WO2006056248A1 - Legierung auf der basis von titanaluminiden - Google Patents

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WO2006056248A1
WO2006056248A1 PCT/EP2005/009402 EP2005009402W WO2006056248A1 WO 2006056248 A1 WO2006056248 A1 WO 2006056248A1 EP 2005009402 W EP2005009402 W EP 2005009402W WO 2006056248 A1 WO2006056248 A1 WO 2006056248A1
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WO
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alloy
phase
titanium aluminide
microstructure
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PCT/EP2005/009402
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Michael Oehring
Jonathan Paul
Uwe Lorenz
Fritz Appel
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Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh
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Priority to US13/536,281 priority patent/US20120263623A1/en

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/002—Castings of light metals
    • B22D21/005—Castings of light metals with high melting point, e.g. Be 1280 degrees C, Ti 1725 degrees C

Definitions

  • the invention relates to alloys based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgy techniques and having an alloy composition of Ti - Al - y Nb with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 47 atom%, in particular
  • Titanium aluminide alloys have properties suitable for a
  • alloys which are based on an intermetallic phase ⁇ - (TiAl) with a tetragonal structure and, in addition to the majority phase ⁇ - (TiAl), also minority fractions of the intermetallic phase ⁇ 2 (Ti 3 Al) with hexagonal are of particular interest Structure included.
  • This ⁇ - Titanium aluminide alloys are characterized by properties such as low density (3.85 to 4.2 g / cm 3), high elastic modulus, high strength and creep resistance up to 700 0 C, which they fabric as Werk ⁇ for moving components at elevated Make application temperatures attractive. Examples include turbine blades in aircraft engines and in stationary gas turbines, valves in engines and hot gas fans.
  • Element boron a grain refinement can be achieved both in the cast state and after forming with subsequent heat treatment in the ⁇ -area.
  • An increased proportion of ⁇ -phase in the microstructure due to low aluminum contents and high concentrations of ⁇ -stabilizing elements can lead to coarse dispersion of this phase and cause a deterioration of the mechanical properties.
  • ⁇ - Titanaluminid alloys are due to their deformation and fracture behavior, but also because of the microstructural anisotropy of the preferred set lamellar Structure or duplex structure strongly anisotropic.
  • different powder metallurgy and forming methods and combinations of these production methods are used.
  • compositions may have outstanding combinations of properties.
  • EP 1 015 605 B1 discloses a titanium aluminide alloy which has a structurally and chemically homogeneous structure. Here are the majority phases ⁇ (TiAI) and ⁇ 2 (Ti ß AI) finely dispersed.
  • the disclosed titanium aluminide alloy with an aluminum content of 45 atom% is characterized by exceptionally good mechanical properties and high temperature properties.
  • plastic fractions of> 1% are often sufficient for the applications mentioned in the introduction, manufacturers of turbines and engines require that this minimum level of ductility in industrial production be met by large amounts The lottery is guaranteed
  • Ductility is sensitively dependent on the microstructure, it is extremely difficult in the industrial manufacturing process to ensure the most homogeneous microstructure possible.
  • the maximum tolerable defect size e.g. the maximum grain or lamellar colony size, particularly small, so that a very high structural homogeneity is desirable for such alloys.
  • the inevitable variations in the alloy composition of e.g. ⁇ 0.5 atom% in the AI content are difficult to achieve.
  • duplex microstructures are considered for high temperature applications.
  • the latter are formed on cooling from the single-phase region of the ⁇ -mixed crystal, in that plates of the ⁇ -phase precipitate crystallographically oriented from the ⁇ -mixed crystal.
  • duplex microstructures consist of lamellar colonies and ⁇ grains and are formed when the material is annealed in the two-phase region ⁇ + ⁇ .
  • the ⁇ grains which are present there are converted back into two-phase lamellar colonies on cooling.
  • Coarse microstructure constituents are formed in ⁇ -titanium aluminide alloys mainly by forming large ⁇ grains as they pass through the ⁇ region. This can already happen during solidification, when large columnar crystals of the ⁇ -phase emerge from the
  • the present invention seeks to provide a titanium aluminide alloy with a fine and homogeneous Gefömgemorphologie, occurring in industrial practice variations of the
  • Alloy composition and unavoidable Temperatur ⁇ fluctuations in the manufacturing process hardly or not nen ⁇ to significantly affect the homogeneity of the alloy, in particular without fundamental changes in the manufacturing process. Furthermore, the object is to provide a component with a homogeneous alloy.
  • This object is achieved by means of an alloy based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgical techniques with an alloy composition of Ti - Al - y Nb with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 47 atom%, in ⁇ particular with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 45.5 atom%, and 5 atom% ⁇ y ⁇ 10 atom%, which is further developed by the fact that this molybdenum (Mo) in the range between 0.1 atom% to 3, 0 atom%, contains.
