. Elemente wie z.B. Yttrium wirken sich auch positiv auf das Oxidationsverhalten bei der Einsatztemperatur aus.
  • Weiterhin kann die Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Titanaluminidlegierung so eingestellt werden, dass die Erstarrung ausschließlich über die ungeordnete β-Phase erfolgt und eine peritektische Erstarrung ausgeschlossen wird. Zu diesem Zweck müssen die Hauptbestandteile wie Niob, Molybdän, Kohlenstoff und Aluminium sowie Titan in entsprechenden aufeiander abgestimmten Mengen legiert werden. Während die Bestandteile Niob und Molybdän die β-Phase stabilisieren, stabilisiert der zugesetzte Kohlenstoff die α-Phase, so dass ein entsprechend ausgewogenes Verhältnis eingestellt werden muss. Alternativ kann das Legierungelement Niob durch andere β-stabilisierende Elemente wie Mangan, Eisen, Vanadium, Chrom oder Kombinationen von diesen Elementen ersetzt werden. Bevorzugt sollen dabei jene β-stabilisierenden Elemente eingesetzt werden, die die Stapelfehlerenergie der γ-Phase herabsetzen und dadurch die mechanische Zwillingsbildung speziell unterhalb der spröd-duktil-Übergangstemperatur verstärkt. Ebenso muss die Wirkung von Silizium, Yttrium und anderen SE-Elementen auf die Duktilität und Kriechfestigkeit berücksichtigt werden.
  • Ferner kann die Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Titanaluminidlegierung so eingestellt werden, dass eine elastische + plastische Bruchdehnung der Legierung insbesondere im unoxidierten Zustand bei einer Temperatur von 300°C im Bereich von größer oder gleich 1,0 %, vorzugsweise größer oder gleich 1,3 % liegt.
  • Durch die gewählte erfindungsgemäße Zusammensetzung der TiAl Legierung ist weiterhin eine Einstellung eines feinkörnigen Gefüges möglich, welches zur Erzielung der oben angegebenen elastisch + plastischen Bruchdehnung beitragen kann und die die Duktilität reduzierende Wirkung aufgrund der Mischkristallhärtung, Sonderkarbid- und Silizidbildung kompensiert, aber trotzdem eine akzeptable Kriechfestigkeit bei Temperaturen oberhalb von 750°C und bis 850°C aufweist.
  • Die Zusammensetzung der Legierung kann darüber hinaus so gewählt werden, dass bei einer Temperatur von mehr als 700°C der Bildung der ω-Phase in der Legierung minimiert oder unterdrückt wird.
  • Die Legierung kann als weitere Bestandteile Silizium, Yttrium, Lanthan und weitere Selten Erdelemente, wie z.B. Gadolinium, umfassen. Silizium trägt zur substitutionellen Mischkristall- und Ausscheidungshärtung bei, während Yttrium, Lanthan und andere Selten -Erdelemente genutzt werden können, um besonders homogene Gefüge herzustellen, die durch die Begrenzung des Kornwachstums während der thermomechanischen Herstellungprozesse bei 300°C noch die gewünschte elastisch+plastische Bruchdehnung aufweisen.
  • Die Legierung kann als weiteren Bestandteil Bor umfassen, welches bevorzugt Boride bildet aber in geringen Mengen ebenfalls in den Mischkristallen der Legierung gelöst ist und somit zur Mischkristallhärtung und somit Festigkeitssteigerung beiträgt.
  • Zusätzlich kann die Zusammensetzung der TiAl Legierung so eingestellt werden, dass sich durch eine entsprechende Wärmebehandlung ein nahezu vollständiges lamellares Gefüge ausbildet, welches eine homogene Größenverteilung der lamellaren Körner aufweist und die Ausbildung von globularen βo und γ Körnern unterdrückt. Ein derartiges Gefüge ist auch als so genanntes DFL- (Designed fully lamellar) Gefüge bekannt. Alternativ können globulare γ-Körner in einer lamellaren Matrix eingebaut sein, um eine akzeptable Duktilität unterhalb der spröd-duktil-Übergangstemperatur einzustellen.
