WO2016087515A1 - Metallmatrix-verbundwerkstoff und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents
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Definitions
- the invention relates to a metal matrix composite material and a method for its production.
- the background of the invention is that particle-reinforced metal matrix composite materials - in the following referred to as "MMC" - based on titanium alloys as reinforcement phase typically have ceramic hard material phases, which are usually produced by powder metallurgy as follows:
- a decisive disadvantage of these MMC composites is that the ceramic particles (usually carbides, silicides and borides, but also oxides and nitrides) are thermodynamically very stable and therefore do not undergo metallurgical bonds with the matrix.
- the interfacial connection between matrix and particle is in this case exclusively mechanical, that is to say adhesive in the case of external mechanical stress, for example due to creep or fatigue, frequent cracking at the interfaces between the ductile metallic matrix and the ceramic particles.
- Some influence on the mechanical interfacial bonding is given by the shape and size of the particles as well as the residual stress field in the transition region between matrix and particle.
- the adhesion between the matrix and the particle is relatively good if the reinforcing component is small and spherical and if compressive residual stresses are present in the transition region between the matrix and the particles.
- a significantly better adhesion can be achieved with metallurgical bonds between matrix and reinforcement component.
- a near-a-titanium alloy matrix which is reinforced with particles based on titanium aluminide, is suitable for this purpose.
- the TiAl particles provide the increased heat resistance compared with the matrix material, while the metallic titanium alloy matrix provides a sufficiently high ductility to reduce stress peaks in the transition region for particle reinforcement.
- a composite material of this combination it is possible to produce a lightweight material with an extended temperature range compared to conventional heat-resistant titanium alloys, the so-called near-a titanium alloys, while at the same time offering significantly better machinability and formability compared to the intermetallic titanium aluminides.
- Intermetallic phases of the Ti-Al system such as TiAl and Ti 3 Al lie with hardness and modulus of elasticity between the metallic titanium alloys and ceramic hard materials such as titanium carbide and titanium boride. Due to the significantly lower melting point of titanium aluminides with about 1500 ° C compared to At about 2000 to 3000 ° C, the titanium aluminides are thermodynamically less stable.
- a metal matrix composite material according to the preamble of patent claim 1 is now known from EP 0 485 055 AI.
- This material consists of a titanium alloy matrix and a preferably homogeneously distributed in the matrix, spherical particle reinforcement based on a titanium aluminide alloy.
- the manufacturing technology described in this publication does not lead to the described composite material.
- the effect of particle reinforcement was shown in this document using the example of a MMC from a Ti-6A1-4V matrix with 10% by mass TiAl particle reinforcement, the following production technology being given for the MMC:
- the invention is based on the object to provide a metal matrix composite material with significantly improved mechanical properties and a method for its preparation.
- a continuous concentration transition of the main alloying elements Ti and Al having a width of 5 to 50 ⁇ m is provided between the titanium alloy matrix and reinforcing particles of the titanium aluminide alloy.
- This material is made by providing a homogeneous mixture of a titanium alloy powder and a titanium aluminide alloy powder and internally sintering this mixture into the metal matrix isotropic composite.
- the short-term internal is by a Spark plasma sintering process realized.
- heat-resistant titanium alloys are suitable, in particular a near-a-titanium alloy matrix Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0, lSi (Ti-6-2-4-2-S) or a ( a + ß) titanium alloy Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo (Ti-6-2-4-6) reinforced with titanium aluminide-based particles.
- the TiAl particles provide the increased heat resistance compared to the matrix material, while the metallic titanium alloy matrix ensures sufficiently high ductility to reduce stress peaks in the transition region for particle reinforcement.
- Intermetallic phases of the Ti-Al system such as TiAl and T1 3 Al lie with hardness and modulus of elasticity between the metallic titanium alloys and ceramic hard materials such as titanium carbide and titanium boride. Due to the significantly lower melting point of titanium aluminides at about 1500 ° C compared to ceramic reinforcement phases at about 2000 - 3000 ° C, the titanium aluminides are thermodynamically less stable.
