EP3013500A1 - Verfahren zum herstellen eines laufrads eines abgasturboladers sowie tial-legierung für ein laufrad - Google Patents

Verfahren zum herstellen eines laufrads eines abgasturboladers sowie tial-legierung für ein laufrad

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EP3013500A1
EP3013500A1 EP14739668.3A EP14739668A EP3013500A1 EP 3013500 A1 EP3013500 A1 EP 3013500A1 EP 14739668 A EP14739668 A EP 14739668A EP 3013500 A1 EP3013500 A1 EP 3013500A1
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EP
European Patent Office
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alloy
mold
impeller
casting
temperature
Prior art date
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EP14739668.3A
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EP3013500B1 (de
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Oliver Henker
Anton Stich
Gregor HULLIN
Werner HÖPPEL
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Audi AG
Original Assignee
Audi AG
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Publication date
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    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D13/00—Centrifugal casting; Casting by using centrifugal force
    • B22D13/06—Centrifugal casting; Casting by using centrifugal force of solid or hollow bodies in moulds rotating around an axis arranged outside the mould
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
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    • B22D13/06—Centrifugal casting; Casting by using centrifugal force of solid or hollow bodies in moulds rotating around an axis arranged outside the mould
    • B22D13/066—Centrifugal casting; Casting by using centrifugal force of solid or hollow bodies in moulds rotating around an axis arranged outside the mould several moulds being disposed in a circle
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D13/00—Centrifugal casting; Casting by using centrifugal force
    • B22D13/12—Controlling, supervising, specially adapted to centrifugal casting, e.g. for safety reasons
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium

Definitions

  • the invention relates to a method for producing an impeller of an exhaust gas turbocharger made of a TiAl alloy.
  • the invention further relates to a TiAl alloy.
  • TiAl alloys have a low density of about 4 g / cm 3 and good specific high temperature properties. Their use as a material of the impeller of the exhaust gas turbocharger leads in comparison to known nickel-base alloys to a significantly improved response of the exhaust gas turbocharger and also offers a high potential in terms of downsizing or downspeeding.
  • the impeller of the exhaust gas turbocharger is applied in diesel or gasoline internal combustion engines with exhaust gas temperatures of up to 1050 ° C and speeds of up to about 220,000 U / min. At the same time it is subject to high mechanical and thermal cycling. This results in creep loads, TMF, HCF and / or LCF fatigue stresses which the material, ie the TiAl alloy, has to withstand. Furthermore, even at the above-mentioned high exhaust gas temperatures, it must have sufficient oxidation resistance and be able to withstand erosion attacks.
  • the TiAl alloys used have a comparatively low creep resistance or life and can not be used at exhaust gas temperatures of 950 ° C or more, especially 980 ° C or more or 1000 ° C or more. It is therefore an object of the invention to provide a method for producing an impeller of an exhaust gas turbocharger from a TiAl alloy, with which these disadvantages can be avoided.
  • the alloy has a proportion of at least 1.9 at.% Niobium and the impeller is formed by centrifugal casting of the alloy.
  • the addition of niobium with the stated amount of material content leads to a high creep resistance, especially at high temperatures of at least 950 ° C, at least 980 ° C or at least 1000 ° C.
  • it leads to worsened casting properties, in particular a further deteriorated flowability, so that a processing of the TiAl alloy with the usual differential pressure casting is not possible.
  • the niobium content is at least 2 at.%, At least 2.5 at.%, At least 3 at.%, At least 3.5 at.%, At least 4 at.%, At least 5 at. %, at least 6 at.%, at least 7 at.% or at least 8 at.%. More preferably, the niobium content is at most 8.7 at .-%.
  • the niobium content is particularly preferably between 3 at.% And 5 at.%, In particular between 3.5 at.% And 4.5 at.%, More preferably exactly 4 at.%.
  • centrifugal casting despite the admixture of niobium also fine or complex structures of the impeller, such as a low wing wall thickness, can be realized.
  • a casting mold used for this purpose is set into a rotational movement and thereby the alloy is introduced into the casting mold. Because of the inertial forces acting on the alloy due to the rotational movement, a particularly preferred structure of the solidified alloy, in particular on the side of the formed impeller facing away from a rotational axis of the casting mold, is achieved.
  • the structure means a microstructure and the surface of the impeller.
  • the produced impeller has, especially at the points mentioned, a high degree of purity, fewer pores, fewer voids, fewer cold runs and less undesirable surface reactions with the mold shell or casting mold. This leads to a low roughness of the impeller surface and / or to a significantly improved strength, in particular creep resistance. Due to the rotational movement, a high casting pressure is generated due to the inertia forces, with which the alloy is forced into the mold. Accordingly, even complex structures and low wing wall thicknesses are readily achievable.
  • the mentioned inertial forces are for example centrifugal forces and / or the Coriolis force.
  • the centrifugal casting is performed in particular such that the mold is spaced from the axis of rotation in the radial direction (with respect to the axis of rotation).
  • impellers can be produced which, at least in regions, in particular in the region of the blades, have very small wall thicknesses, for example of at most 0.5 mm.
  • a development of the invention provides that a casting mold used for centrifugal casting is heated to a temperature of 400 ° C to 900 ° C before introducing the alloy into the mold.
  • the temperature range between 400 ° C and 900 ° C (including these values), the lamella spacings and the colony sizes are almost constant for a selected, solidified TiAl alloy. In this area, almost constant microstructures with nearly identical properties are achieved.
  • the temperature - which may also be referred to as mold temperature - from a range of 500 ° C to 800 ° C, in particular between 600 ° C and 700 ° C, selected.
  • the mold should be fully heated to the chosen temperature before the alloy is introduced into it.
  • the alloy will have a temperature or casting temperature during its introduction which is greater than the temperature of the casting mold.
  • a temperature or casting temperature during its introduction which is greater than the temperature of the casting mold.
  • Such a large difference is needed to achieve a directional solidification of the alloy even in thin-walled elements of the impeller, in particular its wings.
  • the prerequisite for this is, in addition to the complete filling of the casting mold, a subperitectically solidifying TiAl alloy.
  • the lamellar colonies or the lamellae orient themselves during solidification clearly in the direction of the temperature gradient or the wing wall thickness, ie in the normal direction to a surface of the wings. Because during operation of the impeller the resulting inertial forces also act perpendicular to the wing wall thickness or to the lamellar colonies, the described alignment of the colonies leads to an additionally improved creep resistance. Also, the rapid solidification due to the large temperature difference results in a pronounced compulsory solution of the carbon preferentially contained in the TiAl alloy. This dissolved carbon is released under stress, in particular during operation of the exhaust gas turbocharger, in the form of carbides, which act as obstacles to dislocation movements and minimize the creep occurring.
  • the alloy can have an amount of carbon that would normally be detrimental.
