WO2023030714A1 - Additives herstellungsverfahren für ein metallisches bauteil und additiv gefertigtes bauteil - Google Patents

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Ruslan Logvinov
Jan Drendel
Frank Heinrichsdorff
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Siemens Aktiengesellschaft
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Definitions

  • the material group of Fe-Al alloys could be able to replace the high-alloy Cr steels and nickel-based alloys currently used in high-temperature applications in turbine construction.
  • the Fe-Al alloys not only have a lower cost factor, especially in comparison to nickel-based alloys. Above all, they are characterized by a very low ecotoxic and human toxic effect.
  • Fe-Al alloys also offer technical advantages, such as very good corrosion properties, high wear resistance and low density. Therefore, the group of materials would be suitable not only as a material in power plant turbines but also in mobile turbines, such as aircraft turbines.
  • Fe-Al alloys can be processed using conventional manufacturing processes such as casting, forging and rolling.
  • the conventionally processed material exhibits inhomogeneities or metastable phases develop in the final structure, which can either be eliminated at great expense by subsequent heat treatment (approx. 1000 h at 700° C.) or not at all.
  • the object of the invention is to provide a method for producing a component and a component itself which, compared to the prior art, overcomes the disadvantages mentioned above.
  • the solution to the problem consists in a method with the features of patent claim 1 and in a component with the features of patent claim 10 .
  • the additive manufacturing method according to the invention for a metallic component comprising the following steps:
  • an iron-aluminum-based alloy which is advantageous per se, with an alloy additive of niobium can form high-strength and thermally highly resistant components.
  • the atomic proportion of boron should be as low as possible, in particular less than 0.06 at. % be .
  • These components can be used particularly advantageously with a corresponding alloy by using a blasting process, in particular an electron beam process or a laser beam process, in combination with preheating. This allows a particularly homogeneous distribution of Laves phase precipitations to be achieved, which contribute particularly well to material hardening. At the same time, the formation of undesirable metastable Heusler phase is suppressed.
  • the post-heat treatment otherwise required for the material can already be largely or partially carried out during the process. be fully completed in order to achieve the desired target structure. So can On the one hand, the final structure can be set in a controlled manner by the selected process parameters, on the other hand, the post-heat treatment can either be carried out significantly shorter or be omitted completely.
  • the system-inherent preheating of the powder bed during the additive manufacturing process is also part of the heat treatment of the resulting component.
  • the lower layers of the resulting component have a longer heat treatment time than the upper layers. In the ideal case, the upper layers have very short heat treatment times of less than one hour. This results in heat treatment times of 0 to 24 hours for the entire component.
  • the top layer usually has a heat treatment time of approx. 10 minutes to 30 minutes on .
  • the alloy described is essentially an iron-aluminum alloy that has a certain proportion of niobium.
  • the alloying components described can optionally be supplemented by additional alloying elements, in particular by impurities. However, the proportion of Bohr should not exceed the amount described.
  • the heat treatment that takes place during the additive manufacturing of the component is preferably between 2 h and 6 h or equal to the component assembly time.
  • the heat treatment time for the material systems described is around 1000 hours.
  • the application described here offers a considerable economic advantage. It also turned out to be particularly advantageous if a beam of the blasting method used, in particular an electron beam or a laser beam, is moved at a speed of 0.4 m/s to 10 m/s. In this way, particularly good melting processes can be brought about, which has a positive effect on the microstructure.
  • the precursor material forming the powder bed is preheated to a temperature between 870°C and 1070°C (preferably between 890°C and 1050°C). This ensures that reliable melting can take place reproducibly in a locally very narrowly delimited zone using the jet even at the present jet velocities. As a result, the target structure can be distributed very homogeneously and achieved in a reproducible manner.
  • An alloy composition that is well suited for the process described includes the following components in the specified atomic percentages (at%):
  • the impurities and possibly other alloy components should not be more than 3 at%.
  • the heat treatment of the additively manufactured component produces an FesAl phase which makes up at least 50 percent of a volume section under consideration.
  • the volume section is determined geometrically by means of a two-dimensional grinding image using a microscope image, for example a scanning electron microscope image.
  • a further component of the invention is an additively manufactured component, produced by a previously described method.