- the titanium aluminide reinforcing component contains at least one alloying element from the group of refractory metals, such as vanadium, chromium, niobium, molybdenum or tantalum.
- the titanium aluminide alloy are preferably embedded in the titanium alloy matrix, the average particle size of the spherical reinforcing particles being between 5 and 100 ⁇ m.
- the challenge is to allow diffusion between the components only to the extent required to form closed diffusion zones between the components while largely avoiding dissolution of the reinforcing component ,
- This is possible using a short-term sintering, in particular in the form of a spark plasma sintering process, the so-called spark plasma sintering. This can be done with or without liquid phase.
- laser and electron beam-based additive manufacturing can be used for short-term sintering of the composite material.
- powder bed processes - in particular the SLM - Selective Laser Melting process, SLS - Selective Laser Sintering process or EBM - Electron Beam Melting process - or also direct metal deposition process - in particular the DMLS - Direct Metal Laser Sintering - procedures - are used.
- the ratio of the area defined by the d 5 o-value average particle size of Titanaluminidlegleiterspulver and titanium alloy powder may be between 0.2 and 1; 2.
- FIG. 3 shows a diagram of the tensile strength of a TiAlV alloy with and without TiAl particle reinforcement as a function of the temperature
- the powder metallurgical process for producing the titanium-based TiAl particle-reinforced MMC is based on short-term sintering by means of a spark plasma sintering plant and enables complete compaction in a short process time without concluding hot isostatic pressing or forming.
- the result is an isotropic bundle material, which preferably consists of a near-a-titanium alloy matrix with 5 to 30 Ma.% TiAl particle reinforcement.
- the production of a composite material consisting of the (a + ß) -Titanlegierung Ti-6A1-4V as a metal matrix with 10 Ma. % Reinforcing component of the TiAl alloy Ti-43.5Al-4Nb- 1 ⁇ -0.1 ⁇ described.
- spherical powders of both components with particle size ⁇ 100 ⁇ m are mixed without further admixtures under protective gas.
- spark plasma sintering the powder mixture is compacted by direct flow of current through the powder under simultaneous pressure loading.
- the powder mixture is heated to 1 100 ° C at a heating rate of 50 K / min.
- the pressure is increased up to 50 MPa. The sintering takes place without holding time.
- the direct flow of current through the powder allows fast heating rates and short sintering times, avoiding pronounced diffusion processes between the matrix and reinforcement phases, which would lead to complete dissolution of the particle reinforcement.
- the short-term diffusion processes allow the targeted adjustment of the width of diffusion zones between particle and matrix phase.
- the comparatively short process times also make spark plasma sintering a highly effective and economical process that even has the potential for near-net-shape component manufacturing. Since the process takes place in a vacuum, spark plasma sintering does not result in any unwanted absorption of oxygen by the titanium-based reactive powders.
- spark plasma sintering does not result in any unwanted absorption of oxygen by the titanium-based reactive powders.
- the process allows the setting of dense diffusion layers between matrix material and particle reinforcement with a width of 5 to 50 ⁇ m, which leads to a good interfacial bond between reinforcing particles and matrix phase.
- Figs. 1 and 2 the structure of a MMC's shown consisting of a reinforced TiAl particles 1 Ti-6A1-4V matrix phase 2 in different magnifications.
- the thickness of the diffusion zones 3 between particles 1 and matrix 2 is between 8 and 12 ⁇ , as can be seen in particular from FIG.
- FIGS. 3 and 4 An example of the effect of a 10% by mass TiAl particle reinforcement in a MMC material in the form of a spark plasma sintered Ti-6A1-4V alloy on the tensile strength and the elongation at break as a function of the temperature is shown in FIGS. 3 and 4. It can be seen that a particle reinforcement with 10% by mass of TiAl leads to an approximately 5% higher tensile strength at room temperature, while the increase of the tensile strength in the temperature range of 300-550 ° C. is up to approximately 15-20%.
