WO2022105967A1 - Verfahren zur herstellung eines bauteils aus einer legierung und entsprechend hergestelltes bauteil - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines bauteils aus einer legierung und entsprechend hergestelltes bauteil Download PDF

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Martin Schloffer
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a component from an alloy, in particular a TiAl alloy, in particular a component of a turbomachine, preferably a gas turbine or aircraft turbine, and a correspondingly produced component.
  • Components made of different alloys such as TiAl alloys, Ti alloys or Ni alloys, can be used in turbomachines such as gas turbines or aircraft turbines.
  • titanium aluminides or TiAl alloys Due to their low specific weight and their mechanical properties, components made of titanium aluminides or TiAl alloys are of interest for use in turbomachines such as gas turbines or aircraft turbines.
  • Titanium aluminides or TiAl alloys are understood to mean alloys which have titanium and aluminum as their main components, so that their chemical composition has aluminum and titanium as components with the highest proportions.
  • TiAl alloys are characterized by the formation of intermetallic phases such as y - TiAl or a 2 - Ti 3 Al, which give the material good strength properties.
  • so-called TNM alloys are used, i.e. TiAl alloys that are alloyed with niobium and molybdenum, with molybdenum being an alloying element that stabilizes the ß phase, so that ß or B2 grains can also be found in the structure of the corresponding alloys.
  • TiAl alloys are not easy to process and the structure of TiAl materials must be adjusted precisely in order to achieve the desired mechanical properties.
  • castings made from TNM - TiAl - alloys can have large and asymmetrical grains, so that the corresponding components have to be forged in order to achieve high strength and ductility.
  • TiAl alloys have a high strength due to their intermetallic phases, so that forming by forging is complex.
  • the document EP 3 372 700 A1 also deals with the production of forged components from TiAl alloys, it being proposed here that a blank is provided for forging, which is shaped in such a way that homogeneous deformation over the entire component can be achieved by the Forging can be done so that a homogeneous microstructure of the forged component can be achieved.
  • generatively manufactured components made of TiAl alloys show anisotropies in the microstructure, which arise, for example, due to the different burn-off of aluminum during generative manufacturing.
  • the solidification in layers leads to the formation of textures, especially with regard to the ß phase.
  • the object of the present invention is to provide a method for producing components made of alloys, in particular TiAl alloys and in particular TNM - TiAl alloys, in which a homogeneous microstructure with isotropic properties in terms of strength and ductility can be produced in the simplest and most efficient manner possible can be achieved.
  • a generative or additive process to produce a blank in layers from a large number of Build up layers and then subject the blank to forging to obtain a forged part.
  • Forging should be done in a forging direction that is transverse to the layers of the blank.
  • the angle between the forging direction and the surface normal of the layers can be, for example, at most 45°, preferably at most 30°, in particular at most 15°.
  • the forging direction is the direction in which the pressure for compression work is applied to the blank during forging, and in particular the direction in which the blank is upset by the forging work. Accordingly, with a forging direction transverse and in particular perpendicular to the layers of the blank, which have been deposited in layers one after the other during the additive manufacturing process, the layers are pressed against one another and deformed in order to homogenize the structure, in particular the aluminum content between the individual layers , to reach.
  • the generative or additive method with which the blank is built up in layers from a powder can be laser beam melting or electron beam melting and in particular selective laser beam melting or selective electron beam melting.
  • the chemical composition of the deposited layers can be varied by different deposition conditions, for example by varying the beam parameters during laser beam melting or electron beam melting by setting different temperatures of the melt of the melted powder, so that volatile components evaporate differently.
  • the aluminum content can be varied through different aluminum burn-off.
  • the forging of the blank can be performed through a one-step forging process, so the overall manufacturing process is simple and efficient.
  • Forging is usually carried out at high temperatures, so that during the forging process, in which the layers of the blank are pressed against each other and deformed, diffusion processes can take place, which further improve homogenization.
  • the forging process can be carried out as an isothermal forging process or hot die forging process, in which the forging temperature is kept constant or the component is inserted at excess temperature and continuously cools and, for example, the dies of a drop forge are heated accordingly.
  • a usable volume can be defined in the forged part, which is created from the blank by the forging process, which corresponds to the component to be manufactured.
  • the forging of the blank can now be carried out in such a way that a degree of deformation of greater than or equal to 0.8, in particular greater than or equal to 1, is achieved with the lowest deformation based on the entire usable volume or on a partial volume area of the usable volume.
  • a minimum deformation can be set in the entire usable volume, which ultimately represents the component, so that this minimum deformation guarantees that the desired homogenization of the structure and in particular the aluminum content between individual layers can be set.
  • the degree of deformation greater than or equal to 0.8, and in particular greater than or equal to 1, determined by the natural logarithm of the ratio of the dimensions of the forged blank is calculated before forging and after forging can therefore be set accordingly so that, based on the total usable volume, the degree of deformation is greater than or equal to 0.8 and in particular greater than or equal to 1.
  • any partial volumes can be considered for which the corresponding deformation is determined, and to achieve the desired minimum deformation, the degree of deformation in the partial volume with the lowest deformation can have a degree of deformation of greater than or equal to 0.8 and in particular greater than or equal to 1.
  • Strain per se can be defined as the strain in any direction or in the forging direction.
  • l/2(
  • a so-called TNM-TiAl alloy can be used, which has niobium and molybdenum as further essential alloying elements in addition to aluminum and titanium.
  • the alloy can have 27 to 30% by weight aluminum, 8 to 10% by weight niobium and 1 to 3% by weight molybdenum and the remainder titanium.