  • Die Einstellung eines vorteilhaftes Gefüge wird durch die erfindungsgemäße Erstarrung der Legierung aus der Schmelze rein über die β-Phase ermöglicht, da eine peritektische Erstarrung bzw. Umwandlung vermieden wird. Dies ist hinsichtlich Segregation und Erstarrungstextur vorteilhaft.
  • Die Korngröße kann beim lamellaren Gefüge bzw. DFL-Gefüge im Bereich einer durchschnittlichen Größe des Durchmessers der feinlamellaren Kolonien von kleiner oder gleich 200µm,, vorzugsweise kleiner oder gleich 50 µm liegen
  • Ein weiterer Vorteil der erfindungsgemäßen Legierung besteht darin, dass die gewählten Legierungselemente der Bildung von ω-Phasen entgegenwirken, die sich bei höheren Temperaturen bilden und eine versprödende Wirkung aufweisen können. Ein Teil der gewählten Legierungselemente setzen die Stapelfehlerenergie der γ -Phase herab, so dass eine mechanische Zwillingsbildung erleichtert wird, was positiv für die Duktilität bei Raumtemperatur und 300 °C ist.
  • Entsprechend können die erfindungsgemäßen Legierungen Zusammensetzungen aufweisen, bei denen der Aluminiumgehalt im Bereich von 43 bis 48 Atom-% Aluminium, insbesondere 43 bis 45 Atom-% Aluminium, der Molybdänanteil im Bereich von 0,5 bis 3,0 Atom-% Molybdän, insbesondere von 1,0 bis 2,5 Atom-% Molybdän, der Niobanteil im Bereich von 0 bis 4,9 Atom-% Niob, insbesondere 4,0 bis 4,5 Atom-% Niob, ie Elemente Mangan, Eisen, Vandium, Chrom jeweils im Bereich von 0 bis 5 Atom-% sowie der Kohlenstoffanteil im Bereich von 0,1 bis 1,0 Atom-%, insbesondere von 0,25 bis 0,9 Atom-% Kohlenstoff, gewählt werden, wobei der Rest durch Titan und unvermeidbare Verunreinigungen gebildet wird. Zusätzlich kann ein Anteil von 0,05 bis 0,2 Atom-% Bor, insbesondere 0,1 bis 0,15 Atom-% Bor, vorgesehen sein.
  • Zusätzlich können erfindungsgemäße Legierungen weitere Zusammensetzungen von 0 bis 1 Atom-% Silizium, insbesondere 0,2 bis 0,5 Atom-% Silizium aufweisen, sowie ein Gesamtanteil von Yttrium, Lanthan und weitere SE-Elementen, wie Gadolinium , deren Gesamtsumme im Bereich von 0-1 Atom-% liegen kann. Die Schmelztemperatur der gewählten SE-Elemente soll über der Einsatztemperatur des TiAl-Bauteils liegen.
    • Ausführungsbeispiele:
    • Ti - 43.5Al - 4Nb - IMo - 0.1B - 0.3C - 0.3Si Ti - 43.5Al - 4Nb - 1.5Mo - 0.1B - 0.3C - 0.3Si
    • Ti - 43.5Al - 4Nb - 1.5Mo - 0.1B - 0.5C
    • Ti-43Al-4 Nb -1,5Mo-0,1 B- 0,25Hf-0,25Zr-0,6C
    • Ti-43Al-4 Nb -1,5Mo-0,1 B- 0,25Hf-0,3C
    • Ti-43Al-4 Nb -1,5Mo-0,1 B- 0,25Zr-0,3C
    • Ti-43,5Al-1 Nb -1Mo- 1Mn-1Cr-0,1 B- 0,25Hf-0,25Zr-0,6C
    • Ti-43,5Al-1 Nb -1Mo-1Mn-1Cr- 0,1 B- 0,25Hf-0,3C
    • Ti-43,5Al-1Nb -1 Mo-1Mn-!Cr- 0,1 B- 0,25Zr-0,3C
    • Ti - 43.5Al - 4Nb - 1.5Mo - 0.1B - 0.5C - 0.15Gd
    • Ti - 43.5Al - 4Nb - IMo - 0.1B - 0.15Gd
    • Ti-43Al-2Mo-1,5Mn-1Cr-0,1B-0,3C-0,3Si
    • Ti-43Al-2Mo-1,5Mn-1Cr-0,25Hf-0,25Zr-0,6C-0,3Si-0,1B
    • Ti-43Al-2Mo-1,5Mn-1Cr-0,25Zr-0,6C-0,3Si-0,1B
    • Ti-43Al-2Mo-1,5Mn-1Cr-0,25Hf-0,6C-0,3Si-0,1B
    • Ti-43Al-2Mo-2V-1Cr-0,1B-0,3C-0,3Si
    • Ti-43Al-2Mo-2V -1Cr-0,25Hf-0,25Zr-0,6C-0,3Si-0,1B
    • Ti-43Al-2Mo-2V-1Cr-0,25Zr-0,6C-0,3Si-0,1B
    • Ti-43Al-2Mo-2V-1Cr-0,25Hf-0,6C-0,3Si-0,1B
    • Ti-43Al-2Mo-1,5Fe-1Cr-0,1B-0,3C-0,3Si
    • Ti-43Al-2Mo-1,5Fe-1Cr-0,25Hf-0,25Zr-0,6C-0,3Si-0,1B
    • Ti-43Al-2Mo-1,5Fe-1Cr-0,25Zr-0,6C-0,3Si-0,1B
    • Ti-43Al-2Mo-1,5Fe-1Cr-0,25Hf-0,6C-0,3Si-0,1B