- the elongation at break of the MMC material at room temperature is about 4%, which is well above the elongation at break of TiAl material with a maximum of about 1%.
- the elongation at break of the MMC material increases significantly with increasing temperature from RT to 550 ° C compared to the matrix material and is at 550 ° C with about 13% about half of the elongation at break of the matrix material.
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Abstract
Ein Metallmatrix -Verbundwerkstoff besteht aus einer Titanlegierungsmatrix (2) und einer in der Matrix vorzugsweise homogen verteilten, sphärischen Verstärkungpartikel (1) auf Basis einer Titanaluminidlegierung. Zwischen der Titanlegierungsmatrix und der Titanaluminidlegierung liegt ein kontinuierlicher Konzentrationsübergang (3) mit einer Breite von 5 bis 50 μm vor. Ein pulvermetallurgisches Verfahren zur Herstellung dieses Metallmatrix-Verbundwerkstoffs sieht folgende Verfahrensschritte vor: - Bereitstellung einer homogenen Mischung eines Titanlegierungspulvers und eines Titanaluminidlegierungspulvers und - Kurzzeitsintern der Mischung zu dem isotropen Metall-Matrix-Verbundwerkstoff.
Description
Metallmatrix-Verbundwerkstoff und Verfahren zu dessen Herstellung
Die vorliegende Patentanmeldung nimmt die Priorität der deutschen Patentanmeldung DE 10 2014 224 791.8 in Anspruch, deren Inhalt durch Be- zugnahme hierin aufgenommen wird.
Die Erfindung betrifft einen Metallmatrix-Verbundwerkstoff sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung. Zum Hintergrund der Erfindung ist festzuhalten, dass partikelverstärkte Metallmatrix- Verbundwerkstoffe - im folgenden kurz mit„MMC" bezeichnet - auf Basis von Titanlegierungen als Verstärkungsphase typischerweise keramische Hartstoffphasen aufweisen, die üblicherweise wie folgt pulvermetallurgisch hergestellt werden:
- Herstellung einer Pulvermischung aus Matrix- und Verstärkungsmaterial bzw. aus Titan-, Masteralloy- und Keramikpulver
- Kaltisostatisches Pressen der Pulvermischung zur Herstellung eines Grünlings und
- Vakuumsintern des Grünlings
- Vollständige Verdichtung durch heißisostatisches Pressen bzw.
Warmumformen (Strangpressen bzw. Schmieden)
Ein entscheidender Nachteil dieser MMC-Verbundwerkstoffe ist jedoch, dass die keramischen Partikel (in der Regel Karbide, Silizide und Boride, aber auch Oxide und Nitride) thermodynamisch sehr stabil sind und deshalb keine metallurgischen Bindungen mit der Matrix eingehen. Die Grenzflächenanbindung zwischen Matrix und Partikel ist in diesem Falle ausschließlich mechanischer, also adhäsiver Art. Entsprechend kommt es
bei äußerer mechanischer Belastung durch z.B. Kriechen oder Ermüdung häufig zur Rissbildung an den Grenzflächen zwischen duktiler metallischer Matrix und den keramischen Partikeln. Eine gewisse Beeinflussung der mechanischen Grenzflächenanbindung ist mit der Form und Größe der Par- tikel sowie dem Eigenspannungsfeld im Übergangsbereich zwischen Matrix und Partikel gegeben. So ist die Haftung zwischen Matrix und Partikel relativ gut, wenn die Verstärkungskomponente klein und kugelig ausgebildet ist und wenn im Übergangsbereich zwischen Matrix und Partikel Druckeigenspannungen vorliegen.