  • the remainder is in turn formed by titanium, with other alloying elements such as boron being able to be included. Boron can be contained, for example, with 0.01 to 0.04% by weight or 0.1 at.%.
  • the alloys can also contain carbon, oxygen, nitrogen, hydrogen, chromium, silicon, iron, copper, nickel and yttrium, with the chromium content being ⁇ 0.05% by weight and the silicon content being ⁇ 0.05% by weight. %, the oxygen content ⁇ 0.08% by weight, the carbon content ⁇ 0.02% by weight, the nitrogen content ⁇ 0.015% by weight, the hydrogen content ⁇ 0.005% by weight, the iron content ⁇ 0.06% by weight, the Copper content ⁇ 0.15% by weight, nickel content ⁇ 0.02% by weight and yttrium content ⁇ 0.001% by weight.
  • Forging can be carried out at a forging temperature between 1150°C and 1200°C, with a TiAl alloy in particular in which the ß phase occurs, such as TNM TiAl alloys, forging in the a+y+ temperature range ß - phase region of the TiAl - alloy can take place.
  • a TiAl alloy in particular in which the ß phase occurs such as TNM TiAl alloys
  • Forging can start at a component temperature of 1360°C and be carried out with dies that are preheated to 600°C to 900°C, in particular with a TiAl alloy in which the ß phase occurs, such as TNM - TiAl - Alloys, the forging of the TiAl alloy starts in the temperature range of the a + ß phase area and ends in the a + y + ß phase area.
  • a TiAl alloy in which the ß phase occurs such as TNM - TiAl - Alloys
  • the forging can be subjected to a recrystallization heat treatment so that the structure can recrystallize, so that in particular textures and preferably textures of the ⁇ phase can be eliminated.
  • the recrystallization heat treatment can be carried out for 40 to 100 minutes, preferably for 60 to 90 minutes, in particular 70 to 80 minutes, at a temperature which is 50° C. above to 30° C. below the locally present y/a transformation temperature, where In particular, the cooling rate in the temperature range between 1300° C. and 700° C. can be greater than or equal to 250° C./s in order to freeze the recrystallized structure accordingly and set fine lamellae or to freeze the structure supersaturated and only form the lamellae in a stabilization annealing.
  • stabilization annealing may be further performed in the temperature range of 800°C to 950°C, preferably 845°C to 925°C, more preferably 850°C to 900°C for 5 to 7 hours, more preferably 345 to 375 minutes to stabilize the structure.
  • the present invention can be applied particularly well to TiAl alloys, it is not limited to TiAl alloys and can also be used advantageously for other alloys to achieve an improved microstructure with improved properties.
  • the following alloys can also be considered for use within the present invention: Ti alloys, in particular Ti-based alloys such as Ti6A14V with an aluminum content of 6% by weight, a vanadium content of 4% by weight and the remainder titanium and unavoidable impurities and Ni alloys, in particular Ni-based alloys such as IN718 and Haynes282.
  • Correspondingly manufactured components can advantageously be used in turbomachines and in particular in gas turbines or aircraft engines, blades preferably being able to be manufactured accordingly.
  • FIG. 1 shows a device for carrying out an additive manufacturing process
  • FIG. 2 shows a representation of a blank produced additively or generatively
  • FIG. 3 shows a sectional view through a drop forge with the blank from FIG. 2 inserted
  • Figure 4 shows a sectional view through the drop forge with the finished forged part
  • FIG. 5 shows the finished forged part after removal from the drop forge.
  • FIG. 1 shows, in a purely schematic representation, a device 1 such as can be used, for example, for (selective) electron beam melting (EBM electron beam melting) for the generative production of an object.
  • the device 1 comprises a lifting table 2, on the platform of which a semi-finished product 3 is arranged, on which material is deposited in layers. is separated to create a three-dimensional object.
  • the powder 10 which is located above a lifting table 9 in a powder supply, is pushed layer by layer over the semi-finished product 3 by means of the slide 8, so that the semi-finished product 3 is located in a powder bed 5, and is then selectively melted by the electron beam 6 of an electron beam gun 4 , so that it is connected to the already existing semi-finished product 3 after solidification.
  • the powder material of a powder layer is connected to the semi-finished product 3 by the electron beam 6 of the electron beam guns 4 depending on the desired contour of the component to be manufactured, so that any three-dimensional shapes can be produced.
  • the electron beam 6 is guided over the powder bed 5 in order to melt powder material through different impact points on the powder bed according to the contour of the three-dimensional component to be produced in the section plane of the object to be produced which corresponds to the layer plane produced and with the already produced part of a component to be produced or an initially to connect provided substrate.
  • the electron beam 6 can be guided over the surface of the powder bed 5 by a suitable deflection unit and/or the powder bed could be moved relative to the electron beam 6 .
  • the temperature of the melted powder can be varied in different layers or at different positions in one layer, which means that the aluminum burn-off can be changed in a targeted manner over large areas in the component.
  • the temperature of the melt can be varied with the electron beam by varying the focus or the voltage, current and speed parameters.
  • areas in the component with an average difference of 1-3 at.% in aluminum content can be specifically adjusted by controlling the aluminum loss.
  • This difference in the aluminum content can be used in later heat treatments to set different microstructures in different component areas.
  • the transition from one microstructure area to the other with an average difference of 1-3 at.% in the aluminum content is set and documented in electron beam welding with the parameter sets.
  • the process can take place in a closed space provided by a housing 7 of the device 1, and an inert gas atmosphere can also be provided, for example to prevent oxidation of the powder material and the like when separating to avoid.
  • Nitrogen for example, can be used as the inert gas, which is provided via a gas supply that is not shown.
