EP3077557A1 - Verfahren zur herstellung von tial-bauteilen - Google Patents

Verfahren zur herstellung von tial-bauteilen

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EP3077557A1
EP3077557A1 EP14828000.1A EP14828000A EP3077557A1 EP 3077557 A1 EP3077557 A1 EP 3077557A1 EP 14828000 A EP14828000 A EP 14828000A EP 3077557 A1 EP3077557 A1 EP 3077557A1
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EP
European Patent Office
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forging
component
phase
temperature
feedstock
Prior art date
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EP14828000.1A
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EP3077557B1 (de
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Robert Patrick HEMPEL
Patrick Voigt
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Hanseatische Waren Handelsgesellschaft Mbh & Co KG
Original Assignee
Hanseatische Waren Handelsgesellschaft Mbh & Co KG
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Publication date
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Publication of EP3077557A1 publication Critical patent/EP3077557A1/de
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Publication of EP3077557B1 publication Critical patent/EP3077557B1/de
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
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    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2220/00—Application
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    • F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
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    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a component from a titanium-aluminum base alloy, which can be used as a component for turbocharger units of internal combustion engines.
  • exhaust gas turbochargers Through the use of exhaust gas turbochargers internal combustion engines can be made smaller while maintaining power.
  • an exhaust gas turbocharger formed from a turbine and a compressor the turbine runner is set in rotation with the energy of the exhaust gas flow.
  • a shaft transmits the torque to the compressor wheel, which compresses the air flowing into the combustion chamber and introduces into the engine.
  • the fuel in the engine is almost completely burned and harmful emissions are reduced.
  • the exhaust gases of a diesel engine reach temperatures up to about 850 ° C, while the exhaust gases of gasoline engines even temperatures of about 1050 ° C have.
  • the high temperatures of the exhaust gases lead to a large thermal load of the arranged in the exhaust stream components.
  • titanium-titanium intermetallic alloys also referred to as TiAl alloys or titanium aluminides, based on the ⁇ -TiAl phase with a low density and a high specific strength at high temperature.
  • Titanium aluminides are known from the state of the art as multiphase TiAl alloys whose complex structure consists of ⁇ -TiAl, ⁇ 2- ⁇ 3 ⁇ and a small proportion of ⁇ -TiAl phase. Through a specific combination of heat treatment and hot working, the mechanical properties of the alloys are optimized, which is mainly due to the smaller lamellar distance within the ⁇ 2 / ⁇ - ⁇ .
  • EP 2 386 663 A1 discloses a thermally tempered component and a method for producing the component from a TiAl-based alloy.
  • a thermally tempered component in order to achieve homogeneous mechanical properties, in particular a high ductility and creep resistance with high strength and high temperature of a material, in a first process step, the starting material is hot isostatically pressed.
  • the blank is subjected to rapid solid forming.
  • a fine grain formation takes place with the phases ⁇ , ⁇ , ci2 by annealing in the region of the eutectoid temperature of the alloy.
  • the component is subsequently annealed and / or stabilization annealed to adjust the microstructure and the mechanical material properties in a final step with dimensions close to the final dimensions.
  • the necessary step of hot isostatic pressing also referred to as HIP, serves to reduce or remove internal porosities.
  • the hot isostatic pressing, the annealing for fine grain formation and the subsequent annealing or the stabilizing annealing cause a great deal of time and are associated with increased costs.
  • DE 10 2007 051 499 A1 discloses a titanium-aluminum-base alloy material for a gas turbine component, a method for producing the gas turbine component and a gas turbine component.
  • the material has the phases ⁇ / B2-Ti, ⁇ 2- ⁇ 3 ⁇ and ⁇ -im in the range of room temperature with a proportion of ß / B2-Ti phase of not more than 5 vol .-% and in the eutectoid temperature the phases ß / B2-Ti, ⁇ 2 - ⁇ 3 ⁇ and ⁇ -TiAI with a proportion of ß / B2-Ti phase of at least 10 vol .-% on.
  • the method for producing the gas turbine component comprises the following steps: providing a semifinished product of an aforementioned material and forging or massive forming of the semifinished product at a forming temperature in the range between the reduced by 50 K eutectoid temperature and plus 100 K to the alpha transus temperature of the material.
  • the object of the present invention is to provide a method, which is improved over the prior art, for producing components from a TiAl-based alloy.
  • the component produced by the method should be made of a material having homogeneous mechanical properties, in particular a high creep resistance at high strength, especially in high-temperature applications.
  • the method should be less costly and less time consuming than the methods known in the art, the component with dimensions close to the final dimensions should be economically manufacturable.
  • the object is achieved by an inventive method for producing a component made of a titanium-aluminum base alloy, in particular as components for turbocharger units of internal combustion engines.
  • the method comprises the following steps: heating of cast feed material within the (a + ⁇ )
  • the feed is forged as a semi-finished as cast, with the feed material removed directly from the casting and processed in the forging process. Since no further processing steps or method steps, such as a heat treatment, are required between the cast state of the semifinished product and the process of heating, the process chain of the production of the component is greatly shortened in comparison to the prior art.
  • the rate of change of shape results from the change in the dimensions of the component per unit of time, that is from the ratio of the dimension of the component after each forming operation to the dimension of the component before the forming process per unit time or as average strain rate from the dimension of the forging blank after forging in proportion to measure the component before forging per time.
  • the speed of the forming tool corresponds to the tool speed, which is determined by the forming machine.
  • excess material is forced out of the forging. Subsequently, the burr formed from the excess material is removed, for example by punching. The component is deburred.
  • the flashless forging according to the invention saves in comparison to methods from the prior art, on the one hand, further process steps of the post-processing or the finishing of the forging blanks up to the end product.
  • components made of TiAl materials have strong embrittlement in the transition zone, which continue partially and uncontrollably in the forging.