Claims (13)

  1. Legierung auf der Basis von TiAl, welche neben unvermeidbaren Verunreinigungen als Legierungsbestandteile Titan, Aluminium, 43-45 at%, Molybdän,0,5 -3%, andere β-stabilisierende Elemente wie Niob, 0 -4,9 at% , Vanadium, Chrom, Mangan, Eisen in Summe 0-5 at% , Sonderkarbidbildner Hf uns Zr , in Summe 0-0,5 at %sowie Kohlenstoff, 0,1-1 at %, und Bor 0,05 -0,2 at%, und Silizium 0 -1 at% ,umfasst, dadurch gekennzeichnet, dass
    die Zusammensetzung so gewählt ist, dass unter weitgehender Vermeidung von titanreichen Karbid-Ausscheidungen der Kohlenstoff in den Mischkristallen der Legierung gelöst ist und die Erstarrung der Legierung aus der Schmelze ausschließlich über die seigerungs- und texturarme β-Phase erfolgt, was eine merkliche Feinung des Gussgefüges zur Folge hat. Durch eine gezielte Wärmebehandlungen können sehr feine Sonderkarbide auf der Basis von z.B. Hafnium und Zirkon ausgeschieden werden.
  2. Wie 1 nur mit einem geringen Gehalt an Seltenerd-Elementen , in Summe bis 1 at% (z.B. Yttrium, Lanthan, Gadolinium)
  3. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Gefüge als feinkörniges lamellares Gefüge eingestellt ist, bei welchem die γ und die α2-Phase in Lamellenkolonien mit einer durchschnittlichen Koloniegröße von unter 200 µm Durchmesser, insbesondere kleiner 50 µm Durchmesser vorliegen. Zusätzlich können globulare γ- und /oder βo - Körner in die lamellare Matrix eingelagert sein
  4. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung Bor mit einem Anteil von insbesondere mit 0,1 bis 0,15 at.-% aufweist.
  5. Legierung nach einem der vohergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung Silizium mit einem Anteil von insbesondere 0,2 bis 0,5 At.-% aufweist.
  6. Legierung nach einem der vohergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung Yttrium, Lanthan und Selten- Erdelemente (SE) mit einem Gesamtanteil von 0 bis 1 At.-% aufweist.
  7. Legierung nach Anspruch 1 bis 6,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Zusammensetzung der Legierung so gewählt ist, dass bei einer Temperatur von mehr als 700°C der Bildung der ω-Phase minimiert oder unterdrückt wird
  8. Verfahren zur Herstellung einer Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche mit folgenden Schritten:
    - Herstellung einer Schmelze,
    - Erstarren der Schmelze im Ingot bzw. bei der Pulververdüsung ausschließlich über die β-Phase
    - Einstellung eines feinkörnigen lamellaren Gefüges, welches globulare Gefügeanteile der geordneten - βo und γ-Phase aufweisen kann.
  9. Verfahren nach Anspruch 8,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Schmelze durch Vakuumlichtbogenschmelzen oder Plasmalichtbogenschmelzen erzeugt wird und/oder die Formgebung durch Guss erfolgt und/oder die Gefügeeinstellung durch Wärmebehandlung und/oder thermomechanische Behandlung, insbesondere heißisostatisches Pressen, Strangpressen, Schmieden und Walzen erfolgt.
  10. Verfahren nach Anspruch 1-9
    dadurch gekennzeichnet, dass Pulver aus Legierungen nach Anspruch 1-10 durch Gasverdüsung erzeugt wird und/oder die Verdichtung und Formgebung durch heißisostatisches Pressen, Strangpressen, Schmieden erfolgt und/oder die Gefügeeinstellung durch Wärmebehandlung erfolgt.
  11. Verfahren nach Anspruch 1-10
    dadurch gekennzeichnet, dass Pulver aus Legierungen nach Anspruch 1-10 durch Gasverdüsung erzeugt wird und/oder die Verdichtung und Formgebung durch Laser oder Elektronenstrahlaufbauschweißen und/oder die Gefügeeinstellung durch Wärmebehandlung erfolgt.
  12. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass man sie als Gusslegierung, Schmiedelegierung und pulvermetallurgisch hergestellte Legierung einsetzen kann. Durch entsprechenden ein- bzw. mehrstufige Wärmebehandlungen können Gusslegierung, Schmiedelegierung und pulvermetallurgisch hergestellte Legierung entweder als hochwarmfeste "keramische" Variante bzw. als duktile "metallische" Variante ausgeführt werden.
  13. Turbinenbauteil, insbesondere Leit- oder Laufschaufel einer Gasturbine, mit einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, vorzugsweise hergestellt mit dem Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 12.
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2851445A1 (de) * 2013-09-20 2015-03-25 MTU Aero Engines GmbH Kriechfeste TiAl - Legierung
EP3034645A1 (de) * 2014-12-17 2016-06-22 Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. Dampfturbinenrotor, dampfturbine damit und wärmekraftwerk damit
EP3037194A1 (de) * 2014-12-22 2016-06-29 Robert Bosch Gmbh Turbinenrad und verfahren zu seiner herstellung
EP3266888A1 (de) * 2016-07-07 2018-01-10 United Technologies Corporation Gamma-titan-aluminiumlegierungen mit verbesserter temperaturkapazität
EP3266889A1 (de) * 2016-07-07 2018-01-10 United Technologies Corporation Erhöhte duktilität von gamma-titan-aluminium-legierungen durch reduzierung von interstitiellen anteilen
US20230183830A1 (en) * 2021-12-15 2023-06-15 Metal Industries Research & Development Centre Heat treatment method for titanium-aluminum intermetallic and heat treatment device therefor
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