  • the semi-finished product 3 shown in FIG. 1 represents the blank 11, which is formed by forging in the subsequent process step in order to obtain a forged part 15 or the finished component.
  • FIG. 2 shows a purely schematic example of a blank 11 after additive manufacturing by selective electron beam melting, in which the individual layers 12 are shown, which are stacked on top of one another by the layered deposition of the powder and form the blank 11 . Since the powder used to manufacture the component was melted in layers in the individual layers 12 and then solidified again, what is known as lacing, i.e. layered inhomogeneity, can form in the blank 11, for example by the chemical composition in the edge areas of the layers is different from the inner areas of a layer.
  • the blank 11 is inserted into a lower die 13, pressure being exerted on the blank 11 by an upper die 14, which can be moved relative to the lower die 13 in accordance with the double arrow, in order to achieve a forging deformation of the To effect blank 11.
  • the forge- direction corresponds to the direction of movement of the upper die 13 and is perpendicular to the layers 12 that have been produced in the blank 11 by the additive manufacturing.
  • the layers 12 are pressed against one another and the chemical composition, in particular the aluminum proportion, can be homogenized by diffusion with an increased dislocation density at high forging temperatures.
  • the deformation during forging causes a change in the microstructure and can break up the texture transferred from the beta phase through recrystallization.
  • FIG. 4 shows a forged part 15 after the blank 11 has been formed by isothermal drop forging using the dies 13, 14.
  • the blank 11 has been compressed in terms of height H and correspondingly stretched in width and/or length.
  • FIG. 5 shows the forged part 15 after it has been removed from the dies 13, 14.
  • the forged part can be subjected to heat treatment in order to form a desired microstructure, as has already been described above.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Legierung sowie ein entsprechendes Bauteil, wobei bei dem Verfahren zunächst ein Rohling (11) durch ein generatives Verfahren schichtweise aus mehreren Lagen (12) aufgebaut wird und der Rohling (11) anschließend einer Schmiedeumformung unterzogen wird, um ein Schmiedeteil zu erhalten, wobei die Schmiedeumformung mit einer Schmiederichtung erfolgt, die quer zu den Lagen (12) des Rohlings (11) erfolgt.

Description

VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES BAUTEILS AUS EINER LEGIERUNG UND ENTSPRECHEND HERGESTELLTES BAUTEIL
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
GEBIET DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Legierung, insbesondere einer TiAl - Legierung, insbesondere eines Bauteils einer Strömungsmaschine, vorzugsweise einer Gasturbine oder Flugturbine, und ein entsprechend hergestelltes Bauteil.
STAND DER TECHNIK
Bauteile aus verschiedenen Legierungen, wie TiAl - Legierungen, Ti- Legierungen oder Ni- Legierungen, können in Strömungsmaschinen, wie Gasturbinen oder Flugturbinen, eingesetzt werden.
Bauteile aus Titanaluminiden bzw. TiAl - Legierungen sind aufgrund ihres geringen spezifischen Gewichts und ihrer mechanischen Eigenschaften für den Einsatz in Strömungsmaschinen, wie Gasturbinen oder Flugturbinen, interessant.
Unter Titanaluminiden bzw. TiAl - Legierungen werden hierbei Legierungen verstanden, die als Hauptbestandteile Titan und Aluminium aufweisen, sodass deren chemische Zusammensetzung als Bestandteile mit den höchsten Anteilen Aluminium und Titan aufweist. Darüber hinaus zeichnen sich TiAl - Legierungen durch die Ausbildung von intermetallischen Phasen, wie y - TiAl oder a2 - Ti3Al aus, die dem Werkstoff gute Festigkeitseigenschaften verleihen. Insbesondere werden sogenannte TNM - Legierungen eingesetzt, also TiAl - Legierungen, die mit Niob und Molybdän legiert sind, wobei Molybdän ein die ß - Phase stabilisierendes Legierungselement ist, sodass im Gefüge entsprechender Legierungen auch ß - oder B2 - Körner zu finden sind. Allerdings sind TiAl - Legierungen nicht einfach zu verarbeiten und die Gefüge von TiAl - Werkstoffen müssen exakt eingestellt werden, um die gewünschten mechanischen Eigenschaften zu erzielen. So können Gussteile aus TNM - TiAl - Legierungen große und unsymmetrische Körner aufweisen, sodass zur Erreichung hoher Festigkeiten und Duktilitäten entsprechende Bauteile geschmiedet werden müssen. Allerdings besitzen TiAl - Legierungen durch ihre intermetallischen Phasen eine hohe Festigkeit, sodass die Umformung durch Schmieden aufwändig ist.
Im Dokument DE 10 2015 103 422 B3 wird entsprechend vorgeschlagen, die Umformung in Temperaturbereichen vorzunehmen, bei denen ein Gefüge vorliegt, welches einfacher umzuformen ist.
Auch das Dokument EP 3 372 700 Al beschäftigt sich mit der Herstellung von geschmiedeten Bauteilen aus TiAl - Legierungen, wobei hier vorgeschlagen wird, dass für das Schmieden ein Rohling bereitgestellt wird, der so geformt ist, dass eine homogene Umformung über das gesamte Bauteil durch das Schmieden erfolgen kann, sodass eine homogene Gefügeausbildung des geschmiedeten Bauteils erreicht werden kann.
Darüber hinaus beschreibt die amerikanische Offenlegungsschrift US 2017/0043402 Al ein Verfahren zur Herstellung eines metallischen Bauteils, bei welchen nach einer additiven bzw. generativen Herstellung durch schichtweise Abscheidung von Metalllagen ein derart hergestellter Rohling geschmiedet wird.