  • the flashless training of forging blanket thus prevents the other hand, the disadvantage of the emergence of strong embrittlement.
  • the microstructure of the material of the component with the mechanical material properties is already set such that advantageously no further process step to change the microstructure is necessary.
  • uniform cooling is a process step or process to understand in which the forging blank after the process of forging without draft evenly cooled in the atmosphere.
  • the forging blank is exposed only to the air of the atmosphere, instead of being placed in a heated oven or the like.
  • compressed air can also be used for cooling.
  • the forged blank after cooling to room temperature by machining or by other methods, such as chemical removal processes, brought into its final form. It is advantageous that additional process steps between the cooling and the removal of the forging blank can be omitted in its final form.
  • the end product is preferably formed as a rotationally symmetrical component, wherein the ratio of height to largest outer diameter is advantageously in the range of 0.8 to 1, 1.
  • the height of the component preferably has values in the range of 50 mm to 55 mm.
  • the feedstock was cast, isostatically hot pressed and pre-formed.
  • the feed is thus in a cast, isostatically hot pressed and pre-formed state before being fed to the heating step.
  • the feed material powder metallurgy which after sintering is preferably present in rod form and subdivided for further processing in predetermined section lengths and thus shortened.
  • the feedstock advantageously has the following chemical composition in% by weight:
  • Tantalum (Ta) to 10.00
  • Manganese (Mn) up to 2.00
  • the process of forging takes place at a temperature between 1100 ° C and 1400 ° C, wherein the range of temperature between 1260 ° C and 1360 ° C is particularly preferred.
  • the heated feedstock is preferably shaped by means of drop forging to the forging blank.
  • the process of drop forging is advantageously carried out in one stage in a suitably executed die. This process can be done alternatively, but also in several stages.
  • the die has a temperature in the range of 140 ° C to 250 ° C.
  • the die is therefore only moderate heated, wherein the temperature of the die is significantly lower than the temperature usual in Isothermschmieden or hot die forging.
  • the tool or die is heated approximately to the temperature of the forging blank, so that at forging temperatures of about 1,300 ° C and the die has a temperature of about 1,300 ° C.
  • the high temperatures of the tools require the use of high-melting materials for the tools, which makes the process extremely uneconomical.
  • the heated feedstock during the process of drop forging with a force in the range of 140 t to 1,000 t is transformed.
  • the applied force is dependent on the forging geometry.
  • the advantageous embodiment of the invention enables the use of the component produced by the method according to the invention as a component for turbocharger units of internal combustion engines, wherein the component is rotationally symmetrical and has a ratio of height to largest outer diameter of 0.8 to 1, 1.
  • the desired mechanical material properties are set, so that no further heat treatment of the forging blank or of the finished component is more necessary, which leads to a significant saving of energy to be expended compared to methods of the prior art,
  • 1 is a graph of microstructure of titanium-aluminum base alloys depending on the temperature and the aluminum concentration
  • FIG. 2a shows a microstructure of a TiAI component after the forging process with a low rate of change of shape
  • FIG. 2b shows a microstructure of a merely cast and isostatically hot pressed TiAl component
  • FIG. 2c shows a microstructure of a TiAI component after the forging process with a high rate of deformation change
  • 4a, 4b embodiments of a forging component.
  • Fig. 1 is a diagram of a structural formation of titanium-aluminum base alloys depending on the temperature and the aluminum concentration is shown.
  • the feedstock is subjected to forming in the direct casting state.
  • the feedstock can be cast as a rod, which can be turned off after the desired external dimensions. After being cut to a predetermined length, the feed is reformed at a strain rate> 19 l / s.
  • the forging blank is further processed by forging process with a strain rate> 19 1 / s without additional process steps, such as heat treatments, by cutting or chemical processes to the final product.
  • the feed material also referred to as raw material or preform
  • it is preheated in the (a + ⁇ ) -phase field according to FIG.
  • the temperature is adjusted to achieve at least 5% vol. By volume of the beta phase in order to avoid uncontrolled grain coarsening during the preheat time.
  • the feedstock is heated to a temperature> 1.320 ° C.
  • an oxide-based protective layer which is conventionally used to protect the base material from being oxidized during the heating phase, or the like, is omitted since, on the one hand, a protective layer thus formed thermally insulates the base material during the cooling phase, so that the base body can be compared to Training without the protective layer cools much slower.
  • the oxide layer grows only very little by the time-very short process with few steps in comparison to known from the prior art method with about 800 pm and is negligible.
  • the heated to a temperature of about 1 .260 ° C to 1360 ° C feedstock, for example, by impact forming by drop forging is formed.
  • the rate of deformation is in the range of 19 1 / s to 50 1 / s.
  • the process step of drop forging takes place in a suitably executed die, which has a temperature in the range of 140 ° C to 250 ° C.
  • the process of forging takes place in one or more stages.
  • the forging geometry dependent forging force for forming is in the range of 140 1 to 1 000 t.
  • the forging blank is removed from the die and cooled uniformly and controlled in ambient air.
  • the cooling of the forging blank takes place according to FIG. 1 with a constant composition of the material and passes through different phases.
  • the forging blank After the forging blank has cooled to room temperature, it has a structure which is formed of lamellar a2 / y colonies at whose colony boundaries ⁇ -phase is present.
  • the proportion of ß-phase is well below 15 vol .-%.
  • FIGS. 2a and 2c show comparative microstructures of a TiAl component after the forging process.
  • FIG. 2 a shows the structure of a component forged at a low rate of deformation
  • FIG. 2 c discloses the structure of a component forged at a high rate of deformation.
  • the microstructure of Fig. 2a shows a low to no formed texture.
  • the microstructure from FIG. 2 c has a distinct texture.
  • the Occurrence of grain refining processes is not significant. Also, only an insignificantly small amount of globular ⁇ -phase occurs along the o / y colony boundaries.