  • the rest of the alloy is Ti (titanium).
  • an alloy which can be used as a lightweight material for high temperature applications, e.g. Turbinen ⁇ blade or engine and turbine components, is suitable.
  • the alloy according to the invention is produced using casting metallurgical, melt metallurgical or powder metallurgical processes or using these processes in combination with forming techniques.
  • an alloy according to the invention has a composition of Ti-z Al-y Nb-x B with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 47 atom%, in particular with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 45.5 atom%,
  • high-strength ⁇ -titanium aluminide alloys having a fine dispersion of the ⁇ -phase are used for a wide range
  • the desired microstructure stability and process reliability is achieved by avoiding the occurrence of single-phase regions over the entire temperature range passed through in the production processes and during use by the targeted incorporation of the cubic-body-centered ⁇ -phase.
  • the beta-phase occurs in all technical Titana- luminid alloys as the high-temperature phase at temperatures> 1350 0 C.
  • Elements must be tuned very precisely to the Al content.
  • undesired interactions occur which lead to high proportions of the ⁇ phase and to a coarse dispersion of this phase.
  • Such a constitution is extremely disadvantageous for the mechanical properties.
  • the properties of the ⁇ -phase also depend on the respective alloying elements and their composition.
  • the constitution must be chosen so that an excretion of the brittle ⁇ -phase from the ⁇ -phase is largely avoided. Because of these relationships, a alloying composition is provided with which a composition and dispersion of the ⁇ -phase which is optimum for the mechanical properties can be realized for a wide range of process temperatures. At the same time, the best possible strength properties are achieved.
  • the alloy also contains boron, preferably with a boron content in the alloy in the range of 0.05 atom% to 0.8 atom%.
  • boron advantageously leads to the formation of stable precipitates which contribute to the mechanical hardening of the alloy according to the invention and stabilization of the microstructure of the alloy.
  • the alloy contains carbon, preferably with a carbon content in the
  • Fig. 2a to 2c each have a recording of a structure in one
  • FIGS. 3a and 3b each show a picture of a microstructure in an alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo (atom%) according to the invention by various method steps and FIGS. 3a and 3b
  • FIG. 1 shows two photographs of a microstructure in a cast block of the alloy Ti - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C (atom%).
  • the recordings as well as all further recordings in the following figures were recorded by means of backscattered electrons in a scanning electron microscope.
  • the microstructure (FIG. 1) shows lamellar colonies of the ⁇ 2 and ⁇ phases, which originated from former ⁇ -lamellae.
  • the former ⁇ -lamellae are separated by strips of light-imaging grains of the ⁇ or B2 phase.
  • the ⁇ -lamellae initially formed in the ⁇ - ⁇ -conversion decompose on further cooling in ⁇ 2 - and ⁇ -lamellae.
  • FIGS. 2 a to 2 c show further photographs of the structure of the alloy T - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C after various process steps in the scanning electron micrographs.
  • Fig. 2a shows the structure after extrusion at 1230 0 C. Die
  • Extrusion direction is horizontal.
  • the microstructure shows grains of the oc 2 and ⁇ phases, with the cubic body-centered ⁇ phase disappearing.
  • Fig. 2b shows the structure of the alloy after extrusion at 1230 0 C and another forging step at 1 100 0 C.
  • the structure shows grains of the ci2 and ⁇ phase and a few ⁇ 2 / ⁇ lamellar colonies.
  • Fig. 2c the structure of the alloy after extrusion at 1230 ° C and a subsequent heat treatment at 1330 0 C is shown.
  • the microstructure also shows grains of the a ⁇ and ⁇ phases.
  • the picture shows a fully lamellar microstructure with lamellae of ⁇ 2 and ⁇ phase.
  • the lamellar colony size is approximately 200 ⁇ m, which also includes colonies that are significantly larger than 200 ⁇ m.
  • FIG. 2a the cubic body-centered phase no longer occurs even in the structures shown in FIGS. 2b and 2c.
  • the ⁇ -phase in this temperature range is thermodynamically unstable with a heat treatment after extrusion.
  • FIGS. 3a and 3b Structures of an alloy according to the invention in two scanning electron micrographs are shown in FIGS. 3a and 3b. Starting from an alloy Ti - 45 Al - 5 Nb, the alloy molybdenum was alloyed with 2 atom%. This emerged
  • Alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo is based on a composition as described in European Patent EP 1 015 650 B1.
  • Figures 3a and 3b illustrate the microstructure of this alloy erfindungsgemä ⁇ SEN observed after extrusion at 125O 0 C and a subsequent heat treatment at 1030 ° C (Fig. 3a) and at 1270 0 C (Fig. 3b).