Eine Verbesserung der mechanischen Grenzflächenanbindung zwischen Matrix und Verstärkungskomponente wird durch die sogenannten In-situ- Herstellungsprozesse erwartet, bei denen die Keramikphasen erst während des Herstellungsprozesses entstehen. Diese Prozesse laufen im Wesentli- chen wie folgt ab:
- Herstellung einer Pulvermischung aus Titanpulver und einem pulver- förmigen Precursormaterial
- Kaltisostatisches Pressen der Pulvermischung zur Herstellung eines Grünlings
- Sintern des Grünlings und Herbeiführung der Umsetzungsreaktion des Precursors mit Titan zu in der Matrix fein verteilten keramischen Verstärkungsphasen
- Vollständige Verdichtung durch heißisostatisches Pressen bzw.
Warmumformen (Strangpressen bzw. Schmieden)
Dabei wird davon ausgegangen, dass bei der In-situ-Reaktion die Oberflächen der Keramikpartikel frei von Verunreinigungen sind, was zu der besseren Haftung führt - siehe M. Peters, C. Leyens:„Titan und Titanlegie-
rungen", Wiley-VCH Verlag, 2002 und P. Kaspari:„Entwicklung eines Metall-Matrix- Verbundwerkstoffes mit Hilfe einer neuartigen in-situ- Technik -Titanbasis mit eingelagerter Hartstoffphase - mit erhöhter Verschleißbeständigkeit im Hinblick auf Anwendungen in der Biomedizin- technik", Universität Saarbrücken, 2006.
Zusammenfassend muss jedoch festgestellt werden, dass die typischerweise vorliegenden mechanischen Anbindungen zwischen Matrix und keramischer Verstärkungsphase oftmals nicht ausreichend hoch sind, was zum Versagen der Grenzflächen des Verbundmaterials bei äußerer Belastung führt.
Eine deutlich bessere Haftung kann mit metallurgischen Bindungen zwischen Matrix und Verstärkungskomponente erreicht werden. Zur Herstel- lung warmfester Ti-MMC's eignet sich hierfür eine near-a-Titan- legierungsmatrix, die mit Partikeln auf der Basis von Titanaluminid verstärkt wird. Die TiAl-Partikel sorgen hierbei für die erhöhte Warmfestigkeit gegenüber dem Matrixmaterial, während die metallische Titanlegierungsmatrix eine ausreichend hohe Duktilität schafft, um Spannungsspitzen im Übergangsbereich zur Partikelverstärkung abzubauen. Mit einem Verbundmaterial dieser Kombination ist die Herstellung eines Leichtbauwerkstoffes mit erweitertem Temperaturbereich gegenüber konventionellen warmfesten Titanlegierungen, den sogenannten near-a-Titanlegierungen bei gleichzeitig deutlich besserer Bearbeitbarkeit und Umformbarkeit ge- genüber den intermetallischen Titanaluminiden möglich. Intermetallische Phasen des Systems Ti-Al wie TiAl und Ti3Al liegen mit Härte und E- Modul zwischen den metallischen Titanlegierungen und keramischen Hartstoffen wie Titankarbid und Titanborid. Aufgrund des mit ca. 1500 °C deutlich geringeren Schmelzpunktes von Titanaluminiden gegenüber ke-
ramischen Verstärkungsphasen mit ca. 2000 - 3000 °C sind die Titanalu- minide thermodynamisch weniger stabil.