  • the component is characterized in that precipitations in the form of Laves phases comprise less than 10% of the component volume and the precipitations each contain one have a maximum diameter of less than 20 pm and a matrix phase of the microstructure has a FeAl phase, wherein grains of the matrix phase have an aspect ratio that is greater than 10.
  • a component with the structure described can be produced in particular with the alloy of the precursor material described according to the method using the blasting method and the corresponding aging or generate heat treatment. In addition to the features of the method described, it has been found that the homogeneous distribution of the Laves phase in the FesAl matrix and at the grain boundaries in particular causes the high strength.
  • the aspect ratio is the length-to-width ratio of grain structures observed in micrographs.
  • a selection of ten randomly selected grain images is used, of which at least seven have the aspect ratio described. It has been found that, in particular, very elongated, homogeneous grain structures with the described aspect ratio form a particularly advantageous matrix structure of the material structure.
  • the described matrix phase of the structure of the component preferably has more than 50 percent FeAl.
  • the component described is preferably a turbine blade, which can be either a stationary turbine blade in power generation systems or a mobile turbine blade, for example an aircraft turbine.
  • FIG. 1 shows a schematic representation of an electron beam melting process for the additive production of a component
  • Figure 2 is a cross section through a complex shaped
  • FIG. 1 shows a schematic representation of an additive manufacturing method 2 for manufacturing a metal component 4 .
  • a heatable powder bed 6 is formed, in which a so-called precursor material 8 is present.
  • a metal powder that has a specific alloy composition and is present in powder form with a specific granularity is referred to as a precursor material.
  • the alloy composition of the precursor material 8 will be discussed later.
  • an electron beam method 12 in this case an electron beam method 12 (in particular an electron beam melting method, also referred to as ELB, EBM, SEBM, E-PBF or EB-PBF) the precursor material 8 is melted locally by an electron beam 14 in the powder bed 6 zen, wherein the metallic component in the powder bed 6 is formed successively.
  • a device 26 for emitting the electron beam 14 is mounted so that it can move multiaxially, so that the electron beam 14 can be moved at high speed over the component 4 being produced.
  • a movement speed of the electron beam 14 of 0.4 m/s to 10 m/s has been established as expedient in conventional electron beam melting processes.
  • Such velocities of the electron beam are suitable for the method described.
  • the entire powder bed 6 with the device 26, which is shown schematically in FIG. 1, is usually located in a closed housing, not shown here, with the method 2 described preferably being carried out in a vacuum of preferably less than 10 ⁇ 3 hPa.
  • the precursor material 8 that forms the powder bed 6 is an iron-aluminum alloy that is provided with additional niobium.
  • the iron content is over 55%, with the aluminum content being between 14% and 40%.
  • the niobium content is between 1% and 4%. All percentages relating to the composition of the alloy are given in atomic percentages, since the resulting stoichiometric compositions can be derived from this. However, the statements made with regard to the phase fractions in the description of FIG. 3 are given in percentages by volume, since these are images of structural components and these are given in a practical manner in volume fractions.
  • the solidifying material is subjected to a heat treatment.
  • the heat treatment can either take place in the existing powder bed during the process due to the selected preheating temperature or immediately after the complete production of the component in the written system or in a heating device specially provided for this purpose, which is not shown here, take place.
  • the heat treatment usually takes between at least 2 and 6 hours, in particular 5 hours, but can be the same as the component production time.
  • the component is aged at a temperature between 800 °C and 1100 °C. A good result has been found at an aging temperature of 900° C. to 1050° C.
  • the corresponding temperature used also depends on the exact alloy composition, the geometry of the component 2 produced and the desired distribution and size of the Laves phase precipitations.
  • FIG. 3 Two different microstructures of a component 4 are shown in FIG. 3, which were produced with the aid of the additive manufacturing method 2 .
  • Both the grains and Laves phase precipitations (small white areas) are homogeneously distributed in the matrix and at the grain boundaries.
  • the size of the Laves phase precipitation can be adjusted in a controlled manner by the process parameters (primarily by the preheating temperature but also by power, jet velocity, and the hatch distance): E-PBF material at 1050 °C preheating with larger Laves phase precipitations (Figure 3a), L-PBF material at 900° C. preheating with very finely precipitated Laves phase (Figure 3b).
  • Grains 22 can be seen that are elongated and have an aspect ratio of significantly more than ten.