  • a proportion of carbon in the alloy is from 0.2 at.% To 0.6 at.%, In particular at least 0.3 at.%, At least 0.4 at.% Or at least 0.5 at .-%, intended.
  • a further advantageous embodiment of the invention provides that the alloy is introduced into the casting mold with a casting temperature which has an overheating of 40 K to 150 K based on the liquidus temperature of the alloy.
  • the pouring temperature is greater than the liquidus temperature by the amount of overheating.
  • the casting temperature should be selected such that it has an overheating in the range between 42 K and 142 K (including these values).
  • the overheating is preferably at least 92 K, in particular exactly 92 K.
  • a variation of the overheating in the stated range from 40 K to 150 K leads only to a slight change in the heat flow emitted across the surface of the impeller. The influence of the temperature of the casting mold therefore outweighs the influence of the casting temperature on the heat flow delivered by the alloy to the casting mold.
  • the temperatures in the said range therefore only lead to a slight change in the solidification time of the alloy.
  • the solidification time is within an optimal solidification time range.
  • the superior properties described above are achieved with such a casting temperature.
  • the overheating of at least 92 K is preferably used.
  • a further embodiment of the invention provides that the casting mold is accelerated to a certain speed during centrifugal casting about a rotational axis spaced therefrom with a certain angular acceleration in a specific acceleration period as soon as the alloy has reached the casting temperature.
  • the casting mold In order to carry out the centrifugal casting, so the casting mold is rotated about the rotation axis in rotation. As already described above, while the mold is spaced from the axis of rotation.
  • the acceleration takes place with the determined angular acceleration, wherein the mold is brought to the determined speed within the specific acceleration period. Preferably, the acceleration is initiated only when the alloy has reached its casting temperature.
  • the mold it may be provided that the mold is stationary.
  • the alloy is forced into the casting mold due to the rotational movement.
  • the influence of the inertial force is sufficient to challenge the alloy from a reservoir in which it was previously heated to the casting temperature and to introduce with a certain casting pressure in the mold.
  • the angular acceleration is between 1 "s 2 to 100 s' 2, in particular 1" s “, or from 10 s" s ", is s 2 to 10 2 to 100. 2
  • the angular acceleration is greater than 1 s "2 and less than 100 s " 2 , in particular greater than 1 s "2 and less than 10 s " 2 or greater than 10 s "2 and less than 100 s " 2.
  • the values mentioned can also be included in the range of values they contain.
  • the mass flow of the alloy introduced into the casting mold decreases significantly and, moreover, results in a lower filling pressure, in particular if the mold filling is not already completed at this point in time. This can lead to an increased number of casting defects.
  • An increase in the final speed has only a small influence on the mass flow or the achieved mold filling when the mold filling is completed before reaching the specific speed.
  • the final speed determined together with the Distance of the mold to the axis of rotation the casting pressure. Because a too low end speed is disadvantageous, a comparatively high final speed is preferably selected according to the following explanations. Under the mold filling is in particular the proportion of the mold to understand, which is already filled with the alloy.
  • a preferred embodiment of the invention provides that the acceleration period has a length between 0.05 s and 2.0 s, in particular from 0.5 s to 2.0 s.
  • the acceleration period is chosen in particular such that the selected speed is achieved using the selected angular acceleration.
  • the acceleration period which results from these parameters, should be so long that the casting process is completed with the end of the acceleration period, ie the casting mold is completely filled.
  • a further embodiment of the invention provides that the speed is between 100 U / min and 500 U / min.
  • the speed should be selected from the stated range between 100 rpm and 500 rpm (including these values in each case).
  • the distance between the casting mold, in particular a geometric center of gravity of the casting mold, and the axis of rotation is between 200 mm and 1500 mm.
  • a casting pressure is achieved, which leads to a complete mold filling of the mold and / or to a particularly advantageous microstructure of the manufactured impeller and / or the achievement of a particularly low wing wall thickness of 1 mm or less, in particular 0.5 mm or less.
  • the distance between the mold may be understood to mean the distance between a radially innermost point of the mold or a radially outermost point of the mold on the one hand and the axis of rotation on the other hand.
  • particularly preferred is the distance between the geometric center of gravity of the mold and the axis of rotation meant. Under the mold, for example, the Bauteilkavtician to understand in which the impeller is formed.
  • the angular acceleration is selected to be greater than the result of dividing a size between 100 mm 2 / s 2 and 300,000 mm 2 / s 2 , in particular a size of 100 mm 2 / s 2 to 1,000 mm 2 / s 2 , and the product of a wing wall thickness of the impeller and the distance of the mold from the axis of rotation.
  • wing wall thickness of the impeller is to be understood, for example, a minimum wing wall thickness or alternatively a maximum or an average wing wall thickness of the impeller.
  • the angular acceleration is given in rad / s 2 .
  • it is chosen larger than the division result of a number between 100 and 300,000 (these values included), in particular a number of 100 to 1,000, and the product of the wing wall thickness in millimeters and the distance of the mold from the axis of rotation in millimeters.
  • the rotational speed is selected such that it is greater than the product of a size between 0.04 1 / min and 50 1 / min and the quotient of the distance of the mold from the axis of rotation and the wing wall thickness of the impeller ,
  • the last two sizes are preferably defined according to the above statements.
  • the speed or the final speed - in units of revolutions per minute - is now, for example, greater than the product of a number between 0.4 and 500 (these values included) and the quotient of the distance, the mold of the axis of rotation in centimeters and the wing wall thickness of the impeller, in particular the mean wing wall thickness of the impeller, in millimeters.
  • the length of the acceleration period is selected such that it corresponds at most to the product of a size between 0.1 s / mm and 20 s / mm and the impeller wall thickness of the impeller.
  • the length of the acceleration target time period expressed in terms of seconds, should at most equal the product of a number from 0.1 to 20 and the wing wall thickness in millimeters.
  • the length of the acceleration period corresponds to the filling duration of the casting mold. In any case, the length of the acceleration period should at least equal the filling time.
  • the distance between the casting mold and the axis of rotation is chosen such that it is greater than or equal to the product of a number between 100 to 5,000 and the impeller wall thickness of the impeller. Expressed in centimeters, so the distance between the mold and the axis of rotation is greater than or equal to the product of the number of 10 to 500 (these numbers included) and the impeller wall thickness in millimeters.
  • the mold is evacuated prior to introduction of the alloy. Accordingly, there is a negative pressure in relation to an ambient pressure.
  • the absolute pressure in the casting mold is for example at most 1 mbar, in particular at most 0.1 mbar, particularly preferably at most 0.05 mbar or at most 0.01 mbar.