Ein Metallmatrix -Verbundwerkstoff gemäß dem Oberbegriff des Patentan- Spruches 1 ist nun aus der EP 0 485 055 AI bekannt. Dieser Werkstoff besteht aus einer Titanlegierungsmatrix und einer in der Matrix vorzugsweise homogen verteilten, sphärischen Partikelverstärkung auf Basis einer Titan- aluminidlegierung. Die in dieser Offenlegungsschrift beschriebene Herstellungstechnologie führt jedoch nicht zu dem beschriebenen Verbundmaterial. Der Effekt der Partikelverstärkung wurde in dieser Schrift am Beispiel eines MMC 's aus einer Ti-6A1-4V-Matrix mit 10 Masse-% TiAl-Partikelverstärkung gezeigt, wobei nachfolgende Herstellungstechnologie für den MMC angegeben wurde:
- Herstellung der Pulvermischung aus Ti-6A1-4V-Matrixpulver mit 10 Masse-% TiAl-Partikelverstärkung
- Kaltisostatisches Pressen bei ca. 400 MPa zum Grünkörper
- Vakuumsintern 2-3 h bei 1204-1232°C/ Ofenabkühlung
- Strangpressen bei 927 °C in einer Stahlkapsel zur vollständigen Verdichtung
In den in der EP 0 485 055 AI gezeigten Gefügebildern des MMC ist jedoch keine Partikelverstärkung mehr erkennbar. Die ausgeprägten zeiligen Gefüge weisen auf einen hohen Umformgrad beim abschließenden Strang- pressprozess hin und lassen eine deutliche Festigkeitssteigerung im Ergebnis des Umformprozesses erwarten. Aus dem Vergleich der Festigkeiten von MMC im Ergebnis des gesamten Herstellungsprozesses einschließlich der Umformung gegenüber der Festigkeit des Matrixmaterials ohne ab-
schließendes Strangpressen wird in diesem Stand der Technik geschlossen, dass die Festigkeitssteigerung auf die Partikelverstärkung zurückzuführen sei. Versuche bei der Entwicklung der hier vorliegenden Erfindung haben jedoch gezeigt, dass die TiAl-Partikelverstärkung im angegebenen Tempe- raturbereich bereits nach sehr kurzen Zeiten (wenige Minuten) aufgelöst wird.
Aus der US 2014/0014639 AI ist ein Verfahren zur Herstellung eines komplex geformten Artikels, wie beispielsweise einer Turbinenschaufel mithilfe eines Funken-Plasma-Sinterprozesses bekannt. Als Materialien werden TiAl, aber auch eine Mischung aus zwei Pulvern, nämlich Nb und Nb5Si3 genannt. Als Sinterparameter sind beispielhaft ein Druck von 100 MPa und eine Temperatur von etwa 1200 °C angegeben. Letztere wird durch eine Reihe von DC-Pulsen erzielt.
Ausgehend von den oben geschilderten Problemen des Standes der Technik liegt der Erfindung die Aufgabe zu Grunde, einen Metallmatrix -Verbundwerkstoff mit deutlich verbesserten mechanischen Eigenschaften sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung anzugeben.
Diese Aufgabe wird durch die im Kennzeichnungsteil des Anspruches 1 bzw. 6 angegebenen Merkmale gelöst. Demnach ist zwischen der Titanlegierungsmatrix und Verstärkungspartikeln aus der Titanaluminidlegierung ein kontinuierlicher Konzentrationsübergang der Hauptlegierungselemente Ti und AI mit einer Breite von 5 bis 50 μηι vorgesehen. Dieser Werkstoff wird durch die Bereitstellung einer homogenen Mischung eines Titanlegierungspulvers und eines Titanaluminidlegierungspulvers und einem Kurzzeitsintern dieser Mischung zu dem isotropen Metallmatrix- Verbundwerkstoff hergestellt. Vorzugsweise wird das Kurzzeitsintern durch einen
Funken-Plasma-Sinterprozess realisiert. Anders als bei der aus dem Stand der Technik bekannten Kombination Titanmatrix/keramische Verstärkungskomponente kommt es beim Sintern des Verbundes Titanlegie- rungsmatrix/TiAl-Partikelverstärkung zur Diffusion zwischen den Kompo- nenten, die eine metallurgische Verbindung zwischen den Komponenten ermöglicht. Die entstehenden Diffusionszonen mit spezifischer Breite weisen dabei kontinuierliche Konzentrationsübergänge zwischen Matrix und Verstärkungskomponente auf. Bei mechanischer Belastung dieses Verbundmaterials kommt es im Gegensatz zu MMC's mit keramischer Ver- Stärkungskomponente zu einem kontinuierlichen Eigenschaftsübergang von der metallischen Matrix/intermetallischen Verstärkungskomponente bei gleichzeitig deutlich geringeren Eigenschaftsunterschieden zwischen den Komponenten. Beides trägt dazu bei, dass das vorzeitige Versagen des Verbundmaterials aufgrund unzureichender Grenzflächenanbindung ver- mieden wird.