  • the grains 22 are shown in different shades of gray in the available scanning electron microscope images, in which the scale is given at the bottom left.
  • the grains 22 form the so-called matrix phase 20 and they are formed by intermetallic phases, in particular by a FeAl phase.
  • the FeAl phase is an intermetallic compound, which can also contain niobium inclusions in the proportions described.
  • This matrix phase 20 forms the main component of the structure and preferably accounts for more than 50% of the total volume of the component.
  • Microstructure after additive manufacturing "as-built” Homogeneous grain structure and distribution of the precipitated Laves phase (small white areas) in the matrix and at grain boundaries.
  • the described alloy composition of iron, aluminum and niobium can form a high-temperature-resistant and high-strength material for a component 4 under the highest loads.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein additives Herstellungsverfahren für ein metallisches Bauteil 4, umfassend folgende Schritte: - Bereitstellen eines Pulverbettes 6 eines metallischen Vorläufermaterials 8, das folgende Legierungszusammensetzung aufweist: - > 54 at% Eisen - 14 at% - 40 at% Aluminium - 1 at% - 4 at% Niob - > 0,03 at% Bor lokales Aufschmelzen des Vorläufermaterials 8 mittels eines Strahlverfahren 10 zur thermischen Materialbearbeitung - Abkühlen der Aufschmelzung mit einer Abkühlrate, die zwischen 5 x 104 und 1,5 x 105 K/s beträgt und - anschließender Wärmebehandlung des additiv gefertigten Bauteils 4 für eine Zeit von 1 h bis 24 h bei einer Temperatur zwischen 800 °C und 1100 °C.

Description

Beschreibung
Additives Herstellungsverfahren für ein metallisches Bauteil und additiv gefertigtes Bauteil
Die Werkstof f gruppe der Fe-Al-Legierungen könnte in der Lage sein, die momentan bei Hochtemperaturanwendungen im Turbinenbau verwendeten, hochlegierten Cr-Stähle und Nickelbasislegierungen zu ersetzen . Dabei weisen die Fe-Al-Legierungen nicht nur einen geringeren Kostenfaktor, insbesondere im Vergleich zu Nickelbasislegierungen auf . Sie zeichnen sich vor allem auch durch eine sehr geringe ökotoxische und humantoxische Wirkung aus . Abgesehen von den genannten ökologischen und wirtschaftlichen Vorteilen bieten Fe-Al-Legierungen auch technische Vorteile , wie beispielsweise sehr gute Korrosionseigenschaften, eine hohe Verschleißbeständigkeit und eine geringe Dichte . Daher wäre die Werkstof f gruppe nicht nur als Werkstof f in Kraftwerkturbinen sondern auch in mobilen Turbinen, wie beispielsweise Flugzeugturbinen geeignet .
Die Verarbeitung von Fe-Al-Legierungen ist mit konventionellen Fertigungsverfahren, wie Gießen, Schmieden und Wal zen grundsätzlich möglich . Jedoch weist das konventionell verarbeitete Material Inhomogenitäten auf oder es entstehen metastabile Phasen im Endgefüge , die entweder mit großem Aufwand durch nachgeschaltete Wärmebehandlung ( ca . 1000 h bei 700 ° C ) oder gar nicht behoben werden können .
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils sowie ein Bauteil an sich bereitzustellen, das gegenüber dem Stand der Technik die oben genannten Nachteile überwindet .
Die Lösung der Aufgabe besteht in einem Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 sowie in einem Bauteil mit den Merkmalen des Patentanspruchs 10 . Das erfindungsgemäße additive Herstellungsverfahren für ein metallisches Bauteil , umfassend folgende Schritte :
- Bereitstellen eines Pulverbettes eines metallischen Vorläufermaterials , das folgende Legierungs zusammensetzung aufweist :
> 55 at% Eisen
20 at% - 40 at% Aluminium
1 at% - 4 at% Niob < 0 , 06 at% Bor
- Vorwärmen des Pulverbetts mit anschließenden lokalem Aufschmel zen des Vorläufermaterials mittels eines Strahlverfahrens zur thermischen Materialbearbeitung
- Abkühlen der Auf Schmel zung mit einer Abkühlrate , die zwischen 5 x 104 und 1 , 5 x 105 K/ s beträgt und
- in Aufbauprozess integrierter Wärmebehandlung des additiv gefertigten Bauteils 4 für eine Zeit von weniger als 24 h bei einer Temperatur zwischen 800 ° C und 1100 ° C .