  • the proportion of ⁇ -phase in the o ⁇ / y colonies as well as in the ⁇ -phase surrounding the colonies and the lamellar spacing in the ⁇ 2 / ⁇ - ⁇ are close to the thermodynamic equilibrium.
  • the microstructure is thermally stable in the component insert.
  • the proportion of globular ⁇ grains at the colony boundaries is not significant with 0 to a maximum of 3% by volume and thus has no negative influence on the creep resistance in high-temperature use.
  • the mechanical properties of the TiAl component produced by the process are determined by the expression and the lamellar spacing of the 02/7 colonies of less than 1 pm and the proportion of beta phase.
  • the value of the creep resistance of the forging blank is, for example, above the value of a cast / HIP starting material.
  • FIG. 2b shows the microstructure of a merely cast and isostatically hot pressed TiAl component.
  • FIG. 3 shows the influence of the microstructure on the static mechanical properties on the basis of the dependence of the yield strength R p o, 2 and the elongation on the temperature.
  • the microstructures correspond on the one hand to the structure after the forging process with a high rate of deformation rate according to FIG. 2c and the structure of the merely cast and isostatically hot pressed TiAl component according to FIG. 2b.
  • FIGS. 4a and 4b show alternative embodiments of the rotationally symmetrical forging component produced by the method according to the invention.
  • the TiAl components are designed as components for turbocharger units of internal combustion engines.
  • the component of Fig. 4a has a largest outer diameter of 48 mm and a height of 53 mm.
  • the component shown in Fig. 4b is formed with a largest diameter of about 66 mm and a height of about 55 mm.
  • the details of the numerical values are to be understood as examples.
  • the production can also be transferred to components with much larger dimensions.

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Titan-Aluminium-Basislegierung. Das Bauteil ist insbesondere als eine Komponente für Turboladereinheiten von Verbrennungsmotoren vorgesehen. Das Verfahren weist folgende Schritte auf: - Erwärmen von gegossenem Einsatzmaterial innerhalb des (α+β)- Phasenfeldes auf eine Temperatur, bei welcher die β-Phase mindestens 5 Vol.-% aufweist, - Schmieden des erwärmten Einsatzmaterials zum Schmiederohling durch Schlagumformung mit einer Formänderungsgeschwindigkeit von ≥ 19 1/s, wobei der Schmiederohling nach dem Schmieden gratlos ausgebildet ist, - Entnahme des Schmiederohlings aus dem Gesenk und kontrolliertes, gleichmäßiges Abkühlen, wobei der Schmiederohling nach der Abkühlung auf Raumtemperatur einen Anteil an β/B2-Ti-Phase von maximal 10 Vol.-% aufweist, sowie - Weiterverarbeitung des Schmiederohlings zum Endprodukt.

Description

Verfahren zur Herstellung von TiAI-Bauteilen
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Titan-Aluminium-Basislegierung, welches als Komponente für Turboladereinheiten von Verbrennungsmotoren einsetzbar ist.
Gattungsgemäße Hochtemperaturleichtbauwerkstoffe, welche bei einer geringen Dichte eine große spezifische Festigkeit aufweisen, finden insbesondere an Vorrichtungen zur Energieumwandlung zum Erreichen geforderter Effizienzsteigerungen verstärkte Anwendung. So werden zum Beispiel Titan-Aluminium-Basislegierungen aufgrund ihrer hohen spezifischen Festigkeit auch bei hohen Temperaturen und ihrer zusätzlichen sehr guten Korrosionsbeständigkeit bei der Herstellung von Komponenten von Gasturbinen, Flugzeugtriebwerken oder Turboladereinheiten moderner Verbrennungsmotoren in Kraftfahrzeugen eingesetzt.
Die stetig ansteigende Anzahl an Kraftfahrzeugen und die Verknappung der Energieressourcen erfordert die Verringerung schädlicher Emissionen, des Lärms sowie des Kraftstoffverbrauches der Kraftfahrzeuge. Die Entwicklung von effizient betreibbaren Abgasturboladern stellt dabei eine mögliche Lösung dar.
Durch den Einsatz von Abgasturboladern können Verbrennungsmotoren bei gleichbleibender Leistung kleiner dimensioniert werden. Bei einem aus einer Turbine und einem Verdichter ausgebildeten Abgasturbolader wird das Turbinenlaufrad mit der Energie des Abgasstroms in Rotation versetzt. Eine Welle überträgt das Drehmoment auf das Verdichterrad, welches die in den Verbrennungsraum einströmende Luft komprimiert und in den Motor einleitet. Infolge des durch den verdichteten Luftstrom erzeugten Sauerstoffüberschusses werden der Kraftstoff im Motor nahezu vollständig verbrannt und schädliche Emissionen verringert. Die Abgase eines Dieselmotors erreichen Temperaturen bis etwa 850 °C, während die Abgase von Ottomotoren sogar Temperaturen von etwa 1.050 °C aufweisen. Die hohen Temperaturen der Abgase führen zu einer großen thermischen Belastung der im Abgasstrom angeordneten Bauteile. Um die Anforderungen an die insbesondere im Abgasstrom rotierend ausgebildeten Bauteile, wie das Turbinenrad, zu erfüllen, werden die Entwicklung von Hochtemperatur- Leichtbauwerkstoffen sowie deren Herstellungs- und Verarbeitungstechnologien vorangetrieben. Ein großes Einsatzpotenzial weisen dabei intermetallische Titanaluminium-Legierungen, auch als TiAI-Legierungen oder Titanaluminide bezeichnet, auf Basis der γ-TiAI-Phase mit einer geringen Dichte und einer großen spezifischen Festigkeit bei hoher Temperatur auf.