Zur Herstellung warmfester Ti-MMC's eignen sich warmfeste Titanlegie- rungen,wie besonders eine near-a-Titanlegierungsmatrix Ti-6Al-2Sn-4Zr- 2Mo-0,lSi (Ti-6-2-4-2-S) oder eine (a+ß)-Titanlegierung Ti-6Al-2Sn-4Zr- 6Mo (Ti-6-2-4-6), die mit Partikeln auf der Basis von Titanaluminid verstärkt werden. Die TiAl-Partikel sorgen hierbei für die erhöhte Warmfestigkeit gegenüber dem Matrixmaterial, während die metallische Titanlegierungsmatrix für eine ausreichend hohe Duktilität sorgt, um Spannungsspitzen im Übergangsbereich zur Partikelverstärkung abzubauen.
Mit einem Verbundmaterial dieser Kombination ist die Herstellung eines Leichtbauwerkstoffes mit erweitertem Temperaturbereich gegenüber konventionellen warmfesten Titanlegierungen, den erwähnten near-a-Titan-
legierungen möglich bei gleichzeitig deutlich besserer Bearbeitbarkeit und Umformbarkeit gegenüber den intermetallischen Titanaluminiden. Intermetallische Phasen des Systems Ti-Al wie TiAl und T13AI liegen mit Härte und E-Modul zwischen den metallischen Titanlegierungen und kerami- sehen Hartstoffen wie Titankarbid und Titanborid. Aufgrund des mit ca. 1500 °C deutlich geringeren Schmelzpunktes von Titanaluminiden gegenüber keramischen Verstärkungsphasen mit ca. 2000 - 3000 °C sind die Ti- tanaluminide thermodynamisch weniger stabil. Vorzugsweise enthält die Titanaluminid- Verstärkungskomponente mindestens ein Legierungselement aus der Gruppe der efraktärmetalle, wie Vanadium, Chrom, Niob, Molybdän oder Tantal.
Ferner sind bevorzugtermaßen in der Titanlegierungsmatrix 5 bis 30 Mas- se-% der Titanaluminidlegierung eingebettet, wobei die mittlere Partikelgröße der sphärischen Verstärkungspartikel zwischen 5 und 100 μηι liegt.
Beim Sinterprozess zur Herstellung des Verbundmaterials aus metallischer Matrix mit intermetallischer Verstärkungskomponente besteht die Heraus- forderung, die Diffusion zwischen den Komponenten nur in dem Maße zuzulassen, wie es für die Bildung geschlossener Diffusionszonen zwischen den Komponenten erforderlich ist und gleichzeitig die Auflösung der Verstärkungskomponente weitestgehend zu vermeiden. Dies ist unter Anwendung eines Kurzzeitsinterns insbesondere in Form eines Funken- Plasma-Sinterprozesses, dem sogenannten Spark Plasma Sintering möglich. Dies kann mit oder ohne Flüssigphase erfolgen.
Gemäß bevorzugter Alternativen können für das Kurzzeitsintern des Verbundwerkstoffes laser- und elektronenstrahlbasierte additive Fertigungsver-
fahren, wie beispielsweise Pulverbett- Verfahren - insbesondere das SLM - Selective Laser Melting - Verfahren, SLS - Selective Laser Sintering - Verfahren oder EBM - Electron Beam Melting - Verfahren - oder auch Verfahren der direkten Metallabscheidung - insbesondere das DMLS - Di- rect Metal Laser Sintering - Verfahren - eingesetzt werden.
Das Verhältnis der durch den d5o-Wert definierten durchschnittlichen Partikelgröße von Titanaluminidlegierungspulver und Titanlegierungspulver kann zwischen 0,2 und 1 ,2 liegen.