Es hat sich erfindungsgemäß herausgestellt , dass eine an sich vorteilhafte Legierung auf Eisen-Aluminium-Basis mit einem Legierungs zusatz von Niob hochfeste und thermisch hoch beständige Bauteile bilden kann . Der atomare Anteil an Bor sollte möglichst gering, insbesondere geringer als 0 , 06 at . % sein . Besonders vorteilhaft lassen sich diese Bauteile mit einer entsprechenden Legierung durch die Anwendung eines Strahlverfahrens , insbesondere eines Elektronenstrahlverfahrens oder eines Laserstrahlverfahrens , in Kombination mit Vorwärmung anwenden . Hierdurch lässt sich besonders homogene Verteilung von Laves-Phase-Ausscheidungen realisieren, die zur Materialverfestigung besonders gut beitragen . Gleichzeitig wird die Entstehung von nicht erwünschter metastabiler Heusler-Phase unterdrückt . Mittels der für Aufbauprozess eingestellten Vorwärmungstemperatur in Kombination mit anderen Prozessparametern ( Schmel zen, ggfs . Sintern) kann die für Material sonst notwendige Wärmenachbehandlung bereits während des Prozesses zum großen Teil bzw . komplett abgeschlossen werden, um das gewünschte Zielgefüge zu erreichen . Somit kann zu einem das Endgefüge durch die gewählten Prozessparameter kontrolliert eingestellt werden, zum anderem die Wärmenachbehandlung entweder signi fikant kürzer durchgeführt werden oder komplett aus fallen . Das heißt , das systeminhärente Vorwärmen des Pulverbettes während des additiven Herstellungsprozesses ist gleichzeitig auch Bestandteil der Wärmebehandlung des entstehenden Bauteils . Die unteren Schichten des entstehenden Bauteils weisen dabei eine längere Wärmebehandlungsdauer auf als die oberen Schichten . Die oberen Schichten haben dabei im Ideal fall sehr kurze Wärmebehandlungs zeiten von weniger als einer Stunde . Somit ergeben sich für das gesamte Bauteil Wärmebehandlungs zeiten von 0 bis 24 h . Die oberste Schicht weist dabei üblicherweise eine Wärmebehandlungs zeit von ca . 10 Minuten bis 30 Minuten auf .
Insbesondere durch die Verkürzung der anschließenden Wärmebehandlung und auch durch die sichere , technisch reproduzierbare Gefügestruktur wird mittels des beschriebenen Verfahrens eine Werkstof f gruppe für hoch anspruchsvolle Bauteile zugänglich gemacht , dabei weist sie gegenüber den herkömmlich verwendeten Werkstof fen eine wesentlich geringere Toxi zität auf .
Die beschriebene Legierung ist im Wesentlichen eine Eisen- Aluminium-Legierung, die einen bestimmten Anteil an Niob aufweist . Die beschriebenen Legierungsanteile können gegebenenfalls noch durch zusätzliche Legierungselemente insbesondere durch Verunreinigungen ergänzt sein . Der Anteil von Bohr sollte j edoch die beschriebene Menge nicht überschreiten .
Die Wärmebehandlung, die während der additiven Herstellung des Bauteils erfolgt , liegt bevorzugt zwischen 2 h und 6 h bzw . gleich der Bauteilaufbauzeit . Bei herkömmlichen Gießoder Schmiedeprozessen liegt die Wärmebehandlungsdauer bei den beschriebenen Materialsystemen bei etwa 1000 Stunden . Hierbei liegt in der beschriebenen Anwendung ein erheblicher ökonomischer Vorteil . Ebenfalls als besonders vorteilhaft hatte sich herausgestellt , wenn ein Strahl des angewendeten Strahlverfahrens , insbesondere ein Elektronenstrahl oder ein Laserstrahl mit einer Geschwindigkeit von 0 , 4 m/ s bis 10 m/ s bewegt wird . Hierdurch lassen sich besonders gute Auf Schmel zprozesse bewirken was sich positiv auf die Mikrostruktur auswirkt .