Allerdings weisen generativ hergestellte Bauteile aus TiAl - Legierungen Anisotropien in der Mikrostruktur auf, die beispielsweise durch den unterschiedlichen Abbrand von Aluminium beim generativen Herstellen entstehen. Darüber hinaus kommt es durch die lagenweise Erstarrung zur Ausbildung von Texturen insbesondere hinsichtlich der ß - Phase. Entsprechend ergeben sich auch Anisotropien bezüglich der mechanischen Festigkeit und der Duktilität generativ hergestellter Bauteile aus TiAl - Legierungen.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG AUFGABE DER ERFINDUNG
Entsprechend ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus Legierungen, insbesondere TiAl - Legierungen und insbesondere aus TNM - TiAl - Legierungen, bereitzustellen, bei welchem auf möglichst einfache und effiziente Weise eine homogene Gefüge Struktur mit isotropen Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit und Duktilität erzielt werden kann.
TECHNISCHE LÖSUNG
Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 und einem Bauteil mit den Merkmalen des Anspruchs 16. Vorteilhafte Ausgestaltungen sind Gegenstand der abhängigen Ansprüche.
Gemäß der Erfindung wird zur Verbesserung der Homogenität eines Bauteils aus einer Legierung, insbesondere TiAl - Legierung und insbesondere aus einer TNM - TiAl - Legierung, sowie zur Vermeidung von Anisotropien vorgeschlagen, zunächst durch ein generatives bzw. additives Verfahren schichtweise einen Rohling aus einer Vielzahl von Lagen aufzubauen und anschließend den Rohling einer Schmiedeumformung zu unterziehen, um ein Schmiedeteil zu erhalten. Die Schmiedeumformung soll in einer Schmiederichtung erfolgen, die quer zu den Lagen des Rohlings ausgerichtet ist. Der Winkel zwischen der Schmiederichtung und der Flächennormalen der Lagen kann beispielsweise höchstens 45°, vorzugsweise höchstens 30°, insbesondere höchstens 15° betragen.
Bei der Schmiederichtung handelt es sich um die Richtung, in welcher der Druck zur Druckumformung beim Schmieden auf den Rohling aufgebracht wird und insbesondere um die Richtung, in der der Rohling durch die Schmiedeumformung gestaucht wird. Entsprechend wird bei einer Schmiederichtung quer und insbesondere senkrecht zu den Lagen des Rohlings, die schichtweise nacheinander beim generativen Herstellungsprozess abgeschieden worden sind, erreicht, dass die Lagen gegeneinander gepresst und verformt werden, um so eine Homogenisierung des Gefüges, insbesondere des Aluminiumgehaltes zwischen den einzelnen Lagen, zu erreichen. Das generative bzw. additive Verfahren, mit welchem der Rohling schichtweise aus einem Pulver aufgebaut wird, kann Laserstrahlschmelzen oder Elektronenstrahlschmelzen und insbesondere selektives Laserstrahlschmelzen oder selektives Elektronenstrahlschmelzen sein.
Bei der generativen Herstellung kann die chemische Zusammensetzung der abgeschiedenen Lagen durch unterschiedliche Abscheidebedingungen variiert werden, indem beispielsweise durch Variation der Strahlparameter beim Laserstrahlschmelzen oder Elektronenstrahlschmelzen unterschiedliche Temperaturen der Schmelze des aufgeschmolzenen Pulvers eingestellt werden, sodass flüchtige Komponenten unterschiedlich verdampfen. Insbesondere der Aluminiumgehalt kann durch unterschiedlichen Aluminiumabbrand variiert werden.
Das Schmieden des Rohlings kann durch einen einstufigen Schmiedeprozess durchgeführt werden, sodass insgesamt das Herstellungsverfahren einfach und effizient ist.
Das Schmieden wird üblicherweise bei hohen Temperaturen ausgeführt, sodass während des Schmiedeprozesses, bei dem die Lagen des Rohlings gegeneinander gepresst und verformt werden, Diffusionsprozesse stattfinden können, die die Homogenisierung weiter verbessern. Insbesondere kann der Schmiedeprozess als isothermer Schmiedeprozess oder Heißgesenkschmiedeprozess ausgeführt werden, bei welchem die Schmiedetemperatur konstant gehalten wird oder das Bauteil mit Übertemperatur eingelegt wird und kontinuierlich abkühlt und beispielsweise die Gesenke einer Gesenkschmiede entsprechend beheizt werden.
In dem Schmiedeteil, welches durch den Schmiedeprozess aus dem Rohling entsteht, kann ein nutzbares Volumen definiert werden, welches dem herzustellenden Bauteil entspricht. Das Schmieden des Rohlings kann nunmehr so durchgeführt werden, dass bezogen auf das gesamte nutzbare Volumen oder auf einen Volumenteilbereich des nutzbaren Volumens mit der geringsten Umformung ein Umformungsgrad von größer oder gleich 0.8, insbesondere größer oder gleich 1 erreicht wird. Dies bedeutet, dass im gesamten nutzbaren Volumen, welches also abschließend das Bauteil darstellt, eine Mindestumformung eingestellt werden kann, sodass durch diese Mindestumformung garantiert wird, dass die gewünschte Homogenisierung des Gefüges und insbesondere des Aluminiumgehaltes zwischen einzelnen Lagen eingestellt werden kann. Der Umformungsgrad von größer oder gleich 0.8 und insbesondere größer oder gleich 1, der durch den natürlichen Logarithmus aus dem Verhältnis der Dimensionen des geschmiedeten Rohlings vor dem Schmieden und nach dem Schmieden berechnet wird, kann also entsprechend so eingestellt sein, dass bezogen auf das gesamte nutzbare Volumen der Umformungsgrad größer oder gleich 0.8 und insbesondere größer oder gleich 1 ist. Alternativ ist es auch möglich die Umformung so vorzunehmen, dass in dem Volumenteilbereich mit der geringsten Umformung der Umformungsgrad größer oder gleich 0.8 und insbesondere größer oder gleich 1 ist. Entsprechend können also beliebige Teilvolumina betrachtet werden, für die die entsprechende Umformung bestimmt wird, und zur Erzielung der gewünschten Mindestumformung kann der Umformungsgrad in dem Teilvolumen mit der geringsten Umformung einen Umformungsgrad von größer oder gleich 0.8 und insbesondere größer oder gleich 1 aufweisen.