  • the invention further relates to a TiAl alloy for an impeller of an exhaust gas turbocharger, in particular produced according to the method described above, wherein the TiAl alloy in addition to titanium has the following constituents:
  • the optimum proportion of aluminum was the range of 43.7 at.% To 47.5 at.%. Below an aluminum content of 44.8 at.%, The solidification path passes through the beta phase. An aluminum content of at least 44.8 at.% To less than 47.3 at.% Leads to an underperitectic solidification path, whereas with an aluminum content of 47.3 at.% A peritectic solidification path is given. By contrast, an aluminum content of more than 47.3 at.% Leads to an overperforming solidification path.
  • the underperitectically solidified alloys are therefore particularly preferred.
  • the aluminum content is exactly 45.8 at.%.
  • compositions are given:
  • Alloy 1 45 at.% Aluminum, 3.7 at.% Niobium, 0.25 at.% Chromium and 0.5 at.% Carbon;
  • Alloy 2 45.8 at.% Aluminum, 3.9 at.% Niobium and 0.3 at.% Carbon;
  • Alloy 3 45.8 at.% Aluminum, 3.9 at.% Niobium and 0.6 at.% Carbon;
  • Alloy 4 47.0 at.% Aluminum, 8.7 at.% Niobium and 0.3 at.% Carbon.
  • the remaining constituents of the stated alloys are represented by titanium and other constituents, for example impurities, with a content of at most 2 at.%.
  • the aluminum content can be specified using the aluminum equivalent.
  • the upper and lower AI limits for underperitectic solidification are 44.8 at.% And 47.3 at.%. Alloying with niobium and / or carbon shifts these boundaries and can be specified using an aluminum equivalent. Niobium shifts the boundaries to higher and carbon to lower values. Therefore, the respective element content is multiplied by a calculation factor and accordingly subtracted from the limits or added. The calculation factor for niobium is 0.3, while for carbon it is -4.2.
  • the minimum aluminum content Al mi n is 44.8 at .-%
  • the maximum aluminum content Al max is 47.3 at .-%.
  • the lower limit for the aluminum equivalent is now given for the lowest stated niobium content of 1.9 at /% and the maximum declared carbon content of 0.6 at /%.
  • the upper limit for the aluminum equivalent results from the largest niobium content of 8 at.% And a minimum carbon content of 0.0 at.%, Corresponding to 47.3 at.% + 8.7 at.%.
  • the TiAl alloy is therefore characterized in that it comprises aluminum, niobium and carbon having an aluminum equivalent of from 42.85 at.% to 48.8 at.%.
  • other ingredients with a maximum content of 2.0 at.% May be included.
  • the alloy consists exclusively of the stated constituents; So there are no other ingredients or impurities included.
  • FIG. 1 shows a schematic representation of a casting device for producing an impeller of an exhaust-gas turbocharger made of a TiAl alloy.
  • the figure shows a device 1, in particular a centrifugal casting device, for producing an impeller, not shown, of an exhaust gas turbocharger.
  • the device 1 in this case has a reservoir 2 for a TiAl alloy 3 and a casting mold 4. Both the reservoir 2 and the mold 4 are in a chamber
  • the mold carrier 6 is attached to an arm 7 and rotatably supported by this about a rotation axis 8. The rotation takes place, for example, in the direction of the arrow 9 is preferred on the mold carrier
  • the device 1 also has a heating coil 12 which can be displaced in the direction of the double arrow 11.
  • a further mold carrier which is preferably identical to the mold carrier 6.
  • the chamber 5 is preferably evacuated, in particular via a connecting piece 13, wherein a discharge of the air present in the chamber 5 takes place along the arrows 14.
  • the mold 4 is preferably heated to a certain temperature between 400 ° C and 900 ° C.
  • the alloy contained in the reservoir 2 3 mithiife the heating coil 12, which is present in particular as a high-frequency coil, heated to a casting temperature. If the casting temperature is reached, the heating coil 12 is arranged such that it no longer surrounds the storage container 2, in particular by a displacement downwards. Then, a rotation of the mold carrier 6 is introduced about the rotation axis 8. During the Centrifugal casting is the mold 4 thus accelerated to the spaced from her axis of rotation 8 with a certain angular acceleration in a certain acceleration period to a certain speed as soon as the alloy has reached its casting temperature.
  • the molten alloy 3 Due to the inertial force resulting from the rotation, the molten alloy 3 is forced outward in the radial direction (with respect to the axis of rotation 8). This means that it is forced out of the storage container 2 and into the mold 4 in the direction of the arrow 15. Pushing into the casting mold 4 takes place with a casting pressure, which is essentially influenced by a distance between the rotation axis 8 and the casting mold 4 on the one hand and the instantaneous rotational speed of the casting support 6 on the other hand. Due to the spaced arrangement of the mold 4 of the rotation axis 8 can be achieved by means of such a centrifugal casting or Schleuderfeing manens a very high casting pressure. This results in a particularly good casting result, even with TiAl alloys, which can not be processed with other casting methods or only with great effort. This applies in particular to a TiAl alloy which has a proportion of at least 1.9 at.% Niobium.
  • the impeller made by centrifugal casting has a use temperature higher by 50 K than an impeller manufactured by differential pressure casting.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Laufrads eines Abgasturboladers aus einer TiAI-Legierung (3). Dabei ist vorgesehen, dass die Legierung (3) einen Anteil von wenigstens 1,9 at/% Niob aufweist und das Laufrad durch Schleudergießen der Legierung (3) ausgebildet wird. Die Erfindung betrifft weiterhin eine TiAI-Legierung (3).

Description

Verfahren zum Herstellen eines Laufrads eines Abgasturboladers
sowie TiAI-Legierung für ein Laufrad
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Laufrads eines Abgasturboladers aus einer TiAI-Legierung. Die Erfindung betrifft weiterhin eine TiAI-Legierung.
TiAI-Legierungen weisen eine geringe Dichte von etwa 4 g/cm3 und gute spezifische Hochtemperatureigenschaften auf. Ihr Einsatz als Werkstoff des Laufrads des Abgasturboladers führt im Vergleich zu bekannten Nickel-Basislegierungen zu einem signifikant verbesserten Ansprechverhalten des Abgasturboladers und bietet zudem ein hohes Potential in Bezug auf Downsizing beziehungsweise Downspeeding. Das Laufrad des Abgasturboladers wird bei Diesel- beziehungsweise Otto-Brennkraftmaschinen mit Abgastemperaturen von bis zu 1.050 °C und Drehzahlen von bis etwa 220.000 U/min beaufschlagt. Dabei unterliegt es gleichzeitig hohen mechanischen und thermischen Wechselbelastungen. Daraus resultieren Kriechbelastungen, TMF-, HCF- und/oder LCF- Ermüdungsbeanspruchungen, welchen der Werkstoff, also die TiAI-Legierung, standhalten muss. Des Weiteren muss sie auch bei den vorstehend genannten hohen Abgastemperaturen eine ausreichende Oxidationsbeständigkeit aufweisen und Erosionsangriffen widerstehen können.