Weitere Merkmale, Einzelheiten und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung eines Ausführungsbeispiels anhand der beigefügten Darstellungen. Es zeigen: Fig. 1 und 2 Gefügebilder eines TiAl-partikelverstärkten MMC's in unterschiedlichen Vergrößerungen,
Fig. 3 ein Diagramm der Zugfestigkeit einer TiAlV-Legierung mit und ohne TiAl-Partikelverstärkung in Abhängigkeit der Temperatur, und
Fig. 4 ein Diagramm der Bruchdehnung der TiAlV-Legierung mit und ohne TiAl-Partikelverstärkung in Abhängigkeit der Temperatur.
Das pulvermetallurgische Verfahren zur Herstellung des TiAl- partikelverstärkten MMC's auf Titanbasis basiert auf dem Kurzzeitsintern mittels einer Spark-Plasma-Sintering- Anlage und ermöglicht eine vollständige Verdichtung in kurzer Prozesszeit ohne abschließendes heißisostati- sches Pressen bzw. Umformen. Im Ergebnis entsteht ein isotropes Ver-
bundmaterial, das vorzugsweise aus einer near-a-Titanlegierungsmatrix mit 5 bis 30 Ma.% TiAl-Partikelverstärkung besteht.
Im Ausführungsbeispiel wird die Herstellung eines Verbundmaterials be- stehend aus der (a+ß)-Titanlegierung Ti-6A1-4V als Metallmatrix mit 10 Ma. % Verstärkungskomponente aus der TiAl-Legierung Ti-43,5Al-4Nb- 1Μο-0,1Β beschrieben. Zur Vorbereitung des Sinterprozesses werden sphärische Pulver beider Komponenten mit der Partikelgröße < 100 μηι ohne weitere Beimengungen unter Schutzgas gemischt. Beim Spark- Plasma-Sintering erfolgt die Verdichtung des Pulvergemisches durch direkten Stromfluss durch das Pulver unter gleichzeitiger Druckbelastung. Dazu wird die Pulvermischung mit einer Aufheizrate von 50 K/min auf 1 100 °C aufgeheizt. Gleichzeitig wird der Druck bis zu 50 MPa erhöht. Das Sintern erfolgt ohne Haltezeit.
Der direkte Stromfluss durch das Pulver ermöglicht schnelle Aufheizraten und kurze Sinterzeiten, wodurch ausgeprägte Diffusionsvorgänge zwischen Matrix- und Verstärkungsphase vermieden werden, die zur vollständigen Auflösung der Partikelverstärkung führen würden. Die kurzzeitigen Diffu- sionsvorgänge ermöglichen jedoch die gezielte Einstellung der Breite von Diffusionszonen zwischen Partikel- und Matrixphase. Die vergleichsweise kurzen Prozesszeiten machen das Spark-Plasma-Sintering zudem zu einem äußerst effektiven und wirtschaftlichen Prozess, der sogar das Potenzial zur near-netshape Fertigung von Bauteilen hat. Da der Prozess im Vakuum abläuft, kommt es beim Spark-Plasma-Sintering zu keiner unerwünschten Aufnahme von Sauerstoff durch die reaktiven Pulver auf Titanbasis.
Mit der Wahl geeigneter Sinterparameter lässt das Verfahren die Einstellung dichter Diffusionsschichten zwischen Matrixmaterial und Partikelverstärkung mit einer Breite von 5 bis 50 μηι zu, die zu einer guten Grenzflächenbindung zwischen Verstärkungspartikeln und Matrixphase führen.
In Fig. 1 und 2 ist das Gefüge eines MMC's bestehend aus einer mit TiAl- Partikeln 1 verstärkten Ti-6A1-4V-Matrixphase 2 in unterschiedlichen Vergrößerungen gezeigt. Die Dicke der Diffusionszonen 3 zwischen Partikel 1 und Matrix 2 liegt zwischen 8 und 12 μηι, wie sich insbesondere aus der Fig. 2 entnehmen lässt.