Der Umformungsgrad an sich kann definiert sein als der Umformungsgrad in einer beliebigen Richtung oder in der Schmiederichtung. Darüber hinaus kann der Umformungsgrad auch als der wertmäßig größte Umformungsgrad definiert bzw. bestimmt werden, wobei der wertmäßig größte Umformungsgrad ( g so definiert sein kann, dass ( g = |(|)max | = l/2(|(|)x |+|(|)y |+|(|)z |) ist und wobei ( x , ( y , ( z die Umformgrade in x - , y - und z - Richtung eines kartesischen xyz - Koordinatensystems sind.
Für die Herstellung eines Bauteils aus einer TiAl - Legierung gemäß dem offenbarten Verfahren kann eine sogenannte TNM - TiAl - Legierung verwendet werden, die als weitere wesentliche Legierungselemente neben Aluminium und Titan Niob und Molybdän aufweist. Entsprechend kann die Legierung 27 bis 30 Gew.% Aluminium, 8 bis 10 Gew.% Niob und 1 bis 3 Gew.% Molybdän sowie Rest Titan aufweisen. Dies entspricht insbesondere einer Legierung, die beispielsweise 43,5 At.% Aluminium, 4 At.% Niob und 1 At. % Molybdän aufweist. Der Rest wird wiederum durch Titan gebildet, wobei weitere Legierungselemente, wie beispielsweise Bor enthalten sein können. Bor kann beispielsweise mit 0,01 bis 0,04 Gew.% oder 0,1 At.% enthalten sein.
Neben unvermeidbaren Verunreinigungen können weiterhin Kohlenstoff, Sauerstoff, Stickstoff, Wasserstoff, Chrom, Silizium, Eisen, Kupfer, Nickel und Yttrium in der Legierungen enthalten sein, wobei insbesondere der Chromgehalt < 0,05 Gew.%, der Siliziumanteil < 0,05 Gew.%, der Sauerstoffgehalt < 0,08 Gew.%, der Kohlenstoffge halt < 0,02 Gew.%, der Stickstoffgehalt < 0,015 Gew.%, der Wasserstoffanteil < 0,005 Gew.%, der Eisengehalt < 0,06 Gew.%, der Kupferanteil < 0,15 Gew.%, der Nickelgehalt < 0,02 Gew.% und der Yttriumanteil < 0,001 Gew.% betragen kann. Das Schmieden kann bei einer Schmiedetemperatur zwischen 1150°C und 1200°C durchgeführt werden, wobei insbesondere bei einer TiAl - Legierung, bei welcher ß - Phase auftritt, wie beispielsweise bei TNM - TiAl - Legierungen, das Schmieden im Temperaturbereich des a+y+ß - Phasengebiets der TiAl - Legierung erfolgen kann.
Das Schmieden kann bei einer Bauteiltemperatur von 1360°C starten und mit Gesenken die auf 600°C bis 900°C vorgeheizt sind, durchgeführt werden, wobei insbesondere bei einer TiAl - Legierung, bei welcher ß - Phase auftritt, wie beispielsweise bei TNM - TiAl - Legierungen, das Schmieden der TiAl - Legierung im Temperaturbereich des a +ß - Phasengebiets startet und im a+y+ß - Phasengebiet endet.
Nach dem Schmieden kann das Schmiedeteil einer der Rekristallisationswärmebehandlung unterzogen werden, damit das Gefüge rekristallisieren kann, sodass insbesondere Texturen und vorzugsweise Texturen der ß - Phase beseitigt werden können.
Die Rekristallisationswärmebehandlung kann für 40 bis 100 Minuten, vorzugsweise für 60 bis 90 Minuten, insbesondere 70 bis 80 Minuten, bei einer Temperatur, die 50°C über bis 30°C unterhalb der lokal vorliegenden y/a - Umwandlungstemperatur liegt, durchgeführt werden, wobei insbesondere die Abkühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich zwischen 1300°C bis 700°C größer oder gleich 250°C/s sein kann, um das rekristallisierte Gefüge entsprechend einzufrieren und feine Lamellen einzustellen bzw. das Gefüge übersättigt einzufrieren und die Lamellen erst in einer Stabilisierungsglühung auszubilden.
Nach der Rekristallisationswärmebehandlung kann weiterhin ein Stabilisierungsglühen im Temperaturbereich von 800°C bis 950°C, vorzugsweise von 845°C bis 925°C, insbesondere 850°C bis 900°C für 5 bis 7 Stunden und insbesondere für 345 bis 375 Minuten durchgeführt werden, um eine Stabilisierung des Gefüges vorzunehmen.