Um das Potential für die Reduzierung der Masse des Laufrads und mithin des Massenträgheitsmoments durch den Einsatz der TiAI-Legierung vollständig ausnutzen zu können, dürfen keine Abstriche hinsichtlich der geometrischen Komplexität sowie der Flügelanzahl des Laufrads gemacht werden. Es müssen identische oder kleinere Wandstärken und identische oder stärkere Verschränkungen der Flügel des Laufrads realisierbar sein, wie bei Laufrädern, die aus der Nickel-Basislegierung mit bekannten Verfahren hergestellt sind. Bei bekannten Laufrädern aus TiAI-Legierungen kann jedoch nicht das volle Potential einer solchen Legierung ausgenutzt werden, weil sie eine geringere Fließfähigkeit aufweist als die Nickel-Basislegierung. Insbesondere sind lediglich einfache Geometrien mit Flügelwandstärken des Laufrads von 1 mm oder größer realisierbar. Auch weisen die verwendeten TiAI-Legierungen eine vergleichsweise geringe Kriechbeständigkeit beziehungsweise Lebensdauer auf und können bei Abgastemperaturen von 950 °C oder mehr, insbesondere 980 °C oder mehr oder 1.000 °C oder mehr nicht eingesetzt werden. Es ist daher Aufgabe der Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines Laufrads eines Abgasturboladers aus einer TiAI-Legierung vorzustellen, mit welcher diese Nachteile vermieden werden können.
Dies wird erfindungsgemäß mit einem Verfahren mit den Merkmaien des Anspruchs 1 erreicht. Dabei ist vorgesehen, dass die Legierung einen Anteil von wenigstens 1 ,9 at.-% Niob aufweist und das Laufrad durch Schleudergießen der Legierung ausgebildet wird. Das Beimengen von Niob mit dem angegebenen Stoff mengenanteil führt zu einer hohen Kriechbeständigkeit, insbesondere auch bei hohen Temperaturen von mindestens 950 °C, mindestens 980 °C oder mindestens 1.000 °C. Gleichzeitig führt er jedoch zu verschlechterten Gießeigenschaften, insbesondere einer weiter verschlechterten Fließfähigkeit, sodass ein Verarbeiten der TiAI-Legierung mit dem üblichen Differenzdruckgießen nicht möglich ist. Vorzugsweise beträgt der Niob-Anteil wenigstens 2 at.-%, wenigstens 2,5 at.-%, wenigstens 3 at.-%, wenigstens 3,5 at.-%, wenigstens 4 at.-%, wenigstens 5 at.-%, wenigstens 6 at.-%, wenigstens 7 at.-% oder wenigstens 8 at.-%. Weiter bevorzugt beträgt der Niob-Anteil höchstens 8,7 at.-%. Besonders bevorzugt liegt der Niob- Anteil zwischen 3 at.-% und 5 at.-%, insbesondere zwischen 3,5 at.-% und 4,5 at.-%, weiter bevorzugt bei genau 4 at.-%.
Überraschend wurde jedoch festgestellt, dass durch den Einsatz des Schleudergießens trotz der Beimengung von Niob auch feine beziehungsweise komplexe Strukturen des Laufrads, beispielsweise eine geringe Flügelwandstärke, realisiert werden kann. Bei dem Schleudergießen wird eine dazu verwendete Gussform in eine Rotationsbewegung versetzt und dabei die Legierung in die Gussform eingebracht. Wegen der aufgrund der Rotationsbewegung auf die Legierung wirkenden Trägheitskräfte wird eine besonders bevorzugte Struktur der erstarrten Legierung, insbesondere auf der einer Rotationsachse der Gussform abgewandten Seite des ausgebildeten Laufrads erzielt. Unter der Struktur ist insbesondere eine Mikrostruktur und die Oberfläche des Laufrads zu verstehen. Das hergestellte Laufrad weist, insbesondere an den genannten Stellen, einen hohen Reinheitsgrad, weniger Poren, weniger Lunker, weniger Kaltläufe und weniger unerwünschte Oberflächenreaktionen mit der Formschale beziehungsweise Gussform auf. Dies führt zu einer geringen Rauheit der Laufradoberfläche und/oder zu einer deutlich verbesserten Festigkeit, insbesondere Kriechfestigkeit. Bedingt durch die Rotationsbewegung wird aufgrund der Träg heitskräfte ein hoher Gießdruck erzeugt, mit welchem die Legierung in die Gussform gedrängt wird. Entsprechend sind auch komplexe Strukturen und geringe Flügelwandstärken ohne Weiteres erzielbar. Die erwähnten Trägheitskräfte sind beispielsweise Zentrifugalkräfte und/oder die Corioliskraft. Das Schleudergießen wird insbesondere derart durchgeführt, dass die Gussform von der Rotationsachse in radialer Richtung (bezogen auf die Rotationsachse) beabstandet ist. Das bedeutet also, dass nicht etwa die Gussform um eine spätere Drehachse des hergestellten Laufrads rotiert, sondern dass vielmehr diese Drehachse beispielsweise auf der Rotationsachse senkrecht steht. Durch eine entsprechende Wahl des Abstands zwischen der Rotationsachse und der Gussform können mithin die auf die Legierung beziehungsweise das auszubildende Laufrad wirkenden Trägheitskräfte beeinflusst werden. Mit Hilfe eines solchen Verfahrens können Laufräder hergestellt werden, die wenigstens bereichsweise, insbesondere im Bereich der Flügel, sehr geringe Wandstärken, beispielsweise von höchstens 0,5 mm, aufweisen.
Eine Weiterbildung der Erfindung sieht vor, dass eine für das Schleudergießen verwendete Gussform vor dem Einbringen der Legierung in die Gussform auf eine Temperatur von 400 °C bis 900 °C aufgeheizt wird. In dem genannten Temperaturbereich zwischen 400 °C und 900 °C (diese Werte jeweils einschließend) sind für eine ausgewählte, erstarrte TiAI-Legierung die Lamellenabstände und die Koloniegrößen nahezu konstant. In diesem Bereich werden also nahezu konstante Gefügestrukturen mit nahezu identischen Eigenschaften erzielt. Besonders bevorzugt wird die Temperatur - die auch als Gussformtemperatur bezeichnet werden kann - aus einem Bereich von 500 °C bis 800 °C, insbesondere zwischen 600 °C und 700 °C, ausgewählt. Die Gussform soll vollständig auf die gewählte Temperatur aufgeheizt werden, bevor die Legierung in sie eingebracht wird.