Ein Beispiel für den Effekt einer 10 Masse-% TiAl-Partikelverstärkung bei einem MMC-Material in Form einer Funkenplasma- gesinterten Ti-6A1-4V- Legierung auf die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung in Abhängigkeit von der Temperatur zeigen die Fig. 3 und 4. Man erkennt, dass eine Partikelverstärkung mit 10 Masse-% TiAl zu einer ca. 5 % höheren Zugfestigkeit bei Raumtemperatur führt, während die Erhöhung der Zugfestigkeit im Temperaturbereich von 300 - 550 °C bis zu etwa 15-20 % beträgt. Die Bruchdehnung des MMC-Materials bei Raumtemperatur beträgt etwa 4 % und liegt damit deutlich oberhalb der Bruchdehnung von TiAl- Material mit maximal etwa 1 %. Die Bruchdehnung des MMC-Materials erhöht sich mit zunehmender Temperatur von RT bis 550 °C deutlich weniger im Vergleich zum Matrixmaterial und beträgt bei 550 °C mit etwa 13 % etwa die Hälfte der Bruchdehnung des Matrixmaterials.
Claims
Patentansprüche
1. Metallmatrix- Verbundwerkstoff bestehend aus einer Titanlegierungsmatrix (2) und in der Matrix (2) vorzugsweise homogen verteilten, sphärischen Verstärkungspartikeln (1) auf Basis einer Titanaluminidle- gierung, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen der Titanlegierungsmatrix (2) und den Verstärkungspartikeln (1) aus der Titanalumi- nidlegierung ein kontinuierlicher Konzentrationsübergang (3) der Hauptlegierungselemente Ti und AI mit einer Breite von 5 bis 50 μηι vorliegt.
2. Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Titanlegierungsmatrix (2) aus einer warmfesten Titanlegierung, vorzugsweise einer near-a-Titanlegierung Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0,lSi (Ti-6-2-4-2-S) oder einer (a+ß)-Titanlegierung Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo, besteht.
3. Verbundwerkstoff nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Titanaluminid- Verstärkungskomponente vor- zugsweise mindestens ein Legierungselement aus der Gruppe der Re- fraktärmetalle wie Vanadium, Chrom, Niob, Molybdän und Tantal enthält.
4. Verbundwerkstoff nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass in der Titanlegierungsmatrix (2) 5 bis 30 Masse- % der Titanaluminidlegierung eingebettet sind.
5. Verbundwerkstoff nach einem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Partikelgröße der sphärischen Verstärkungspartikel (1) zwischen 5 und 100 μηι liegt.
Pulvermetallurgisches Verfahren zur Herstellung eines Metallmatrix- Verbundwerkstoffs nach einem der vorgenannten Ansprüche, gekennzeichnet durch folgende Verfahrensschritte:
Bereitstellung einer homogenen Mischung eines Titanlegierungspulvers und eines Titanaluminidlegierungspulvers und
Kurzzeitsintern der Mischung zu dem isotropen und dichten Metall- Matrix- Verbundwerkstoff.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Kurzzeitsintern durch einen Funken-Plasma-Sinterprozess realisiert wird.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass das
Kurzzeitsintern der Pulvermischung mit oder ohne Flüssigphase erfolgt.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeich- net, dass das Kurzzeitsintern des Verbundwerkstoffes mit laser- und elektronenstrahlbasierten additiven Fertigungsverfahren erfolgt.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Fertigungsverfahren durch Pulverbett- Verfahren, insbesondere das SLM - Selective Laser Melting - Verfahren, SLS - Selective Laser Sintering - Verfahren oder EBM - Electron Beam Melting - Verfahren, oder durch Verfahren der direkten Metallabscheidung, insbesondere das DMLS - Direct Metal Laser Sintering - Verfahren realisiert werden.
1. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis der durch den d50-Wert definierten durchschnittlichen Partikelgröße von Titanaluminidlegierungspulver und Titanlegierungspulver zwischen 0,2 und 1 ,2 liegt.
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