Es ist ebenfalls zweckmäßig, dass das Vorläufermaterial , das das Pulverbett bildet , auf eine Temperatur zwischen 870 ° C und 1070 ° C (bevorzugt zwischen 890 ° C und 1050 ° C ) vorgehei zt wird . Hierdurch wird gewährleistet , dass durch den Strahl auch bei den vorliegenden Strahlgeschwindigkeiten ein sicheres Aufschmel zen in einer lokal sehr eng begrenzten Zone reproduzierbar erfolgen kann . Dadurch kann das Zielgefüge sehr homogen verteilt und reproduzierbar erreicht werden .
Eine für das beschriebene Verfahren gut geeignete Legierungszusammensetzung umfasst folgende Bestandteile in den angegebenen Atomprozenten ( at% ) :
> 54 at% Eisen
20 at% - 40 at% Aluminium
1 at% - 4 at% Niob
Das bedeutet , dass die Verunreinigungen und ggf . andere Legierungsbestandteile nicht mehr als 3 at% betragen sollten .
In einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltungs form der Erfindung wird durch die Wärmebehandlung des additiv gefertigten Bauteils eine FesAl Phase erzeugt , die mindestens 50 Voll eines betrachteten Volumenausschnittes ausmacht . Dabei wird der Volumenausschnitt mittels eines zweidimensionalen Schli f fbil- des anhand einer Mikroskop-Aufnahme , beispielsweise einer Rasterelektronenmikroskop-Aufnahme geometrisch ermittelt .
Ein weiterer Bestandteil der Erfindung ist ein additiv gefertigtes Bauteil , hergestellt durch ein vorher beschriebenes Verfahren . Das Bauteil zeichnet sich dadurch aus , dass Ausscheidungen in Form von Laves-Phasen weniger als 10 % des Bauteilvolumens umfassen und die Ausscheidungen j eweils einen maximalen Durchmesser von weniger als 20 pm aufweisen und eine Matrixphase der Mikrostruktur eine FesAl Phase aufweist , wobei Körner der Matrixphase ein Aspektverhältnis aufweisen, das größer als 10 ist . Ein Bauteil mit dem beschriebenen Gefüge , lässt sich insbesondere mit der gemäß dem Verfahren beschriebenen Legierung des Vorläufermaterials unter Anwendung des Strahlverfahrens und der entsprechenden Auslagerung bzw . Wärmebehandlung erzeugen . Zusätzlich zu den Merkmalen des beschriebenen Verfahrens hat es sich herausgestellt , dass insbesondere die homogene Verteilung der Laves-Phase in der FesAl Matrix und an den Korngrenzen die hohe Festigkeit bewirkt . Das Aspektverhältnis ist das Längen-Breiten Verhältnis von in Schli f fbildern betrachteten Kornstrukturen . Hierbei wird eine Auswahl von zehn zufällig herausgegri f fenen Kornbildern herangezogen, von denen mindestens sieben das beschriebene Aspektverhältnis aufweisen . Es hat sich nämlich herausgestellt , dass insbesondere sehr lang gezogene homogene Kornstrukturen mit dem beschriebenen Aspektverhältnis eine besonders vorteilhafte Matrixstruktur des Werkstof f gefüges bilden . Die beschriebene Matrixphase des Gefüges des Bauteils weist dabei bevorzugt mehr als 50 Voll FesAl auf .
Das beschriebene Bauteil ist dabei bevorzugt eine Turbinenschaufel , wobei es sich hierbei sowohl um stationäre Turbinenschaufeln in Energieerzeugungsanlagen als auch um mobil betriebene Turbinenschaufel , beispielsweise eine Flugzeugturbine handeln kann .
Weitere Ausgestaltungs formen der Erfindung und weitere Merkmale werden anhand der folgenden Figuren näher beschrieben . Dabei handelt es sich um rein schematische Ausgestaltungen, die durch ihre Darstellung keine Einschränkung des Schutzbereichs bilden .