Üblicherweise wird die Legierung bei ihrem Einbringen eine Temperatur beziehungsweise Gießtemperatur aufweisen, welche größer ist als die Temperatur der Gussform. Insoweit liegt zwischen der Temperatur der Legierung und der Temperatur der Gussform eine große Differenz beziehungsweise ein großer Temperaturgradient im Bereich einer mit der Legierung in Kontakt stehenden Innenwandung der Gussform vor. Eine solche große Differenz wird benötigt, um auch in dünnwandigen Elementen des Laufrads, insbesondere seinen Flügeln, eine gerichtete Erstarrung der Legierung zu erzielen. Voraussetzung dafür ist neben der vollständigen Füllung der Gussform eine unterperitektisch erstarrende TiAI-Legierung. Sind diese Bedingungen erfüllt, orientieren sich die Lamellenkolonien beziehungsweise die Lamellen während der Erstarrung deutlich in Richtung des Temperaturgradienten beziehungsweise der Flügelwandstärke, also in Normalenrichtung zu einer Oberfläche der Flügel. Weil im Betrieb des Laufrads die dabei entstehenden Trägheitskräfte ebenfalls senkrecht zu der Flügelwandstärke beziehungsweise zu den Lamellenkolonien wirken, führt die beschriebene Ausrichtung der Kolonien zu einer zusätzlich verbesserten Kriechbeständigkeit. Auch führt die durch die große Temperaturdifferenz erfolgende schnelle Erstarrung zu einer ausgeprägten Zwangslösung des in der TiAI-Legierung bevorzugt enthaltenen Kohlenstoffs. Dieser gelöste Kohlenstoff wird bei Beanspruchung, insbesondere während eines Betriebs des Abgasturboladers, in Form von Karbiden ausgeschieden, die als Hindernisse für Versetzungsbewegungen wirken und die auftretende Kriechverformung minimieren. Somit wird eine deutliche Verbesserung der Struktur des Laufrads erzielt. Somit kann die Legierung eine Menge an Kohlenstoff aufweisen, die normalerweise nachteilig wäre. Insbesondere ist ein Anteil von Kohlenstoff an der Legierung von 0,2 at.-% bis 0,6 at.-%, insbesondere mindestens 0,3 at.-%, mindestens 0,4 at.-% oder mindestens 0,5 at.-%, vorgesehen.
Eine weitere vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung sieht vor, dass die Legierung mit einer Gießtemperatur, die eine Überhitzung von 40 K bis 150 K bezogen auf die Liquidustemperatur der Legierung aufweist, in die Gussform eingebracht wird. Das bedeutet, dass die Gießtemperatur um den Betrag der Überhitzung größer ist als die Liquidustemperatur. Insbesondere soll die Gießtemperatur derart gewählt werden, dass sie eine Überhitzung aus dem Bereich zwischen 42 K und 142 K (diese Werte jeweils einschließend) aufweist. Bevorzugt beträgt die Überhitzung mindestens 92 K, insbesondere genau 92 K. Eine Variation der Überhitzung in dem genannten Bereich von 40 K bis 150 K führt lediglich zu einer geringen Veränderung des über die Oberfläche des Laufrads abgegebenen Wärmestroms. Der Einfluss der Temperatur der Gussform überwiegt daher den Einfluss der Gießtemperatur in Bezug auf den von der Legierung an die Gussform abgegebenen Wärmestrom.
Insgesamt führen die Temperaturen in dem genannten Bereich daher nur zu einer geringen Veränderung der Erstarrungszeit der Legierung. Innerhalb des genannten Temperaturbereichs liegt die Erstarrungszeit innerhalb eines optimalen Erstarrungszeitbereichs. Insoweit werden die vorstehend beschriebenen überlegenen Eigenschaften mit einer solchen Gießtemperatur erzielt. Um eine vollständige Formfüllung der Gussform mit der Legierung auch bei Laufrädern mit Wandstärken von höchstens 0,5 mm, insbesondere an einer Flügelspitze des Laufrads, zu erzielen, wird bevorzugt die Überhitzung von mindestens 92 K verwendet. Eine weitere Ausführungsform der Erfindung sieht vor, dass die Gussform während des Schleudergießens um eine von ihr beabstandete Rotationsachse mit einer bestimmten Winkelbeschleunigung in einem bestimmten Beschleunigungszeitraum auf eine bestimmte Drehzahl beschleunigt wird, sobald die Legierung die Gießtemperatur erreicht hat. Um das Schleudergießen durchzuführen, wird also die Gussform um die Rotationsachse in Drehbewegung versetzt. Wie bereits vorstehend beschrieben, ist dabei die Gussform von der Rotationsachse beabstandet. Die Beschleunigung erfolgt mit der bestimmten Winkelbeschleunigung, wobei die Gussform innerhalb des bestimmten Beschleunigungszeitraums auf die bestimmte Drehzahl gebracht wird. Bevorzugt wird die Beschleunigung erst dann eingeleitet, wenn die Legierung ihre Gießtemperatur erreicht hat. Zuvor kann es vorgesehen sein, dass die Gussform still steht. Beispielsweise ist es vorgesehen, dass die Legierung bedingt durch die Rotationsbewegung in die Gussform gedrängt wird. Insbesondere ist vorgesehen, dass der Einfluss der Trägheitskraft ausreichend ist, um die Legierung aus einem Vorratsbehälter, in welchem sie zuvor auf die Gießtemperatur erwärmt wurde, herauszufordern und mit einem bestimmten Gießdruck in die Gussform einzubringen.
Dabei kann es vorgesehen sein, dass die Winkelbeschleunigung zwischen 1 s"2 bis 100 s'2, insbesondere von 1 s"2 bis 10 s"? oder von 10 s"2 bis 100 s"2, beträgt. Für eine vollständige Füllung der Gussform ist es von Vorteil, wenn der Füllvorgang vor beziehungsweise mit dem Beenden des Beschleunigens abgeschlossen ist. Aus diesem Grund ist besonders bevorzugt eine Winkelbeschleunigung zu wählen, die zu einer möglichst kurzen Fülldauer führt. Eine hohe Winkelgeschwindigkeit führt jedoch gleichzeitig zu einem schnellen Erreichen der bestimmten Drehzahl beziehungsweise einer Enddrehzahl, ab welcher die Gussform nicht weiter beschleunigt wird. Beispielsweise ist die Winkelbeschleunigung größer als 1 s"2 und kleiner als 100 s"2, insbesondere größer als 1 s"2 und kleiner als 10 s"2 oder größer als 10 s"2 und kleiner als 100 s"2. Die genannten Werte können jedoch auch von dem von ihnen begrenzten Wertebereich jeweils eingeschlossen sein.