  • the microstructure in FIG. 3a shows grains of the ⁇ 2 , ⁇ and the light-forming ⁇ phases, the latter being arranged in strips.
  • the microstructure in FIG. 3b shows lamellar colonies of the ⁇ 2 and ⁇ phases as well as grains of the light-forming ⁇ phase, from which in turn the ⁇ phase has been eliminated.
  • FIGS. 3a and 3b are fine, very homogeneous and show a uniform distribution of the ⁇ -phase.
  • After is a globular microstructure before, wherein grains of the beta-phase have arranged in strips parallel to the extrusion direction (Fig. 3a), while the at 127O 0 C punched material Jacques ⁇ a very homogeneous, fully -lamellar structure with uniformly distributed ß-grains has ( Figure 3b).
  • the colony size of the microstructures of the alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo is between 20 and 30 ⁇ m and is thus smaller by at least a factor of 5 than otherwise in fully lamellar microstructures of ⁇ - Titanium aluminide alloys.
  • the ⁇ -phase is precipitated within the ⁇ -phase, so that the ⁇ -grains are subdivided very finely. As a result, a very fine and homoge ⁇ founded microstructure is achieved overall.
  • the homogeneity of the alloys according to the invention in the range of relevant process temperatures does not depend on technically unavoidable fluctuations in the temperature or the composition.
  • the titanium aluminide alloys of the present invention were prepared using casting or powder metallurgy techniques. For example, by hot forging, hot pressing or hot extrusion and hot rolling the erfindungsge ⁇ MAESSEN alloys can be processed.
  • the invention offers the advantage that, in spite of the fluctuations in the alloy composition and process conditions occurring in industrial production, more reliable than before
  • Titanium aluminide alloy is provided with a very uniform microstructure and high strength.
  • the titanium aluminide alloy according to the invention achieves high strength up to a temperature in the range from 700 ° C. to 800 ° C. and good room temperature ductility.
  • the legacy ments suitable for numerous applications and can be used, for example, for components subjected to particularly high loads or for exceptionally high temperatures for titanium aluminide alloys.

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Abstract

Die Erfindung betrifft Legierungen auf der Basis von unter Verwen­dung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken herge­stellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z A1 - y Nb mit 44,5 Atom % _< y:5 45,5 Atom %, und 5 Atom % s x <_ 10 Atom % sowie gegebenenfalls Zusätzen von B und/oder C mit Gehalten zwischen 0,05 Atom % und 0,8 Atom %. Die Legierung zeichnet sich dadurch aus, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3,0 Atom % enthält.

Description

Legierung auf der Basis von Titanaluminiden
Beschreibung
Die Erfindung betrifft Legierungen auf der Basis von unter Verwen¬ dung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken herge¬ stellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z AI - y Nb mit 44,5 Atom % < z < 47 Atom %, insbesondere mit
44,5 Atom % < z < 45,5 Atom %, und 5 Atom % < y < 10 Atom % sowie gegebenenfalls Zusätzen von B und/oder C mit Gehalten zwischen 0,05 Atom % und 0,8 Atom %.
Titanaluminid-Legierungen weisen Eigenschaften auf, die für einen
Einsatz als Leichtbau-Werkstoff, insbesondere für Hochtemperatur¬ anwendungen, besonders günstig sind. Für die industrielle Praxis sind insbesondere Legierungen interessant, die auf einer intermetal¬ lischen Phase γ— (TiAI) mit tetragonaler Struktur beruhen und neben der Majoritätsphase γ— (TiAI) auch Minoritätsanteile der intermetalli¬ schen Phase α2(Ti3AI) mit hexagonaler Struktur enthalten. Diese γ- Titanaluminid-Legierungen zeichnen sich durch Eigenschaften wie geringe Dichte (3,85 - 4,2 g/cm3), hohe elastische Moduln, hohe Festigkeit und Kriechfestigkeit bis zu 7000C aus, die sie als Werk¬ stoff für bewegte Bauteile bei erhöhten Einsatztemperaturen attrak- tiv machen. Beispiele hierfür sind Turbinenschaufeln in Flugzeug¬ triebwerken und in stationären Gasturbinen, Ventile bei Motoren sowie Heißgasventilatoren.
Im technisch wichtigen Bereich von Legierungen mit Aluminium- Gehalten zwischen 45 Atom % und 49 Atom % treten bei Erstarren aus der Schmelze und beim nachfolgenden Abkühlen eine Reihe von Phasenumwandlungen auf. Die Erstarrung kann entweder voll¬ ständig über den ß— Mischkristall mit kubisch raumzentrierter Struk¬ tur (Hochtemperaturphase) oder in zwei peritektischen Reaktionen erfolgen, an denen der α-Mischkristall mit hexagonaler Struktur und die γ-Phase beteiligt sind.