Aus dem Stand der Technik sind Titanaluminide als mehrphasige TiAI- Legierungen, deren komplexer Aufbau aus γ-TiAI, α2-ΤΪ3ΑΙ und einem geringen Anteil an ßo-TiAl Phase besteht, bekannt. Durch gezielte Kombination von Wärmebehandlung und Warmumformung werden die mechanischen Eigenschaften der Legierungen optimiert, was vor allem auf den geringeren lamellaren Abstand innerhalb der α2/γ-ΚοΙοηίβη zurückzuführen ist.
In der EP 2 386 663 A1 werden ein thermisch vergütetes Bauteil sowie ein Verfahren zur Herstellung des Bauteils aus einer TiAI-Basislegierung offenbart. Um homogene mechanische Eigenschaften, insbesondere eine hohe Duktilität und Kriechbeständigkeit bei großer Festigkeit und hoher Temperatur eines Werkstoffs, zu erreichen, wird in einem ersten Verfahrensschritt das Vormaterial isostatisch heißgepresst. In einem zweiten Verfahrensschritt wird das Rohteil einer Schnell-Massivumformung unterworfen. In einem nachfolgenden dritten Schritt erfolgt eine Feinkornausbildung mit den Phasen γ, ß, ci2 durch Glühen im Bereich der eutektoiden Temperatur der Legierung. Das Bauteil wird zur Einstellung des Gefüges und der mechanischen Werkstoffeigenschaften in einem abschließenden Schritt mit endabmessungsnahen Dimensionen folgegeglüht und/oder stabilisierungsgeglüht. Der notwendige Schritt des isostatischen Heißpressens, auch als HIP bezeichnet, dient dem Vermindern oder Entfernen innerer Porositäten. Das isostatische Heißpressen, das Glühen zur Feinkornausbildung sowie das Folgeglühen beziehungsweise das Stabilisierungsglühen verursachen einen großen Zeitaufwand und sind mit erhöhten Kosten verbunden.
Aus der DE 10 2007 051 499 A1 gehen ein Titan-Aluminium-Basis- Legierungswerkstoff für ein Gasturbinenbauteil, ein Verfahren zur Herstellung des Gasturbinenbauteils sowie ein Gasturbinenbauteil hervor. Der Werkstoff weist im Bereich der Raumtemperatur die Phasen ß/B2-Ti, α2-ΤΪ3ΑΙ und γ-ΤΐΑΙ mit einem Anteil der ß/B2-Ti-Phase von maximal 5 Vol.-% sowie im Bereich der eutektoiden Temperatur die Phasen ß/B2-Ti, α2-Τΐ3ΑΙ und γ-TiAI mit einem Anteil der ß/B2-Ti -Phase von minimal 10 Vol.-% auf.
Das Verfahren zur Herstellung des Gasturbinenbauteils umfasst folgende Schritte: Bereitstellen eines Halbzeugs aus einem vorgenannten Werkstoff sowie Schmieden beziehungsweise Massivumformung des Halbzeugs bei einer Umformtemperatur im Bereich zwischen der um 50 K verminderten eutektoiden Temperatur und zuzüglich 100 K zur Alpha-Transus-Temperatur des Werkstoffs.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein gegenüber dem Stand der Technik verbessertes Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus einer TiAI- Basislegierung zur Verfügung zu stellen. Das mit dem Verfahren hergestellte Bauteil soll aus einem Werkstoff mit homogenen mechanischen Eigenschaften, insbesondere einer hohen Kriechbeständigkeit bei hoher Festigkeit, speziell bei Hochtemperaturanwendungen, ausgebildet sein. Das Verfahren soll weniger kostenintensiv und weniger zeitaufwändig als die im Stand der Technik bekannten Verfahren sein, wobei das Bauteil mit endabmessungsnahen Dimensionen wirtschaftlich fertigbar sein soll. Die Aufgabe wird durch ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Titan-Aluminium-Basislegierung, insbesondere als Komponenten für Turboladereinheiten von Verbrennungsmotoren, gelöst.
Nach der Konzeption der Erfindung weist das Verfahren folgende Schritte auf: - Erwärmen von gegossenem Einsatzmaterial innerhalb des (a+ß)-
Phasenfeldes auf eine Temperatur, bei welcher die ß-Phase mindestens 5
Vol.-% aufweist,
- Schmieden des erwärmten Einsatzmaterials zum Schmiederohling durch Schlagumformung mit einer Formänderungsgeschwindigkeit von mindestens 19 1/s, wobei der Schmiederohling nach dem Schmieden gratlos ausgebildet ist,
- Entnahme des Schmiederohlings aus dem Gesenk und kontrolliertes, gleichmäßiges Abkühlen, wobei der Schmiederohling nach der Abkühlung auf Raumtemperatur einen Anteil an ß/B2-Ti-Phase von maximal 10 Vol. % aufweist, sowie
- Weiterverarbeitung des Schmiederohlings zum Endprodukt.
Das Einsatzmaterial wird als Halbzeug im gegossenen Zustand geschmiedet, wobei das Einsatzmaterial direkt aus dem Guss entnommen und im Schmiedevorgang weiterverarbeitet wird. Da zwischen dem gegossenen Zustand des Halbzeuges und dem Vorgang der Erwärmung keine weiteren Verarbeitungsschritte oder Verfahrensschritte, wie eine Wärmebehandlung, erforderlich sind, wird die Prozesskette der Herstellung des Bauteils im Vergleich zum Stand der Technik stark verkürzt.
Infolge der gezielten Vorwärmung im (a + ß)-Phasenfeld wird eine unkontrollierte Kornvergröberung innerhalb des Einsatzmaterials während der Vorwärmzeit vermieden, zudem wird für die anschließende Umformung ein hoher Volumenanteil an ungeordneter, duktiler ß-Phase eingestellt. Der hohe Volumenanteil an ungeordneter, duktiler ß-Phase gewährleistet eine gute Verformbarkeit. Bei der Schlagumformung mit einer Formänderungsgeschwindigkeit von 2» 19 1/s wird das erwärmte Einsatzmaterial mit einer sehr hohen Geschwindigkeit umgeformt. Das Einsatzmaterial wird dabei bevorzugt mit einer Stößelgeschwindigkeit von > 1 ,4 m/s geschmiedet.