Ab dem Erreichen der Enddrehzahl verringert sich jedoch der Massenstrom der in die Gussform eingebrachten Legierung signifikant und führt zudem zu einem geringeren Fülldruck, insbesondere wenn die Formfüllung zu diesem Zeitpunkt nicht bereits abgeschlossen ist. Dies kann zu einer erhöhten Anzahl an Gießfehlern führen. Eine Erhöhung der Enddrehzahl hat lediglich einen geringen Einfluss auf den Massenstrom beziehungsweise die erreichte Formfüllung, wenn die Formfüllung vor Erreichen der bestimmten Drehzahl abgeschlossen ist. Die Enddrehzahl bestimmt jedoch zusammen mit dem Abstand der Gussform zu der Rotationsachse den Gießdruck. Weil also eine zu geringe Enddrehzahl von Nachteil ist, wird vorzugsweise gemäß den nachfolgenden Ausführungen eine vergleichsweise hohe Enddrehzahl gewählt. Unter der Formfüllung ist insbesondere der Anteil der Gussform zu verstehen, der bereits mit der Legierung gefüllt ist.
Eine bevorzugte Ausgestaltung der Erfindung sieht vor, dass der Beschleunigungszeitraum eine Länge zwischen 0,05 s und 2,0 s, insbesondere von 0,5 s bis 2,0 s, aufweist. Der Beschleunigungszeitraum wird insbesondere derart gewählt, dass unter Verwendung der gewählten Winkelbeschleunigung die gewählte Drehzahl erreicht wird. Wie bereits vorstehend ausgeführt, sollte der Beschleunigungszeitraum, welcher sich aus diesen Parametern ergibt, derart lang sein, dass der Gießvorgang mit dem Ende des Beschleunigungszeitraums vollständig beendet, die Gussform also vollständig gefüllt ist.
Eine weitere Ausgestaltung der Erfindung sieht vor, dass die Drehzahl zwischen 100 U/min und 500 U/min beträgt. Wie bereits vorstehend ausgeführt, ist eine zu geringe Drehzahl nachteilig für den Gießdruck, weil diese zusammen mit dem Abstand zwischen der Rotationsachse und der Gussform maßgeblich für ihn ist. Aus diesem Grund soll die Drehzahl aus dem genannten Bereich zwischen 100 U/min und 500 U/min (diese Werte jeweils einschließend) gewählt werden.
Besonders bevorzugt kann vorgesehen sein, dass der Abstand zwischen der Gussform, insbesondere einem geometrischen Schwerpunkt der Gussform, und der Rotationsachse zwischen 200 mm und 1500 mm beträgt. Mit einem derartigen Abstand wird, insbesondere unter Verwendung einer Drehzahl aus dem vorstehend genannten Drehzahlbereich, ein Gießdruck erreicht, der zu einer vollständigen Formfüllung der Gussform und/oder zu einer besonders vorteilhaften Gefügestruktur des hergestellten Laufrads führt und/oder das Erreichen einer besonders geringen Flügelwandstärke von 1 mm oder weniger, insbesondere 0,5 mm oder weniger, ermöglicht. Unter dem Abstand zwischen der Gussform kann der Abstand zwischen einem in radialer Richtung am weitesten innen liegenden Punkt der Gussform oder einem in radialer Richtung am weitesten außen liegenden Punkt der Gussform einerseits und der Rotationsachse andererseits verstanden werden. Besonders bevorzugt ist jedoch der Abstand zwischen dem geometrischen Schwerpunkt der Gussform und der Rotationsachse gemeint. Unter der Gussform ist beispielsweise die Bauteilkavität zu verstehen, in welcher das Laufrad ausgebildet wird.
Es kann vorgesehen sein, dass die Winkelbeschleunigung derart gewählt wird, dass sie größer ist als das Ergebnis der Division einer Größe zwischen 100 mm2/s2 und 300.000 mm2/s2, insbesondere einer Größe von 100 mm2/s2 bis 1.000 mm2/s2, sowie dem Produkt aus einer Flügelwandstärke des Laufrads und dem Abstand der Gussform von der Rotationsachse. Unter der Flügelwandstärke des Laufrads ist dabei beispielsweise eine minimale Flügelwandstärke oder alternativ eine maximale oder eine durchschnittliche Flügelwandstärke des Laufrads zu verstehen. Die Winkelbeschleunigung wird in rad/s2 angegeben. Bevorzugt wird sie größer gewählt als das Divisionsergebnis einer Zahl zwischen 100 und 300.000 (diese Werte jeweils eingeschlossen), insbesondere einer Zahl von 100 bis 1.000, und dem Produkt aus der Flügelwandstärke in Millimetern und dem Abstand der Gussform von der Rotationsachse in Millimetern.
Zudem kann vorgesehen sein, dass die Drehzahl derart gewählt wird, dass sie größer ist als das Produkt aus einer Größe zwischen 0,04 1/min und 50 1/min sowie dem Quotienten aus dem Abstand der Gussform von der Rotationsachse und der Flügelwandstärke des Laufrads. Die beiden letztgenannten Größen sind bevorzugt gemäß den vorstehenden Ausführungen definiert. Die Drehzahl beziehungsweise die Enddrehzahl - in der Einheit Umdrehungen pro Minute - ist nun beispielsweise größer als das Produkt aus einer Zahl zwischen 0,4 und 500 (diese Werte jeweils eingeschlossen) und dem Quotienten aus dem Abstand, der Gussform von der Rotationsachse in Zentimetern und der Flügelwandstärke des Laufrads, insbesondere der mittleren Flügelwandstärke des Laufrads, in Millimetern.
Auch kann vorgesehen sein, dass die Länge des Beschleunigungszeitraums derart gewählt wird, dass sie höchstens dem Produkt aus einer Größe zwischen 0,1 s/mm und 20 s/mm sowie der Flügelwandstärke des Laufrads entspricht. Die Länge des Beschleunigungssollzeitraums soll also in Sekunden ausgedrückt höchstens dem Produkt aus einer Zahl von 0,1 bis 20 und der Flügelwandstärke in Millimetern entsprechen. Besonders bevorzugt entspricht die Länge des Beschleunigungszeitraums der Fülldauer der Gussform. Jedenfalls soll die Länge des Beschleunigungszeitraums mindestens der Fülldauer entsprechen.
Schließlich kann vorgesehen sein, dass der Abstand zwischen der Gussform und der Rotationsachse derart gewählt wird, dass er größer oder gleich dem Produkt aus einer Zahl zwischen 100 bis 5.000 und der Flügelwandstärke des Laufrads ist. In Zentimetern ausgedrückt ist also der Abstand zwischen der Gussform und der Rotationsachse größer oder gleich dem Produkt aus der Zahl von 10 bis 500 (diese Zahlen jeweils eingeschlossen) und der Flügelwandstärke des Laufrads in Millimetern. Vorzugsweise wird die Gussform vor dem Einbringen der Legierung evakuiert. Entsprechend liegt in ihr bezüglich eines Umgebungsdrucks ein Unterdruck vor. Der Absolutdruck in der Gussform beträgt beispielsweise höchstens 1 mbar, insbesondere höchstens 0,1 mbar, besonders bevorzugt höchstens 0,05 mbar oder höchstens 0,01 mbar. Durch das Evakuieren wird einer Versprödung des Laufrads, welche ansonsten bedingt durch die hohe Affinität der Legierung zu Sauerstoff auftreten kann, entgegengewirkt.