Ferner ist bekannt, dass das Element Niob (Nb) zu einer Steigerung der Festigkeit, Kriechfestigkeit, Oxidationsbeständigkeit, aber auch der Duktilität führt. Mit dem in der γ-Phase praktisch nicht löslichen
Element Bor kann eine Kornfeinung sowohl im Gusszustand als auch nach dem Umformen mit anschließender Wärmebehandlung im α-Gebiet erreicht werden. Ein erhöhter Anteil an ß-Phase im Gefü¬ ge infolge von niedrigen Aluminium-Gehalten und hohen Konzentra- tionen von ß-stabilisierenden Elementen kann zu grober Dispersion dieser Phase führen und eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bewirken.
Die mechanischen Eigenschaften von γ — Titanaluminid-Legierungen sind aufgrund ihres Verformungs- und Bruchverhaltens, aber auch wegen der Gefügeanisotropie der bevorzugt eingestellten lamellaren Gefüge bzw. Duplex-Gefüge stark anisotrop. Zu einer gezielten Einstellung von Gefüge und Textur bei der Herstellung von Bautei¬ len aus Titanaluminiden werden Gießverfahren, unterschiedliche pulvermetallurgische und Umform-Verfahren sowie Kombinationen dieser Herstellungsverfahren angewandt.
Aus der Veröffentlichung von Y-W. Kim und D.M. Dimiduk in „Struc- tural Intermetallics 1997", Eds. M.V. Nathal, R. Darolia, CT. LJu1 P. L. Martin, D.B. Miracle, R. Wagner, M. Yamaguchi, TMS, Warren- dale PA, 1996, S. 531 ist bekannt, dass in verschiedenen Entwick¬ lungsprogrammen die Wirkung einer größeren Zahl von Legierungs¬ elementen hinsichtlich Konstitution, Gefügeeinstellung bei verschie¬ denen Herstellungsverfahren und einzelnen Eigenschaften unter¬ sucht wurde. Die gefundenen Zusammenhänge sind dabei ähnlich komplex, wie dies bei anderen Strukturmetallen, z.B. Stählen, der
Fall ist, und lassen sich nur in eingeschränkter und sehr allgemeiner Form in Regeln zusammenfassen. Daher können bestimmte Zu¬ sammensetzungen herausragende Kombinationen an Eigenschaften aufweisen.
Aus EP 1 015 605 B1 ist eine Titanaluminid-Legierung bekannt, die ein strukturell und chemisch homogenes Gefüge aufweist. Hierbei sind die Majoritätsphasen γ(TiAI) und α2 (TißAI) fein dispers verteilt. Die offenbarte Titanaluminid-Legierung mit einem Aluminium- Gehalt von 45 Atom % zeichnet sich durch außergewöhnlich gute mechanische Eigenschaften und Hochtemperatureigenschaften aus.
Ein allgemeines Problem aller Titanaluminid-Legierungen ist ihre geringe Duktilität. Bislang ist es nicht gelungen, die durch die Natur der intermetallischen Phasen vorgegebene hohe Sprödigkeit und geringe Schadenstoleranz der Titanaluminid-Legierungen über Le¬ gierungseffekte entscheidend zu verbessern (vgl. „Structural Inter- - A -
metallics 1997", S. 531 , siehe oben). Für die einleitend genannten Anwendungen sind zwar vielfach plastische Bruchdehnungen von > 1 % ausreichend. Von den Herstellern von Turbinen und Motoren wird jedoch gefordert, dass dieses Mindestmaß an Duktilität in der industriellen Fertigung über große Loszahlen garantiert wird. Da die
Duktilität empfindlich vom Gefüge abhängt, ist es im industriellen Fertigungsprozess äußerst schwierig, eine möglichst homogene Gefügeausbildung sicherzustellen. Für hochfeste Legierungen ist die maximal tolerierbare Defektgröße, z.B. die maximale Korn- oder Lamellenkoloniegröße, besonders klein, so dass für solche Legie¬ rungen eine sehr hohe Gefügehomogenität wünschenswert. Diese kann aber schon wegen der unvermeidbaren Schwankungen der Legierungszusammensetzung von z.B. ± 0.5 Atom % im AI-Gehalt nur schwer erreicht werden.
Gegenwärtig werden von den vielen, in γ-Titanaluminid-Legierungen möglichen Gefügetypen nur lamellare bzw. so genannte Duplex- Gefüge für Hochtemperaturanwendungen in Betracht gezogen. Ers- tere entstehen beim Abkühlen aus dem Einphasengebiet des α- Mischkristalls, indem sich Platten der γ-Phase kristallographisch orientiert aus dem α-Mischkristall ausscheiden.