Auch wenn die vorliegende Erfindung besonders gut auf TiAl - Legierungen angewendet werden kann, ist diese nicht auf TiAl - Legierungen beschränkt und kann auch vorteilhaft für andere Legierungen zur Erzielung einer verbesserten Gefüge Struktur mit verbesserten Eigenschaften eingesetzt werden. Neben TiAl - Legierungen kommen beispielsweise auch folgende Legierungen für eine Verwendung innerhalb der vorliegenden Erfindung in Betracht: Ti- Legierungen, insbesondere Ti-Basislegierungen, wie z.B. Ti6A14V mit einem Aluminiumgehalt von 6 Gew.%, einem Vanadiumanteil von 4 Gew.% und dem Rest Titan und unvermeidbaren Verunreinigungen und Ni- Legierungen, insbesondere Ni-Basislegierungen, wie z.B. IN718 und Haynes282.
Entsprechend hergestellte Bauteile können vorteilhaft in Strömungsmaschinen eingesetzt werden und insbesondere in Gasturbinen oder Flugtriebwerken, wobei vorzugsweise Schaufeln entsprechend hergestellt werden können.
KURZBESCHREIBUNG DER FIGUREN
Die beigefügten Zeichnungen zeigen in rein schematischer Weise in
Figur 1 eine Vorrichtung für die Durchführung eines generativen Herstellungsprozesses,
Figur 2 eine Darstellung eines additiv bzw. generativ hergestellten Rohlings,
Figur 3 eine Schnittdarstellung durch eine Gesenkschmiede mit dem eingesetzten Rohling aus Figur 2,
Figur 4 eine Schnittdarstellung durch die Gesenkschmiede mit dem fertig geschmiedeten Schmiedeteil und in
Figur 5 eine Darstellung des fertig geschmiedeten Schmiedeteils nach der Entnahme aus der Gesenkschmiede.
AUSFÜHRUNGSBEISPIELE
Weitere Vorteile, Kennzeichen und Merkmale der vorliegenden Erfindung werden bei der nachfolgenden detaillierten Beschreibung der Ausführungsbeispiele , die sich insbesondere auf eine Ausführung mit einer TiAl - Legierung beziehen können, ersichtlich. Allerdings ist die Erfindung nicht auf diese Ausführungsbeispiele beschränkt.
Die Figur 1 zeigt in einer rein schematischen Darstellung eine Vorrichtung 1, wie sie beispielsweise für das (selektive) Elektronenstrahlschmelzen (EBM electron beam melting) zur generativen Herstellung eines Objekts Verwendung finden kann. Die Vorrichtung 1 umfasst einen Hubtisch 2, auf dessen Plattform ein Halbzeug 3 angeordnet ist, auf dem schichtweise Material abge- schieden wird, um ein dreidimensionales Objekt zu erzeugen. Hierzu wird mittels des Schiebers 8 Pulver 10, das sich oberhalb eines Hubtisches 9 in einem Pulvervorrat befindet, schichtweise über das Halbzeug 3 geschoben, sodass sich das Halbzeug 3 in einem Pulverbett 5 befindet, und anschließend wird durch den Elektronenstrahl 6 einer Elektronenstrahlkanone 4 selektiv aufgeschmolzen, sodass es nach dem Erstarren mit dem bereits vorhandenen Halbzeug 3 verbunden ist. Die Verbindung des Pulvermaterials einer Pulverschicht mit dem Halbzeug 3 erfolgt durch den Elektronenstrahl 6 der Elektronenstrahlkanonen 4 abhängig von der gewünschten Kontur der zu fertigenden Komponente, sodass beliebige, dreidimensionale Formen erzeugt werden können. Entsprechend wird der Elektronenstrahl 6 über das Pulverbett 5 geführt, um durch unterschiedliche Auftreffpunkte auf dem Pulverbett entsprechend der Kontur der herzustellenden dreidimensionalen Komponente in der der erzeugten Schichtebene entsprechenden Schnittebene des herzustellenden Objekts Pulvermaterial aufzuschmelzen und mit dem bereits erzeugten Teil einer zu erzeugenden Komponente oder einem anfänglich bereit gestellten Substrat zu verbinden. Hierbei kann der Elektronenstrahl 6 durch eine geeignete Ablenkeinheit über die Oberfläche des Pulverbetts 5 geführt werden und / oder das Pulverbett könnte gegenüber dem Elektronenstrahl 6 bewegt werden. Mit Hilfe des Elektronenstrahls kann die Temperatur des aufgeschmolzenen Pulvers in unterschiedlichen Lagen oder an unterschiedlichen Positionen in einer Lage gezielt variiert werden, wodurch der Aluminiumabbrand gezielt über große Bereiche im Bauteil verändert werden kann. Die Temperatur der Schmelze kann mit dem Elektronenstrahl durch Variation der Fokussierung bzw. der Parameter Spannung, Strom und Geschwindigkeit variiert werden.
Dadurch können Bereiche im Bauteil mit im Mittel 1-3 at.% Unterschied im Aluminiumgehalt durch Steuerung des Aluminiumabbrands gezielt eingestellt werden. Dieser Unterschied im Aluminiumanteil kann in den späteren Wärmebehandlungen zur Einstellung von unterschiedlichen Mikrostrukturen in unterschiedlichen Bauteilbereichen genutzt werden. Der Übergang von einem Mikrostrukturbereich in den anderen mit im Mittel 1-3 at.% Unterschied im Aluminiumgehalt wird beim Elektronenstrahlschweißen mit den Parametersätzen eingestellt und dokumentiert.
Um unerwünschte Reaktionen mit der Umgebungsatmosphäre beim Aufschmelzen des Pulvers zu vermeiden, kann der Prozess in einem abgeschlossenen Raum, der durch ein Gehäuse 7 der Vorrichtung 1 bereit gestellt wird, stattfinden und es kann zudem eine inerte Gasatmosphäre bereit gestellt, um beispielsweise Oxidation des Pulvermaterials und dergleichen beim Abscheiden zu vermeiden. Als inertes Gas kann beispielsweise Stickstoff verwendet werden, welches über eine nicht dargestellte Gasversorgung bereitgestellt wird.