Die Erfindung betrifft weiterhin eine TiAI-Legierung für ein Laufrad eines Abgasturboladers, insbesondere hergestellt gemäß dem vorstehend beschriebenen Verfahren, wobei die TiAI-Legierung neben Titan die folgenden Bestandteile aufweist:
- Aluminium mit einem Anteil von 43,7 at.-% bis 47,5 at.-%,
- Niob mit einem Anteil von 1 ,9 at.-% bis 8,7 at.-%,
- Kohlenstoff mit einem Anteil von 0,3 at.-% bis 0,6 at.-%, und
- Sonstige mit einem Anteil von höchstens 2,0 at.-%.
Auf die Vorteile der TiAI-Legierung sowie des Verfahrens wurde bereits hingewiesen. Die TiAI-Legierung sowie das Verfahren zum Herstellen des Laufrads können gemäß den vorstehenden Ausführungen weitergebildet sein, sodass insoweit auf diese verwiesen wird. Die angegebene Legierung kann selbstverständlich auch für das vorstehend beschriebene Verfahren verwendet werden. Dies gilt auch für im folgenden beschriebene Legierungen.
Um die optimale Legierungszusammensetzung für das Laufrad herauszufinden, wurden zahlreiche Legierungen untersucht. Als optimaler Anteil des Aluminiums stellte sich dabei der Bereich von 43,7 at.-% bis 47,5 at.-% heraus. Unterhalb eines Aluminiumgehalts von 44,8 at.-% verläuft dabei der Erstarrungspfad über die beta-Phase. Ein Aluminiumgehalt von mindestens 44,8 at.-% bis weniger als 47,3 at.-% führt zu einem unterperitektischen Erstarrungspfad, während bei einem Aluminiumanteil von 47,3 at.-% ein peritektischer Erstarrungspfad gegeben ist. Ein Aluminiumanteil von mehr als 47,3 at.-% führt dagegen zu einem überperitektischen Erstarrungspfad. Die innerhalb des erfindungsgemäßen Aluminiumgehalts von 43,7 at.-% bis 47,5 at.-% (diese Werte jeweils einschließend) liegenden Legierungen, die unterperitektisch erstarren, zeigen dabei ver- glichen mit den über die beta-Phase erstarrten Legierungen bessere Kriecheigenschaften auf. Die unterperitektisch erstarrten Legierungen werden daher besonders bevorzugt. Insbesondere beträgt der Aluminiumgehalt genau 45,8 at.-%.
Rein beispielhaft werden die folgenden Zusammensetzungen angegeben:
-Legierung 1 : 45 at.-% Aluminium, 3,7 at.-% Niob, 0,25 at.-% Chrom und 0,5 at,-% Kohlenstoff;
-Legierung 2: 45,8 at.-% Aluminium, 3,9 at.-% Niob und 0,3 at.-% Kohlenstoff;
-Legierung 3: 45,8 at.-% Aluminium, 3,9 at.-% Niob und 0,6 at.-% Kohlenstoff;
-Legierung 4: 47,0 at.-% Aluminium, 8,7 at.-% Niob und 0,3 at.-% Kohlenstoff.
Die restlichen Bestandteile der angegebenen Legierungen werden von Titan sowie sonstigen Bestandteilen, beispielsweise Verunreinigungen, mit einem Anteil von höchstens 2 at.-% dargestellt.
Der Aluminiumanteil kann alternativ auch mithilfe des Aluminiumäquivalents angegeben werden. Im binären TiAI-Phasendiagramm liegen die obere und die untere AI-Grenze für eine unterperitektische Erstarrung bei 44,8 at.-% und 47,3 at.-%. Durch das Legieren mit Niob und/oder Kohlenstoff werden diese Grenzen verschoben und können entsprechend mithilfe eines Aluminiumäquivalents spezifiziert werden. Niob verschiebt die Grenzen zu höheren und Kohlenstoff zu niedrigeren Werten. Daher wird der jeweilige Elementgehalt mit einem Berechnungsfaktor multipliziert und entsprechend von den Grenzen subtrahiert oder addiert. Der Berechnungsfaktor für Niob beträgt 0,3, während er für Kohlenstoff -4,2 ist.
Der minimale Aluminiumgehalt Almin ist 44,8 at.-%, der maximale Aluminiumgehalt Almax beträgt 47,3 at.-%. Die untere Grenze für das Aluminiumäquivalent ergibt sich nun für den kleinsten angegebenen Niobgehalt von 1 ,9 at/% und dem größten angegebenen Kohlenstoffgehalt von 0,6 at/%. Daraus ergibt sich die untere Grenze für das Aluminiumäquivalent zu 44,8 at.-% + 1 ,9 at.-% ■ 0,3 - 0,6 at.-% ■ 4,2 = 42,85 at.-%. Die obere Grenze für das Aluminiumäquivalent ergibt sich dagegen aus dem größten Niobgehalt von 8 at.-% und einem kleinsten Kohlenstoffgehalt von 0,0 at.-% gemäß 47,3 at.-% + 8,7 at.-% · 0,3 - 0,0 at.-% · 4,2 = 48,8 at.-%. Alternativ ist die TiAI-Legierung also da- durch gekennzeichnet, dass sie Aluminium, Niob und Kohlenstoff mit einem Aluminiumäquivalent von 42,85 at.-% bis 48,8 at.-% aufweist. Zudem können sonstige Bestandteile mit einem Anteil von höchstens 2,0 at.-% enthalten sein.
Besonders bevorzugt besteht die Legierung ausschließlich aus den angegebenen Bestandteilen; es sind also keine weiteren Bestandteile beziehungsweise Verunreinigungen enthalten.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand der in der Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispiele näher erläutert, ohne dass eine Beschränkung erfolgt. Dabei zeigt die einzige
Figur eine schematische Darstellung einer Gießeinrichtung zum Herstellen eines Laufrads eines Abgasturboladers aus einer TiAI-Legierung.