Demgegenüber bestehen Duplex-Gefüge aus Lamellenkolonien und γ-Körnern und entstehen, wenn das Material im Zweiphasengebiet α + γ geglüht wird. Dabei wandeln sich die dort vorliegenden α-Körner beim Abkühlen wieder in zweiphasige Lamellenkolonien um. Grobe Gefügebestandteile entstehen in γ-Titanaluminid-Legierungen vor allem dadurch, dass beim Durchlaufen des α-Gebiets große α- Körner gebildet werden. Dies kann schon bei der Erstarrung ge- schehen, wenn sich große Stengelkristalle der α-Phase aus der
Schmelze bilden. Demnach muss möglichst das Einphasengebiet des α-Mischkristalls beim Verarbeiten gemieden werden. Da in der Praxis jedoch Schwankungen der Zusammensetzung und Prozess¬ temperaturen auftreten und daher die Konstitution lokal in den Werkstücken schwankt, ist die Bildung grober Lamellenkolonien nicht auszuschließen.
Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Titanaluminid-Legierung mit einer feinen und homogenen Gefügemorphologie bereitzustellen, wobei sich in der industriellen Praxis auftretende Variationen der
Legierungszusammensetzung sowie unvermeidliche Temperatur¬ schwankungen beim Herstellungsprozess kaum oder nicht nen¬ nenswert auf die Homogenität der Legierung, insbesondere ohne grundlegende Änderungen der Herstellungsverfahren, auswirken sollen. Des Weiteren besteht die Aufgabe darin, ein Bauteil mit ei¬ ner homogenen Legierung bereitzustellen.
Gelöst wird diese Aufgabe mittels einer Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techni- ken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammen¬ setzung aus Ti - z AI - y Nb mit 44,5 Atom % < z < 47 Atom %, ins¬ besondere mit 44,5 Atom % ≤ z < 45,5 Atom %, und 5 Atom % < y ≤ 10 Atom %, die dadurch weitergebildet wird, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3,0 Atom %, enthält. Der Rest der Legierung besteht aus Ti (Titan).
Es hat sich in Versuchen gezeigt, dass durch das Zulegieren von Molybdän bei Titanaluminiden mit einem Niobanteil, bei denen für gewöhnlich die ß-Phase nicht über den gesamten Temperaturbe- reich stabil ist und sich daher Reste der Hochtemperatur-ß-Phase bei den üblichen Prozessschritten wie dem Strangpressen auflösen, eine bessere Gefügehomogenität der Legierung erreicht wird. Somit wird über den gesamten, für den Herstellungsprozess relevanten Temperaturbereich ein Volumenanteil der ß-Phase ohne Kornver- gröberungen realisiert. Dieser erfindungsgemäße Legierungstyp weist dann aufgrund der feinen und sehr gleichmäßigen Dispersion der ß-Phase ein homogenes Gefüge mit hohen Festigkeitswerten auf.
Damit wird eine Legierung bereitgestellt, die als Leichtbau- Werkstoff für Hochtemperaturanwendungen, wie z.B. Turbinen¬ schaufel oder Motoren- und Turbinenkomponenten, geeignet ist.
Die erfindungsgemäße Legierung wird unter Verwendung von gie߬ metallurgischen, schmelzmetallurgischen oder pulvermetallurgi- sehen Verfahren oder unter Verwendung dieser Verfahren in Kom¬ bination mit Umformtechniken hergestellt.
Vor allem bei Ti - (44,5 Atom % bis 45,5 Atom %) AI - (5 Atom % bis 10 Atom %) Nb hat die Zugabe von Molybdän mit einem Gehalt ab 1 ,0 Atom % bis 3,0 Atom % zu guten Mikrostrukturen mit einer hohen Gefügehomogenität geführt.
Darüber hinaus weist eine erfindungsgemäße Legierung eine Zu¬ sammensetzung aus Ti - z AI - y Nb - x B mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %,
5 Atom % < y < 10 Atom % und 0,05 Atom % < x < 0,8 Atom %, oder eine Zusammensetzung aus Ti - z AI - y Nb - w C mit 44,5 Atom % ≤ z < 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % < y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % < w ≤ 0,8 Atom % auf, die jeweils Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0, 1 Atom % bis
3 Atom % enthalten. Altemativ besteht eine Legierung aus Ti - z AI - y Nb - x B - w C mit 44,5 Atom % < z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, 0,05 Atom % < x < 0,8 Atom % und 0,05 Atom % < w < 0,8 Atom % und zusätzlich aus Molybdän im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom %.