Darüber hinaus sind auch andere Strahlungsarten denkbar, wie beispielsweise Laserstrahlen oder andere Teilchenstrahlen oder Lichtstrahlen.
Das in Figur 1 gezeigte Halbzeug 3 stellt gemäß der Erfindung den Rohling 11 dar, der im nachfolgenden Verfahrensschritt durch Schmieden umgeformt wird, um ein Schmiedeteil 15 bzw. das fertige Bauteil zu erhalten. In Figur 2 ist ein rein schematisches Beispiel für einen Rohling 11 nach der generativen Herstellung durch selektives Elektronenstrahlschmelzen gezeigt, bei welchem die einzelnen Lagen 12 dargestellt sind, die durch das schichtweise Abscheiden des Pulvers aufeinander gestapelt sind und den Rohling 11 bilden. Da in den einzelnen Lagen 12 das Pulver, das zur Herstellung des Bauteils verwendet wird, lagenweise aufge schmolzen war und anschließend wieder erstarrt ist, kann sich in dem Rohling 11 eine so genannte Zeiligkeit, also eine lagenweise Inhomogenität ausbilden, beispielsweise indem die chemische Zusammensetzung in den Randbereichen der Lagen unterschiedlich zu den inneren Bereichen einer Lage ist. Dies kann durch verstärktes Abdampfen von leichter flüchtigen Bestandteilen, z.B. Aluminium, im oberen Randbereich einer aufgeschmolzenen Pulverschicht als in deren innerem Bereich bewirkt werden. Die innerhalb der Lagendicke von ca. 100 pm auftretenden Schwankungen im Aluminiumgehalt und / oder anderen flüchtigen Komponenten würden zu sehr lokalen unerwünschten Schwankungen in der Mikrostruktur führen. Diese auf Diffusionswege kleiner 200 pm lokalisierten Unterschiede insbesondere im Aluminiumgehaltkönnen durch das Schmieden homogenisiert werden, wodurch homogene Mikrostrukturen in den unterschiedlichen Bauteilbereichen eingestellt werden können. Auch beim Erstarren kann es durch die lagenweise Erstarrung und den senkrecht zum Schichtaufbau ausgebildeten Temperaturgradienten zur Vorzugsorientierung der sich bildenden Kristalle, insbesondere von Beta - Phasen - Kristalle kommen, sodass das Gefüge eine entsprechende Textur aufweisen kann.
Dem wird durch die nachfolgende Umformung des Rohlings 11 durch Schmieden und insbesondere isothermes Gesenkschmieden begegnet werden. Wie in Figur 3 gezeigt, wird der Rohling 11 in ein unteres Gesenk 13 eingesetzt, wobei durch ein oberes Gesenk 14, welches entsprechend dem Doppelpfeil relativ zu dem unteren Gesenk 13 bewegt werden kann, Druck auf den Rohling 11 ausgeübt werden, um eine Schmiedeverformung des Rohlings 11 zu bewirken. Die Schmiede- richtung entspricht der Bewegungsrichtung des oberen Gesenks 13 und ist senkrecht zu den Lagen 12, die im Rohling 11 durch die generative Herstellung erzeugt worden sind. Dadurch werden die Lagen 12 gegeneinander gepresst und die chemische Zusammensetzung, insbesondere der Aluminium - Anteil, kann durch Diffusion bei erhöhter Versetzungsdichte bei hohen Schmiedetemperaturen homogenisiert werden. Außerdem bewirkt die Umformung während des Schmiedens eine Veränderung der Gefügestruktur und kann durch Rekristallisation die von der Beta - Phase übertragene Textur aufbrechen.
Die Figur 4 zeigt ein Schmiedeteil 15 nach der erfolgten Umformung des Rohlings 11 durch isothermes Gesenkschmieden mittels der Gesenke 13, 14. Der Rohling 11 ist bezüglich der Höhe H gestaucht und in Breiten - und / oder Längsrichtung entsprechend gestreckt worden.
Die Figur 5 zeigt das Schmiedeteil 15 nach der Entnahme aus den Gesenken 13, 14. Das Schmiedeteil kann zur Ausbildung einer gewünschten Gefüge Struktur einer Wärmebehandlung unterzogen werden, wie sie oben bereits beschrieben worden ist. Darüber hinaus ist es möglich, das Schmiedeteil 15 mechanisch und / oder elektrochemische nachzubearbeiten und insbesondere ohne weitere zusätzliche Umformung lediglich durch Materialentfernung die Endform des gewünschten Bauteils einzustellen. Allerdings ist es auch möglich, dass nach dem Gesenkschmieden bereits das fertige Bauteil vorliegt, welches keiner weiteren Nachbearbeitung mehr bedarf.