Die Figur zeigt eine Einrichtung 1 , insbesondere eine Schleudergießeinrichtung, zum Herstellen eines nicht näher dargestellten Laufrads eines Abgasturboladers. Die Einrichtung 1 weist dabei einen Vorratsbehälter 2 für eine TiAI-Legierung 3 sowie eine Gussform 4 auf. Sowohl der Vorratsbehälter 2 als auch die Gussform 4 sind in einer Kammer
5 eines Gussformträgers 6 angeordnet. Der Gussformträger 6 ist an einem Arm 7 befestigt und mittels diesem um eine Rotationsachse 8 drehbar gelagert. Die Rotation erfolgt dabei beispielsweise in Richtung des Pfeils 9. Bevorzugt ist auf der dem Gussformträger
6 bezüglich der Rotationsachse 8 abgewandten Seite ein Ausgleichsgewicht 10 an dem Arm 7 befestigt. Die Einrichtung 1 verfügt zudem über eine in Richtung des Doppelpfeils 11 verlagerbare Heizspule 12. Anstelle des Ausgleichsgewichts 10 kann selbstverständlich auch ein weiterer Gussformträger vorgesehen sein, welcher bevorzugt identisch zu dem Gussformträger 6 ausgebildet ist. Somit können parallele Gießvorgänge durchgeführt werden.
Zur Vorbereitung eines Gießvorgangs wird die Kammer 5 bevorzugt evakuiert, insbesondere über einen Anschlussstutzen 13, wobei ein Abführen der in der Kammer 5 vorliegenden Luft entlang der Pfeile 14 erfolgt. Auch wird die Gussform 4 bevorzugt auf eine bestimmte Temperatur zwischen 400 °C und 900 °C aufgeheizt. Zudem wird die in dem Vorratsbehälter 2 enthaltene Legierung 3 mithiife der Heizspule 12, welche insbesondere als Hochfrequenz-Spule vorliegt, auf eine Gießtemperatur aufgeheizt. Ist die Gießtemperatur erreicht, so wird die Heizspule 12 derart angeordnet, dass sie den Vorratsbehälter 2 nicht mehr umgreift, insbesondere durch eine Verlagerung nach unten. Dann wird eine Rotation des Gussformträgers 6 um die Rotationsachse 8 eingeleitet. Während des Schleudergießens wird die Gussform 4 mithin um die von ihr beabstandete Rotationsachse 8 mit einer bestimmten Winkelbeschleunigung in einem bestimmten Beschleunigungszeitraum auf eine bestimmte Drehzahl beschleunigt, sobald die Legierung ihre Gießtemperatur erreicht hat.
Bedingt durch die aufgrund der Rotation entstehende Trägheitskraft wird die geschmolzene Legierung 3 in radialer Richtung (bezogen auf die Rotationsachse 8) nach außen gedrängt. Dies bedeutet, dass sie in Richtung des Pfeils 15 aus dem Vorratsbehälter 2 heraus und in die Gussform 4 hinein gedrängt wird. Das Hineindrängen in die Gussform 4 erfolgt dabei mit einem Gießdruck, welcher im Wesentlichen von einem Abstand zwischen der Rotationsachse 8 und der Gussform 4 einerseits sowie der momentanen Drehzahl des Gussformträgers 6 andererseits beeinflusst wird. Durch die beabstandete Anordnung der Gussform 4 von der Rotationsachse 8 kann mithilfe eines derartigen Schleudergießens beziehungsweise Schleuderfeingießens ein sehr hoher Gießdruck erzielt werden. Dies resultiert in einem besonders guten Gießergebnis, auch bei TiAI- Legierungen, welche mit anderen Gießverfahren nicht oder lediglich mit großem Aufwand verarbeitbar sind. Dies gilt insbesondere für eine TiAI-Legierung, welche einen Anteil von wenigstens 1 ,9 at.-% Niob aufweist.
Mithilfe des Schleudergießens lassen sich deutlich feinere Gefüge in Form von geringeren Lamellenabständen im Vergleich zu Differenzdruckgießen herstellen. Dies gilt unabhängig von dem Aluminiumgehalt und dem Niobgehalt der TiAI-Legierung. Die höhere Feinheit des Gefüges ist verantwortlich für die besseren Kriecheigenschaften des aus der Legierung hergestellten Laufrads im Vergleich mit dem Differenzdruckgießen. Insbesondere weist das durch Schleudergießen hergestellte Laufrad eine um 50 K höhere Einsatztemperatur auf als ein mittels Differenzdruckgießen hergestelltes Laufrad.
BEZUGSZEICHENLISTE
Einrichtung
Vorratsbehälter
Legierung
Gussform
Kammer
Gussformträger
Arm
Rotationsachse
Pfeil
Ausgleichsgewicht
Doppelpfeil
Heizspule
Anschlussstutzen
Pfeil
Pfeil

Claims

P AT E N TA N S P R Ü C H E
1. Verfahren zum Herstellen eines Laufrads eines Abgasturboladers aus einer TiAI- Legierung (3), dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung (3) einen Anteil von wenigstens 1 ,9 at.-% Niob aufweist und das Laufrad durch Schleudergießen der Legierung (3) ausgebildet wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass eine für das Schleudergießen verwendete Gussform (4) vor dem Einbringen der Legierung (3) in die Gussform (4) auf eine Temperatur von 400 °C bis 900 °C aufgeheizt wird.
3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung (3) mit einer Gießtemperatur, die eine Überhitzung von 40 K bis 150 K bezogen auf die Liquidustemperatur der Legierung (3) aufweist, in die Gussform (4) eingebracht wird.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Gussform (4) während des Schleudergießens um eine von ihr beabstandete Rotationsachse (8) mit einer bestimmten Winkelbeschleunigung in einem bestimmten Beschleunigungszeitraum auf eine bestimmte Drehzahl beschleunigt wird, sobald die Legierung (3) die Gießtemperatur erreicht hat.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Winkelbeschleunigung zwischen 1 s"2 bis 100 s"2, insbesondere von 1 s"2 bis 10 s"2 oder von 10 s"2 bis 100 s"2, beträgt.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Beschleunigungszeitraum eine Länge zwischen 0,05 s und 2,0 s, insbesondere eine Länge von 0,5 s bis 2,0 s, aufweist.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Drehzahl zwischen 100 U/min und 500 U/min beträgt.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Abstand zwischen der Gussform (4), insbesondere einem geometrischen Schwerpunkt der Gussform (4), und der Rotationsachse (8) zwischen 200 mm und 1500 mm beträgt.
9. TiAI-Legierung (3) für ein Laufrad eines Abgasturboladers, insbesondere hergestellt gemäß dem Verfahren nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche, die neben Titan die folgenden Bestandteile aufweist:
- Aluminium mit einem Anteil von 43,7 at.-% bis 47,5 at.-%, Niob mit einem Anteil von 1 ,9 at.-% bis 8,7 at.-%,
- Kohlenstoff mit einem Anteil von 0,3 at.-% bis 0,6 at.-%, und
- Sonstige mit einem Anteil von höchstens 2,0 at.-%.
10. TiAI-Legierung nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung (3) ausschließlich aus den angegebenen Bestandteilen besteht.
EP14739668.3A 2013-06-27 2014-05-28 Verfahren zum herstellen eines laufrads eines abgasturboladers Not-in-force EP3013500B1 (de)

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