Mittels der angegebenen Legierungen und den entsprechenden Legierungsgehalten werden hochfeste γ-Titanaluminid-Legierungen mit einer feinen Dispersion der ß-Phase für einen weiten Bereich an
Prozesstemperaturen erzeugt.
Bei der vorliegenden Erfindung wird die angestrebte Gefügestabilität und Prozesssicherheit dadurch erreicht, dass das Auftreten von Einphasengebieten über den gesamten, bei den Herstellungspro¬ zessen und beim Einsatz durchlaufenen Temperaturbereich durch den gezielten Einbau der kubisch-raumzentrierten ß-Phase vermie¬ den wird. Prinzipiell tritt die ß-Phase bei allen technischen Titana- luminid-Legierungen als Hochtemperaturphase bei Temperaturen > 13500C auf.
Aus der Literatur ist bekannt, dass diese Phase durch verschiedene Elemente wie Mo1 W, Nb1 Cr, Mn und V bei tieferen Temperaturen stabilisiert werden kann. Das besondere Problem beim Zulegieren dieser Elemente besteht jedoch darin, dass die ß-stabilisierenden
Elemente sehr genau auf den AI-Gehalt abgestimmt werden müs¬ sen. Außerdem treten bei der Zugabe dieser Elemente unerwünsch¬ te Wechselwirkungen auf, die zu hohen Anteilen der ß-Phase und zu einer groben Dispersion dieser Phase führen. Eine derartige Konsti- tution ist für die mechanischen Eigenschaften äußerst nachteilig. Weiterhin hängen auch die Eigenschaften der ß-Phase von den jeweiligen Legierungselementen und ihrer Zusammensetzung ab. Insbesondere muss die Konstitution so gewählt werden, dass eine Ausscheidung der spröden ω-Phase aus der ß-Phase weitgehend vermieden wird. Aufgrund dieser Zusammenhänge wird eine Legie¬ rungszusammensetzung bereitgestellt, mit der eine für die mechani¬ schen Eigenschaften optimale Zusammensetzung und Dispersion der ß-Phase für einen weiten Bereich an Prozesstemperaturen rea¬ lisiert werden kann. Gleichzeitig werden möglichst gute Festigkeits- eigenschaften erzielt.
Gemäß einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung enthält die Legierung ebenfalls Bor, vorzugsweise mit einem Bor-Gehalt in der Legierung im Bereich von 0,05 Atom % bis 0,8 Atom %. Der Zusatz von Bor führt vorteilhafterweise zur Bildung von stabilen Ausschei¬ dungen, die zur mechanischen Härtung der erfindungsgemäßen Legierung und Stabilisierung des Gefüges der Legierung beitragen.
Darüber hinaus ist es vorteilhaft, wenn die Legierung Kohlenstoff enthält, und zwar vorzugsweise mit einem Kohlenstoffgehalt im
Bereich von 0,05 Atom % bis 0,8 Atom %. Auch der Zusatz von Kohlenstoff, vorzugsweise in Kombination mit dem vorbeschriebe¬ nen Zusatzstoff Bor, führt zur Bildung von stabilen Ausscheidungen, die ebenfalls zur mechanischen Härtung der Legierung und zur Stabilisierung des Gefüges beitragen.
Die Aufgabe wird weiterhin durch ein Bauteil gelöst, das aus einer erfindungsgemäßen Legierung hergestellt ist. Zur Vermeidung von Wiederholungen wird auf die voranstehenden Ausführungen aus- drücklich verwiesen. Die Erfindung wird nachstehend ohne Beschränkung des allgemei¬ nen Erfindungsgedankens anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die beigefügten schematischen Zeichnungen ex¬ emplarisch beschrieben, auf die im Übrigen bezüglich der Offenba- rung aller im Text nicht näher erläuterten erfindungsgemäßen Ein¬ zelheiten verwiesen wird. Es zeigen:
Fig. 1 eine Rasterelektronenmikroskopieaufnahme ei¬ nes Gussblocks mit einer Legierung Ti - 45 AI - 8 Nb - 0,2 C (Atom %);
Fig. 2a bis 2c jeweils eine Aufnahme eines Gefüges in einer
Legierung Ti - 45 AI - 8 Nb - 0,2 C (Atom %) mittels eines Rasterelektronenmikroskops nach verschiedenen Verfahrensschritten;
Fig. 3a und 3b jeweils eine Aufnahme eines Gefüges in einer erfindungsgemäßen Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo (Atom %) nach verschiedenen Ver- fahrensschritten und
Fig. 4 ein Diagramm mit Spannungs-Dehnungskurven von Proben der Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo (Atom %).