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1127949B1 (de) 2000-02-23 2005-04-27 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. TiAl-basierte Legierung, Verfahren zu deren Herstellung und Rotorblatt daraus
DE102004056582A1 (de) 2004-11-23 2006-06-01 Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh Legierung auf der Basis von Titanaluminiden
DE102007051499A1 (de) * 2007-10-27 2009-04-30 Mtu Aero Engines Gmbh Werkstoff für ein Gasturbinenbauteil, Verfahren zur Herstellung eines Gasturbinenbauteils sowie Gasturbinenbauteil
DE102007060587A1 (de) 2007-12-13 2009-06-18 Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh Titanaluminidlegierungen

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1127949B1 (de) 2000-02-23 2005-04-27 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. TiAl-basierte Legierung, Verfahren zu deren Herstellung und Rotorblatt daraus
DE102004056582A1 (de) 2004-11-23 2006-06-01 Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh Legierung auf der Basis von Titanaluminiden
DE102007051499A1 (de) * 2007-10-27 2009-04-30 Mtu Aero Engines Gmbh Werkstoff für ein Gasturbinenbauteil, Verfahren zur Herstellung eines Gasturbinenbauteils sowie Gasturbinenbauteil
DE102007060587A1 (de) 2007-12-13 2009-06-18 Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh Titanaluminidlegierungen

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
IMAYEV ET AL: "Alloy design concepts for refined gamma titanium aluminide based alloys", INTERMETALLICS, ELSEVIER SCIENCE PUBLISHERS B.V, GB, vol. 15, no. 4, 15 March 2007 (2007-03-15), pages 451 - 460, XP005924292, ISSN: 0966-9795, DOI: 10.1016/J.INTERMET.2006.05.003 *

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2851445A1 (de) * 2013-09-20 2015-03-25 MTU Aero Engines GmbH Kriechfeste TiAl - Legierung
US9994934B2 (en) 2013-09-20 2018-06-12 MTU Aero Engines AG Creep-resistant TiA1 alloy
EP3034645A1 (de) * 2014-12-17 2016-06-22 Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. Dampfturbinenrotor, dampfturbine damit und wärmekraftwerk damit
CN105715304A (zh) * 2014-12-17 2016-06-29 三菱日立电力系统株式会社 蒸气涡轮转子、使用了该蒸气涡轮转子的蒸气涡轮以及使用了该蒸气涡轮的火力发电机组
US10260357B2 (en) 2014-12-17 2019-04-16 Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. Steam turbine rotor, steam turbine including same, and thermal power plant using same
EP3037194A1 (de) * 2014-12-22 2016-06-29 Robert Bosch Gmbh Turbinenrad und verfahren zu seiner herstellung
EP3266888A1 (de) * 2016-07-07 2018-01-10 United Technologies Corporation Gamma-titan-aluminiumlegierungen mit verbesserter temperaturkapazität
EP3266889A1 (de) * 2016-07-07 2018-01-10 United Technologies Corporation Erhöhte duktilität von gamma-titan-aluminium-legierungen durch reduzierung von interstitiellen anteilen
US20230183830A1 (en) * 2021-12-15 2023-06-15 Metal Industries Research & Development Centre Heat treatment method for titanium-aluminum intermetallic and heat treatment device therefor
US11807911B2 (en) * 2021-12-15 2023-11-07 Metal Industries Research & Development Centre Heat treatment method for titanium-aluminum intermetallic and heat treatment device therefor
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

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