Die Formänderungsgeschwindigkeit ergibt sich aus der Änderung der Abmessungen des Bauteils pro Zeiteinheit, das heißt aus dem Verhältnis der Abmessung des Bauteils nach dem jeweiligen Umformvorgang zur Abmessung des Bauteils vor dem Umformvorgang pro Zeiteinheit beziehungsweise als mittlere Formänderungsgeschwindigkeit aus der Abmessung des Schmiederohlings nach dem Schmieden im Verhältnis zur Abmessung des Bauteils vor dem Schmieden pro Zeit.
Zur Bestimmung der Formänderungsgeschwindigkeit wird der sogenannte Umformgrad als natürlicher Logarithmus des Formänderungsverhältnisses cp = ln (h-i/h2) herangezogen, wobei unter hi die Abmessung nach der Umformung und unter h2 die Abmessung vor der Umformung zu verstehen sind. Da die Formänderung des Bauteils nicht nur in einer Richtung erfolgt, wird für die Berechnung des Formänderungsverhältnisses die größte der Formänderungen berücksichtigt.
Die als I . Ableitung der Formänderung nach der Zeit definierte Formänderungsgeschwindigkeit ist dabei von der Geschwindigkeit des umformenden Werkzeuges, auch als Stößelgeschwindigkeit bezeichnet, beziehungsweise der die Umformung bewirkenden Umformkraft abhängig, welche wiederum durch die Umformmaschine gegeben ist: φ'= 1/h dh/dt = v/h, wobei h die momentane Abmessung beziehungsweise Höhe des umzuformenden Bauteils darstellt.
Bei Umformmaschinen mit einem sich bewegenden Werkzeug, welches direkt auf das umzuformende Bauteil einwirkt, entspricht die Geschwindigkeit des umformenden Werkzeuges der Werkzeuggeschwindigkeit, welche durch die Umformmaschine bestimmt wird. Bei herkömmlichen mit Grat geschmiedeten Bauteilen wird überschüssiges Material aus der Schmiedeform gepresst. Anschließend wird der aus dem überschüssigen Material gebildete Grat, beispielsweise durch Stanzen, entfernt. Das Bauteil wird entgratet.
Das erfindungsgemäße gratlose Schmieden erspart im Vergleich zu Verfahren aus dem Stand der Technik zum einen weitere Verfahrensschritte der Nachbearbeitung oder der Endbearbeitung des Schmiederohlings bis hin zum Endprodukt. Infolge des mit sehr geringer Wandstärke ausgebildeten Übergangs vom eigentlichen Schmiedebauteil zum Grat weisen Bauteile aus TiAI-Werkstoffen starke Versprödungen in der Übergangszone auf, welche sich teilweise und unkontrolliert im Schmiedebauteil fortsetzen. Die gratlose Ausbildung des Schmiederohlings verhindert somit zum anderen den Nachteil der Entstehung starker Versprödungen. Im Anschluss an den kontrollierten, gleichmäßigen Vorgang der Abkühlung des Schmiederohlings auf Raumtemperatur ist das Gefüge des Werkstoffs des Bauteils mit den mechanischen Werkstoffeigenschaften bereits derart eingestellt, dass vorteilhaft kein weiterer Verfahrensschritt zur Veränderung des Gefüges notwendig ist. Unter einer kontrollierten, gleichmäßigen Abkühlung ist ein Verfahrensschritt oder Vorgang zu verstehen, bei welchem der Schmiederohling nach dem Vorgang des Schmiedens ohne Zugluft gleichmäßig bevorzugt an der Atmosphäre abgekühlt wird. Zum Abkühlen wird der Schmiederohling lediglich der Luft der Atmosphäre ausgesetzt, anstelle in einen beheizten Ofen oder ähnliches verbracht zu werden. Je nach Größe der Bauteile kann zum Abkühlen auch Druckluft verwendet werden.
Nach der Schlagumformung des erwärmten Einsatzmaterials mit einer Formänderungsgeschwindigkeit von mindestens 19 1/s und dem Abkühlen des Schmiederohlings auf Raumtemperatur, bevorzugt an Luft, weist dieser ein Gefüge auf, welches aus lamellaren o^/y-Kolonien ausgebildet ist, an deren Koloniegrenzen ß-Phase vorliegt. Der Anteil an ß-Phase liegt dabei deutlich unter 15 Vol.-%. Das Auftreten von kornfeinenden Rekristallisationsprozessen ist nicht signifikant. Ebenfalls tritt nur ein insignifikant kleiner Anteil an globularer γ-Phase entlang der a2/y-Koloniegrenzen auf.
Diese vorteilhaften Eigenschaften des Gefüges des erfindungsgemäß hergestellten, abgekühlten Bauteils werden überraschenderweise erst bei einer Umformung mit einer Formänderungsgeschwindigkeit von s19 1/s erreicht.