In Fig. 1 sind zwei Aufnahmen eines Gefüges in einem Gussblock der Legierung Ti - 45 AI - 8 Nb - 0,2 C (Atom %) gezeigt. Die Auf¬ nahmen sowie alle weiteren Aufnahmen in den nachfolgenden Figu¬ ren wurden mittels rückgestreuter Elektronen in einem Rasterelekt- ronenmikroskop aufgenommen.
Das Gefüge (Fig. 1 ) zeigt Lamellenkolonien der α2- und γ-Phase, welche aus ehemaligen γ-Lamellen entstanden sind. Die ehemali¬ gen γ-Lamellen werden von Streifen hell-abbildender Körner der ß- oder B2-Phase getrennt. Die zunächst in der ß-α-Umwandlung gebildeten α-Lamellen zerfallen beim weiteren Abkühlen in α2- und γ-Lamellen.
In den Figuren 2a bis 2c sind weitere Aufnahmen des Gefϋges der Legierung T - 45 AI - 8 Nb - 0,2 C nach verschiedenen Verfahrens¬ schritten in den Rasterelektronenmikroskopaufnahmen gezeigt. Fig. 2a zeigt das Gefüge nach dem Strangpressen bei 12300C. Die
Strangpressrichtung verläuft horizontal. Das Gefüge zeigt Körner der oc2- und γ-Phase, wobei die kubisch-raumzentrierte ß-Phase verschwunden ist.
Fig. 2b zeigt das Gefüge der Legierung nach dem Strangpressen bei 12300C und einem weiteren Schmiedeschritt bei 1 1000C. Das Gefüge zeigt Körner der ci2- und γ-Phase und einige wenige α2/γ- Lamellenkolonien.
In Fig. 2c ist das Gefüge der Legierung nach dem Strangpressen bei 1230°C und einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei 13300C dargestellt. Das Gefüge zeigt ebenfalls Körner der aχ~ und γ-Phase. Das Bild zeigt ein voll-lamellares Gefüge mit Lamellen der α2- und γ-Phase. Die Lamellenkoloniegröße beträgt ungefähr 200 μm, wo- bei auch Kolonien auftreten, die deutlich größer als 200 μm sind.
Wie bei dem in Fig. 2a dargestellten Gefüge tritt auch bei den in Fig. , 2b und 2c dargestellten Gefügen die kubisch raumzentrierte Phase nicht mehr auf. Somit ist die ß-Phase in diesem Temperatur- bereich mit einer Wärmebehandlung nach dem Strangpressen ther- modynamisch nicht stabil. In den Figuren 3a und 3b sind Gefüge einer erfindungsgemäßen Legierung in zwei Rasterelektronenmikroskopaufnahmen darge¬ stellt. Ausgehend von einer Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb wurde der Legierung Molybdän mit 2 Atom % zulegiert. Diese entstandene
Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo basiert auf einer Zusammenset¬ zung, wie sie in der europäischen Patentschrift EP 1 015 650 B1 beschrieben ist.
Die Figuren 3a und 3b zeigen die Gefüge dieser erfindungsgemä¬ ßen Legierung, die nach dem Strangpressen bei 125O0C und einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei 1030°C (Fig. 3a) sowie bei 12700C beobachtet wurden (Fig. 3b).
Das Gefüge in Fig. 3a zeigt Körner der α2-, γ- und der hell¬ abbildenden ß-Phasen, wobei letztere in Streifen angeordnet sind. Das Gefüge in Fig. 3b zeigt Lamellenkolonien der α2- und γ-Phase sowie Körner der hell-abbildenden ß-Phase, aus der sich wiederum die γ-Phase ausgeschieden hat.
Die Gefüge in Fig. 3a und 3b sind fein, sehr homogen und zeigen eine gleichmäßige Verteilung der ß-Phase. Nach der Wärmebe¬ handlung bei 10300C liegt ein globulares Gefüge vor, wobei sich Körner der ß-Phase in Streifen parallel zur Strangpressrichtung angeordnet haben (Fig. 3a), während das bei 127O0C wärmebehan¬ delte Material ein sehr homogenes, voll-lamellares Gefüge mit gleichmäßig verteilten ß-Körnern aufweist (Fig. 3b).
Die Koloniegröße der Gefüge der Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo beträgt zwischen 20 bis 30 μm und ist somit mindestens um den Faktor 5 kleiner als sonst in voll-lamellaren Gefügen von γ- Titanaluminid-Legierungen. Innerhalb der ß-Phase wird außerdem die γ-Phase ausgeschieden, so dass die ß-Körner sehr fein unter¬ teilt werden. Hierdurch wird insgesamt ein sehr feines und homoge¬ nes Gefüge erreicht.