Obwohl die vorliegende Erfindung anhand der Ausführungsbeispiele detailliert beschrieben worden ist, ist für den Fachmann selbstverständlich, dass die Erfindung nicht auf diese Ausführungsbeispiele beschränkt ist, sondern dass vielmehr Abwandlungen in der Weise möglich sind, dass einzelne Merkmale weggelassen oder andersartige Kombinationen von Merkmalen verwirklicht werden können, ohne dass der Schutzbereich der beigefügten Ansprüche verlassen wird. Insbesondere schließt die vorliegende Offenbarung sämtliche Kombinationen der in den verschiedenen Ausführungsbeispielen gezeigten Einzelmerkmale mit ein, sodass einzelne Merkmale, die nur in Zusammenhang mit einem Ausführungsbeispiel beschrieben sind, auch bei anderen Ausführungsbeispielen oder nicht explizit dargestellten Kombinationen von Einzelmerkmalen eingesetzt werden können. BEZUGSZEICHENLISTE
1 Vorrichtung
2 Hubtisch
3 Halbzeug
4 Elektronenstrahlkanone
5 Pulverbett
6 Elektronenstrahl
7 Gehäuse
8 Schieber
9 Hubtisch
10 Pulver
11 Rohling
12 Lagen
13 unteres Gesenk
14 oberes Gesenk
15 Schmiedeteil

Claims

ANSPRÜCHE
1. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Legierung, insbesondere TiAl - Legierung, bei welchem zunächst ein Rohling (11) durch ein generatives Verfahren schichtweise aus mehreren Lagen (12) aufgebaut wird und der Rohling (11) anschließend einer Schmiedeumformung unterzogen wird, um ein Schmiedeteil (15) zu erhalten, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmiedeumformung mit einer Schmiederichtung erfolgt, die quer zu den Lagen (12) des Rohlings (11) erfolgt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Rohling (11) durch Laserstrahlschmelzen oder Elektronenstrahlschmelzen hergestellt wird.
3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die chemische Zusammensetzung der abgeschiedenen Lagen durch unterschiedliche Abscheidebedingungen variiert wird, insbesondere der Aluminium gehalt durch unterschiedlichen Aluminiumabbrand variiert wird.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmiederichtung senkrecht zu den Lagen (12) ausgerichtet ist oder der Winkel zwischen der Schmiederichtung und der Flächennormalen der generativ abgeschiedenen Lagen höchstens 45°, vorzugsweise höchstens 30°, insbesondere höchstens 15° beträgt.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Schmieden des Rohlings (11) durch einen einstufigen und / oder isothermen Schmiedeprozess, insbesondere durch Gesenkschmieden erfolgt.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Rohling (11) in Schmiederichtung gestaucht wird, sodass die Lagen (12) zusammengepresst werden.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass in dem Schmiedeteil (15) ein nutzbares Volumen definiert ist, welches dem herzustellenden Bauteil entspricht, wobei das Schmieden des Rohlings (11) so erfolgt, dass bezogen auf das gesamten nutzbaren Volumen oder auf einen Volumenteilbereich mit der geringsten Umformung ein Umformgrad von größer oder gleich 0.8, vorzugsweise ein Umformgrad von größer oder gleich 1 erreicht wird, wobei der Umformgrad definiert ist als der Umformgrad in einer beliebigen Richtung oder in der Schmiederichtung oder als wertmäßig größter Umformgrad ( g, wobei ( g = |(|)max | = l/2(|(|)x |+|(|>y |+|(|)z |) ist und wobei ( x , ( y , ( z die Umformgrade in x - , y - und z - Richtung eines kartesischen xyz - Koordinatensystems sind.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine TiAl-Legierung mit Niob und Molybdän ist, insbesondere eine Legierung mit 27 bis 30 Gew.% Aluminium, 8 bis 10 Gew.% Niob und 1 bis 3 Gew.% Molybdän sowie Rest Titan verwendet wird, oder .
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass eine Legierung mit 0,01 bis 0,04 Gew.% Bor verwendet wird.
10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass eine Legierung verwendet wird, die neben unvermeidbaren Verunreinigungen mindestens einen weiteren Bestandteil aus der Gruppe aufweist, die Kohlenstoff, Sauerstoff, Stickstoff, Wasserstoff, Chrom, Silizium, Eisen, Kupfer, Nickel und Yttrium umfasst, wobei deren Gehalt insbesondere < 0,05 Gew.% Chrom, < 0,05 Gew.% Silizium, < 0,08 14
Gew.% Sauerstoff, < 0,02 Gew.% Kohlenstoff, < 0,015 Gew.% Stickstoff, < 0,005 Gew.% Wasserstoff, < 0,06 Gew.% Eisen, < 0,15 Gew.% Kupfer, < 0,02 Gew.% Nickel und < 0,001 Gew.% Yttrium betragen kann. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Schmieden bei einer Schmiedetemperatur zwischen 1150°C und 1200°C, insbesondere im Temperaturbereich des a+y+ß - Phasengebiets der TiAl - Legierung erfolgt. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Schmieden eine Rekristallisationswärmebehandlung zur Rekristallisation des Gefüges durchgeführt wird. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Schmieden bei der Rekristallisationswärmebehandlung im Bauteil Bereiche mit unterschiedlichen Mikrostrukturen eingestellt werden, die bei der generativen Herstellung durch unterschiedliche Abscheidebedingungen beim Laserstrahlschmelzen oder Elektronenstrahlschmelzen eingestellt werden, insbesondere durch gezielten unterschiedlichen Aluminiumabbrand, wobei insbesondere jeder Bereich in sich homogen ist. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Rekristallisations Wärmebehandlung für 40 bis 100 Minuten, vorzugsweise für 60 bis 90 Minuten, insbesondere 70 bis 80 Minuten bei einer Temperatur die 50°C über bis 30°C unterhalb der lokal vorliegenden y/a - Umwandlungstemperatur liegt, durchgeführt wird, wobei insbesondere die Abkühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich zwischen 1300°C bis 700°C größer oder gleich 250°C/s ist. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass nach der Rekristallisationswärmebe handlung ein Stabilisierungsglühen im Temperaturbe- 15 reich von 800°C bis 950°C, vorzugsweise von 825°C bis 925°C, insbesondere 850°C bis 900°C für 5 bis 7 h, insbesondere für 345 bis 375 Minuten durchgeführt wird. Bauteil, insbesondere einer Strömungsmaschine, welches nach einem Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche hergestellt worden ist.
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