Nach einer bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung wird der Schmiederohling nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur durch spanabhebende oder mittels anderer Verfahren, wie chemische Abtragungsverfahren, in seine Endform gebracht. Von Vorteil ist, dass zusätzliche Verfahrensschritte zwischen der Abkühlung und dem Verbringen des Schmiederohlings in seine Endform entfallen können. Das Endprodukt ist bevorzugt als ein rotationssymmetrisches Bauteil ausgebildet, wobei das Verhältnis von Höhe zu größtem Außendurchmesser vorteilhaft im Bereich von 0,8 bis 1 ,1 liegt. Die Höhe des Bauteils weist bevorzugt Werte im Bereich von 50 mm bis 55 mm auf. Nach einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung liegt das Einsatzmaterial vor dem Verfahrensschritt des Erwärmens im isostatisch heißgepressten Zustand vor. Das Einsatzmaterial wurde folglich gegossen und anschließend isostatisch heißgepresst. Nach einer Weiterbildung der Erfindung wurde das Einsatzmaterial gegossen, isostatisch heißgepresst sowie vorverformt. Das Einsatzmaterial liegt folglich in einem gegossenen, isostatisch heißgepressten und vorverformten Zustand vor, bevor es dem Verfahrensschritt der Erwärmung zugeführt wird. Nach einer bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung wird als Einsatzmaterial pulvermetallurgisches Vormaterial verwendet, welches nach dem Sintern bevorzugt in Stangenform vorliegt und zur Weiterverarbeitung in vorbestimmte Abschnittslängen unterteilt und damit gekürzt wird.
Das Einsatzmaterial weist vorteilhaft folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% auf:
Aluminium (AI) 26,00 bis 33,00
Niob (Nb) 2,00 bis 12,00
Tantal (Ta) bis 10,00
Molybdän (Mo) 1 ,00 bis 8,00
Eisen (Fe) bis 4,00
Chrom (Cr) bis 4,00
Vanadium (V) bis 3,00
Mangan (Mn) bis 2,00
Bor (B) 0,02 bis 0,05
Silicium (Si) bis ..1 ,00
Zirconium (Zr) bis 1 ,00
Kohlenstoff (C) bis ..0,50
Nach einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung erfolgt der Vorgang des Schmiedens bei einer Temperatur zwischen 1.100 °C und 1.400 °C, wobei der Bereich der Temperatur zwischen 1.260 °C und 1.360 °C besonders bevorzugt wird .
Während des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das erwärmte Einsatzmaterial bevorzugt mittels Gesenkschmieden zum Schmiederohling umgeformt. Der Vorgang des Gesenkschmiedens erfolgt vorteilhaft einstufig in einem entsprechend ausgeführten Gesenk. Dieser Vorgang kann alternativ, aber auch mehrstufig erfolgen.
Besonders vorteilhaft ist es, dass das Gesenk dabei eine Temperatur im Bereich von 140 °C bis 250 °C aufweist. Das Gesenk ist folglich nur mäßig erwärmt, wobei die Temperatur des Gesenkes deutlich geringer ist als die beim Isothermschmieden beziehungsweise Hot-Die-Schmieden übliche Temperatur. Beim Isothermschmieden wird das Werkzeug beziehungsweise Gesenk annähernd auf die Temperatur des Schmiederohlings aufgeheizt, sodass bei Schmiedetemperaturen von etwa 1.300 °C auch das Gesenk eine Temperatur von etwa 1.300 °C aufweist. Die hohen Temperaturen der Werkzeuge erfordern jedoch den Einsatz hochschmelzender Werkstoffe für die Werkzeuge, was das Verfahren äußerst unwirtschaftlich macht. Nach einer Weiterbildung der Erfindung wird das erwärmte Einsatzmaterial beim Vorgang des Gesenkschmiedens mit einer Kraft im Bereich von 140 t bis 1.000 t umgeformt. Die aufzubringende Kraft ist dabei von der Schmiedegeometrie abhängig. Die vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung ermöglicht die Verwendung des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Bauteils als Komponente für Turboladereinheiten von Verbrennungsmotoren, wobei das Bauteil rotationssymmetrisch ausgebildet ist und ein Verhältnis von Höhe zu größtem Außendurchmesser von 0,8 bis 1 ,1 aufweist.
Das erfindungsgemäße Verfahren weist zusammenfassend folgende Vorteile auf:
- nach dem Schmiedeverfahren sind die angestrebten mechanischen Werkstoffeigenschaften eingestellt, sodass keine weitere Wärmebehandlung des Schmiederohlings oder des fertigen Bauteils mehr notwendig ist, was im Vergleich zu Verfahren aus dem Stand der Technik zu einer deutlichen Einsparung von aufzuwendender Energie führt,
- der sehr kurze und kompakte Prozess zur Einstellung der mechanischen Werkstoffeigenschaften weist nur eine geringe Anzahl an Verfahrensschritten auf, was zu deutlich geringeren Anfälligkeiten in Bezug auf Schwankungen innerhalb des Prozesses im Vergleich zum Stand der Technik führt,
- die sehr kurze Prozesskette ist zudem kostengünstig und wenig anfällig in Bezug auf Prozessstörungen.
Weitere Einzelheiten, Merkmale und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung mit Bezugnahme auf die zugehörigen Zeichnungen. Es zeigen:
Fig. 1 : Schaubild einer Gefügeausbildung von Titan-Aluminium- Basislegierungen abhängig von der Temperatur und der Aluminiumkonzentration,
Fig. 2a: Gefügestruktur eines TiAI-Bauteils nach dem Schmiedevorgang mit einer geringen Formänderungsgeschwindigkeit,
Fig. 2b: Gefügestruktur eines lediglich gegossenen und isostatisch heißgepressten TiAI-Bauteils,
Fig. 2c: Gefügestruktur eines TiAI-Bauteils nach dem Schmiedevorgang mit einer hohen Formänderungsgeschwindigkeit,
Fig. 3: Einfluss der Gefügestruktur auf die statischen mechanischen
Eigenschaften anhand der Abhängigkeit der Streckgrenze RPo,2 sowie der Dehnung von der Temperatur und
Fig. 4a, 4b: Ausführungsformen eines Schmiedebauteils.
In Fig. 1 ist ein Schaubild einer Gefügeausbildung von Titan-Aluminium- Basislegierungen abhängig von der Temperatur und der Aluminiumkonzentration dargestellt.