In Versuchen hat sich herausgestellt, dass diese feine und homoge¬ ne Gefügemorphologie nach Wärmebehandlungen im gesamten Hochtemperaturbereich bis 13200C vorhanden ist. Die Gefüge zei¬ gen damit eindeutig, dass über den gesamten, für die Herstellungs- prozesse relevanten Temperaturbereich ein ausreichender Volu¬ menanteil der ß-Phase vorhanden ist und Kornvergröberung wirk¬ sam unterdrückt wird.
In Zugversuchen, die an Material durchgeführt wurden, das bei 10300C wärmebehandelt worden war, wird bei Raumtemperatur eine
Streckgrenze von 867 MPa, eine Zugfestigkeit von 816 MPa und eine plastische Bruchdehnung von 1 ,8 % gemessen.
Fig. 4 zeigt gemessene Spannungs-Dehnungskuryen von Proben der Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo im Zugversuch. Das Pro¬ benmaterial war bei 1250°C stranggepresst worden und anschlie¬ ßend einer Wärmebehandlung von 2 Stunden bei 10300C und einer Ofenabkühlung unterzogen worden. Die bei 7000C und 9000C auf¬ genommenen Zugkurven zeigen, dass die Legierung für viele Hoch- temperaturanwendungen geeignet ist.
Durch das Zulegieren geringer Molybdängehalte wird eine sehr gleichmäßige Mikrostruktur in der Legierung erreicht, so dass diese Legierungen als Hochtemperatur-Werkstoffe gut eingesetzt werden können. Darüber hinaus ist in Fig. 4 das Ergebnis eines Zugversuchs bei Raumtemperatur (25°C) am erfindungsgemäßen Material darge¬ stellt, wobei die Zugspannung σ in MPa gegen die Dehnung ε in % aufgetragen ist. Dabei wurde eine Streckgrenzenüberhöhung gefun- den, die sonst an γ-Titanaluminid-Legierungen bislang nicht beo¬ bachtet wurde. Diese stellt ein Anzeichen für ein besonders feines und homogenes Gefüge dar. Die Streckgrenzenüberhöhung weist darauf hin, dass das Material auf lokale Spannungen durch plasti¬ sches Fließen reagieren kann, was. sehr günstig für die Duktilität und Schadenstoleranz ist.
Die Homogenität der erfindungsgemäßen Legierungen hängt im Bereich relevanter Prozesstemperaturen nicht von technisch unver¬ meidbaren Schwankungen der Temperatur oder der Zusammenset- zung ab.
Die erfindungsgemäßen Titanaluminid-Legierungen wurden unter Verwendung von gieß- oder pulvermetallurgischen Techniken her¬ gestellt. Beispielsweise können durch Warmschmieden, Warmpres- sen bzw. Warmstrangpressen und Warmwalzen die erfindungsge¬ mäßen Legierungen bearbeitet werden.
Die Erfindung bietet den Vorteil, dass trotz der bei der industriellen Fertigung auftretenden Schwankungen der Legierungszusammen- Setzung und Prozessbedingungen zuverlässiger als bisher eine
Titanaluminid-Legierung mit einer sehr gleichmäßigen Mikrostruktur und hoher Festigkeit bereitgestellt wird.
Die erfindungsgemäße Titanaluminid-Legierung erreicht eine hohe Festigkeit bis zu einer Temperatur im Bereich von 7000C bis 8000C sowie eine gute Raumtemperatur-Duktilität. Somit sind die Legie- rungen für zahlreiche Einsatzbereiche geeignet und können z.B. für besonders hochbelastete Bauteile oder bei für Titanaluminid- Legierungen außergewöhnlich hohen Temperaturen verwendet wer¬ den.

Claims

Legierung auf der Basis von TitanaluminidenPatentansprüche
1. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanalumi¬ niden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb mit 44,5 Atom % < z < 47 Atom %, insbesondere mit
44,5 Atom % < z < 45,5 Atom %, und 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom %, enthält.
2. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanalumi¬ niden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb- x B mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % < y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % < x ≤ 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % enthält.
3. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanalumi- niden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb- w C mit 44,5 Atom % < z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit
44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y < 10 Atom % und 0,05 Atom % ≤ w ≤ 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,5 Atom % bis 3 Atom % enthält.
4. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanalumi- niden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb- x B - w C mit 44,5 Atom % < z < 47 Atom %, insbesonde- re mit 44,5 Atom % < z < 45,5 Atom %, 5 Atom % < y <
10 Atom %, 0,05 Atom % < x ≤ 0,8 Atom % und 0,05 Atom % < w < 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molyb¬ dän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % ent¬ hält.
5. Bauteil, hergestellt aus einer Legierung nach einem der An¬ sprüche 1 bis 4.
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