Um homogene, mechanische Eigenschaften, insbesondere hohe Kriechbeständigkeit bei hoher Festigkeit eines Werkstoffs, speziell bei Hochtemperaturanwendungen, zu erreichen, wird das Einsatzmaterial im direkten Gusszustand einer Umformung unterworfen. Das Einsatzmaterial kann dabei als Stange gegossen werden, welche im Anschluss auf das gewünschte Außenmaß abgedreht werden kann. Nach dem Ablängen auf eine vorbestimmte Länge wird das Einsatzmaterial mit einer Formänderungsgeschwindigkeit > 19 1/s umgeformt.
Nach einem kontrollierten Vorgang der Abkühlung ist das Gefüge des Werkstoffs mit den gewünschten mechanischen Werkstoffeigenschaften eingestellt. Der Schmiederohling wird nach dem Schmiedeverfahren mit einer Formänderungsgeschwindigkeit > 19 1/s ohne zusätzliche Verfahrensschritte, wie Wärmebehandlungen, durch spanabhebende oder chemische Verfahren zum Endprodukt weiterverarbeitet.
Bevor das Einsatzmaterial, auch als Rohmaterial oder Preform bezeichnet, geschmiedet beziehungsweise der Schlagumformung zugeführt wird, wird es im (a+ß)-Phasenfeld gemäß Fig. 1 vorgewärmt. Während des Vorgangs des Vorwärmens wird die Temperatur derart eingestellt, dass ein Volumenanteil der ß-Phase von mindestens 5 Vol.-% erreicht wird, um während der Vorwärmzeit unkontrollierte Kornvergröberung zu vermeiden. Das Einsatzmaterial wird dabei auf eine Temperatur > 1.320 °C erwärmt. Auf die Verwendung einer Schutzschicht auf Oxidbasis, welche herkömmlich zum Schutz des Grundmaterials vor einer Aufoxidierung während der Erwärmungsphase verwendet wird, oder Ähnlichem wird verzichtet, da zum einen eine derart ausgebildete Schutzschicht zudem das Grundmaterial während der Abkühlungsphase thermisch isoliert, sodass der Grundkörper im Vergleich zur Ausbildung ohne die Schutzschicht deutlich langsamer abkühlt. Zur optimalen Einstellung der Gefügeeigenschaften bedarf es jedoch einer vorgegebenen Abkühlungsrate bei vorhandenen Umgebungsbedingungen. Zum anderen wächst die Oxidschicht durch das zeitlich sehr kurze Verfahren mit wenigen Schritten im Vergleich zu aus dem Stand der Technik bekannten Verfahren mit etwa 800 pm nur sehr wenig an und ist zu vernachlässigen. Anschließend wird das auf eine Temperatur von etwa 1 .260 °C bis 1.360 °C erwärmte Einsatzmaterial zum Beispiel durch Schlagumformung mittels Gesenkschmieden umgeformt. Die Formänderungsgeschwindigkeit liegt dabei im Bereich von 19 1/s bis 50 1/s. Der Verfahrensschritt des Gesenkschmiedens erfolgt in ein entsprechend ausgeführtes Gesenk, welches eine Temperatur im Bereich von 140 °C bis 250 °C aufweist. Je nach Größe und Geometrie des umzuformenden Bauteils erfolgt der Vorgang des Schmiedens einstufig oder mehrstufig. Die von der Schmiedegeometrie abhängige Schmiedekraft zur Umformung liegt dabei im Bereich von 140 1 bis 1 .000 t.
Nach Beendigung des Schmiedevorgangs wird der Schmiederohling dem Gesenk entnommen und an Umgebungsluft gleichmäßig und kontrolliert abgekühlt. Das Abkühlen des Schmiederohlings erfolgt gemäß Fig. 1 bei einer konstanten Zusammensetzung des Werkstoffs und durchläuft verschiedene Phasen.
Nach der Abkühlung des Schmiederohlings auf Raumtemperatur weist dieser ein Gefüge auf, welches aus lamellaren a2/y-Kolonien ausgebildet ist, an deren Koloniegrenzen ß-Phase vorliegt. Der Anteil an ß-Phase beträgt dabei deutlich unter 15 Vol.-%.
Die Fig. 2a und die Fig. 2c zeigen vergleichend Gefügestrukturen eines TiAI- Bauteils nach dem Schmiedevorgang. Aus Fig. 2a geht dabei die Struktur eines mit einer geringen Formänderungsgeschwindigkeit geschmiedeten Bauteils hervor, während Fig. 2c die Struktur eines mit einer hohen Formänderungsgeschwindigkeit geschmiedeten Bauteils offenbart. Die Gefügestruktur aus Fig. 2a zeigt eine geringe bis keine ausgebildete Textur. Die Gefügestruktur aus Fig. 2c weist dagegen eine deutlich ausgeprägte Textur auf. Insbesondere in Bereichen höherer Umformgrade des Schmiederohlings ist der Einfluss der Formänderungsgeschwindigkeit gemäß Fig. 2c ersichtlich. Das Auftreten von kornfeinenden Rekristallisationsprozessen ist nicht signifikant. Ebenfalls tritt nur ein insignifikant kleiner Anteil an globularer γ-Phase entlang der o^/y-Koloniegrenzen auf.
Der Anteil an γ-Phase in den o^/y-Kolonien sowie in der die Kolonien umgebenden ß-Phase und der Lamellenabstand in den α2/γ-ΚοΙοηϊβη sind nahe am thermodynamischen Gleichgewicht. Das Gefüge ist im Bauteileinsatz thermisch stabil. Der Anteil an globularen γ-Körnern an den Koloniegrenzen ist mit 0 bis maximal 3 Vol.-% nicht signifikant und hat somit keinen negativen Einfluss auf die Kriechfestigkeit im Hochtemperatureinsatz.
Die mechanischen Eigenschaften des nach dem Verfahren hergestellten TiAI- Bauteils werden durch die Ausprägung und den Lamellenabstand der 02/7- Kolonien mit weniger als 1 pm sowie den Anteil an ß-Phase bestimmt. Der Wert der Kriechfestigkeit des Schmiederohlings liegt dabei beispielsweise über dem Wert eines Guss/HIP-Ausgangsmaterials.
Aus dem Vergleich von Fig. 2b und Fig. 2c wird die durch den Schmiedevorgang gezielt veränderte Gefügestruktur des TiAI-Bauteils sichtbar. Während aus der Fig. 2c, wie bereits erwähnt, die Gefügestruktur nach dem Schmiedevorgang mit einer hohen Formänderungsgeschwindigkeit hervorgeht, zeigt Fig. 2b die Gefügestruktur eines lediglich gegossenen und isostatisch heißgepressten TiAI-Bauteils.
In Fig. 3 ist der Einfluss der Gefügestruktur auf die statischen mechanischen Eigenschaften anhand der Abhängigkeit der Streckgrenze Rpo,2 sowie der Dehnung von der Temperatur dargestellt. Die Gefügestrukturen entsprechen dabei zum einen der Struktur nach dem Schmiedevorgang mit einer hohen Formänderungsgeschwindigkeit gemäß Fig. 2c sowie der Struktur des lediglich gegossenen und isostatisch heißgepressten TiAI-Bauteils gemäß Fig. 2b.
Aus Fig. 3 wird deutlich, dass das mit einer hohen Formänderungsgeschwindigkeit geschmiedete Bauteil eine wesentlich höhere Streckgrenze Rpo,2 aufweist als das gegossene, isostatisch heißgepresste und ungeschmiedete Bauteil, was anhand der oberen durchgezogenen Linie und der darunter angeordneten gestrichelten Linie erkennbar ist.
Zudem wird aus Fig. 3 der signifikante Unterschied der Abhängigkeit der Dehnung der unterschiedliche Strukturen aufweisenden Bauteile von der Temperatur deutlich. Während die Unterschiede der Dehnung bis zu einer Temperatur von etwa 700 °C noch gering sind, steigen diese bei Temperaturen oberhalb von 700 °C sehr stark an. Der Unterschied der Dehnung bei verschiedenen Gefügestrukturen nimmt mit zunehmender Temperatur stark zu, wobei die Dehnung beim geschmiedeten Bauteil stets geringer ist als beim ungeschmiedeten Bauteil.
Die Fig. 4a und 4b zeigen alternative Ausführungsformen des mit dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten rotationssymmetrischen Schmiedebauteils.
Die TiAI-Bauteile sind als Komponenten für Turboladereinheiten von Verbrennungsmotoren ausgebildet. Das Bauteil aus Fig. 4a weist einen größten Außendurchmesser von 48 mm und eine Höhe von 53 mm auf. Die in Fig. 4b gezeigte Komponente ist mit einem größten Durchmesser von etwa 66 mm und einer Höhe von etwa 55 mm ausgebildet. Die Angaben der Zahlenwerte sind als Beispiele zu verstehen. Die Herstellung kann ebenso auf Bauteile mit wesentlich größeren Abmessungen übertragen werden.

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Titan-Aluminium- Basislegierung, insbesondere als Komponenten für Turboladereinheiten von Verbrennungsmotoren, aufweisend folgende Schritte:
- Erwärmen von gegossenem Einsatzmaterial innerhalb des (a+ß)- Phasenfeldes auf eine Temperatur, bei welcher die ß-Phase mindestens 5 Vol.-% aufweist,
- Schmieden des erwärmten Einsatzmaterials zum Schmiederohling durch Schlagumformung mit einer Formänderungsgeschwindigkeit von mindestens 19 1/s, wobei der Schmiederohling nach dem Schmieden gratlos ausgebildet ist,
- Entnahme des Schmiederohlings aus dem Gesenk und kontrolliertes, gleichmäßiges Abkühlen, wobei der Schmiederohling nach der Abkühlung auf Raumtemperatur einen Anteil an ß/B2-Ti-Phase von maximal 10 Vol.-% aufweist, sowie
- Weiterverarbeitung des Schmiederohlings zum Endprodukt.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das Endprodukt ein rotationssymmetrisches Bauteil ist.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass das rotationssymmetrische Bauteil ein Verhältnis von Höhe zu größtem Außendurchmesser von 0,8 bis 1 ,1 aufweist.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Einsatzmaterial im isostatisch heißgepressten Zustand vorliegt.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das
Einsatzmaterial im vorverformten Zustand vorliegt.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das als Einsatzmaterial pulvermetallurgisches Vormaterial verwendet wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Einsatzmaterial folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% aufweist:
Aluminium (AI) 26,00 bis 33,00
Niob (Nb) 2,00 bis 12,00
Tantal (Ta) bis 10,00
Molybdän (Mo) 1 ,00 bis 8,00
Eisen (Fe) bis 4,00
Chrom (Cr) bis 4,00
Vanadium (V) bis 3,00
Mangan (Mn) bis 2,00
Bor (B) 0,02 bis 0,05
Silicium (Si) bis ..1 ,00
Zirconium (Zr) bis 1 ,00
Kohlenstoff (C) bis ..0,50
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das erwärmte Einsatzmaterial mittels Gesenkschmieden zum Schmiederohling umgeformt wird.
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Gesenk eine Temperatur im Bereich von 140 °C bis 250 °C aufweist.
10. Verwendung eines nach einem Verfahren der Ansprüche 1 bis 9 hergestellten Bauteils als Komponente für Turboladereinheiten von Verbrennungsmotoren, wobei das Bauteil rotationssymmetrisch ausgebildet ist und ein Verhältnis von Höhe zu größtem Außendurchmesser von 0,8 bis 1 ,1 aufweist.
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