Dabei zeigen : Figur 1 eine schematische Darstellung eines Elektronenstrahl-Schmel zverfahrens zur additiven Herstellung eines Bauteils
Figur 2 einen Querschnitt durch ein komplex geformtes
Bauteil , das mittels des beschriebenen Verfahrens herstellbar ist und in Form einer Turbinenschaufel ausgestaltet ist und
Figur 3 a, b, zwei Schli f fbilder des Gefüges des Bauteils gemäß Figur 2
In Figur 1 ist ein additives Herstellungsverfahren 2 zur Herstellung eines metallischen Bauteils 4 schematisch dargestellt . Hierbei ist ein behei zbares Pulverbett 6 gebildet , in dem ein sogenanntes Vorläufermaterial 8 vorliegt . Als Vorläufermaterial wird ein Metallpulver bezeichnet , dass eine bestimmte Legierungs zusammensetzung aufweist und das in Pulverform mit einer bestimmten Granularität vorliegt . Auf die Legierungs zusammensetzung des Vorläufermaterials 8 wird noch eingegangen werden .
Mittels eines Strahlverfahrens 10 , in diesem Fall eines Elektronenstrahlverfahrens 12 ( insbesondere ein Elektronenstrahl Schmel zverfahren, auch als ELB, EBM, SEBM, E-PBF oder EB-PBF bezeichnet ) wird lokal durch einen Elektronenstrahl 14 in dem Pulverbett 6 das Vorläufermaterial 8 auf geschmol zen, wobei sukzessive das metallische Bauteil im Pulverbett 6 entsteht . Hierzu ist eine Vorrichtung 26 zur Ausstrahlung des Elektronenstrahls 14 multiaxial beweglich gelagert , sodass der Elektronenstrahl 14 mit einer hohen Geschwindigkeit über das entstehende Bauteil 4 bewegbar ist . Dabei hat sich in herkömmlichen Elektronstrahlschmel zverfahren eine Bewegungsgeschwindigkeit des Elektronenstrahls 14 von 0 , 4 m/ s bis 10 m/ s als zweckmäßig etabliert . Derartige Geschwindigkeiten des Elektronenstrahls sind für das beschriebene Verfahren geeignet . Das gesamte Pulverbett 6 mit der Vorrichtung 26 , das in Figur 1 schematisch dargestellt ist , befindet sich in der Regel in einem hier nicht dargestellten abgeschlossenen Gehäuse , wobei das beschriebene Verfahren 2 bevorzugt in einem Vakuum von bevorzugt weniger als 10-3 hPa durchgeführt wird .
Bei dem Vorläufermaterial 8 , dass das Pulverbett 6 bildet , handelt es sich um eine Eisen-Aluminium-Legierung, die mit zusätzlichem Niob versehen ist . Der Eisenanteil liegt dabei bei über 55 % , wobei der Aluminiumanteil zwischen 14 % und 40 % liegt . Der Niob Anteil liegt zwischen 1 % und 4 % . Dabei sind alle Prozentangaben, die die Zusammensetzung der Legierung betref fen, in Atomprozent bezi f fert , da hieraus die resultierenden stöchiometrischen Zusammensetzungen abgeleitet werden können . Die Angaben, die bezüglich der Phasenanteile in der Beschreibung zur Figur 3 gemacht werden, sind j edoch in Volumenprozent angegeben, da es sich hier um Abbildungen von Gefügebestandteilen handelt und diese in praktischer Weise in Volumenanteilen angegeben sind .
Konkrete Legierungs zusammensetzung, mit der sich ein positives Ergebnis erzielen lässt , hat folgende Zusammensetzung :
Figure imgf000009_0001
Dabei ist anzumerken, dass die Elemente Sili zium Mangan und Kohlenstof f , die bei einer nass chemischen Analyse des verwendeten Vorläufermaterials 8 ermittelt wurden, als Verunreinigungen anzusehen sind .
Anschließend zum Schmel zen der aktuellen Pulverschicht in dem zu generierenden Bauteil 4 wird das erstarrende Material noch einer Wärmebehandlung unterzogen . Die Wärmebehandlung kann entweder im vorliegenden Pulverbett bereits während des Prozesses durch die ausgewählte Vorwärmungstemperatur oder gleich nach der kompletten Fertigung des Bauteils in der be- schriebenen Anlage oder in einer speziell hierfür vorgesehenen Hei zvorrichtung, die hier nicht dargestellt ist , erfolgen . Die Wärmebehandlung erfolgt in der Regel zwischen mind , von 2 bis 6 Stunden, insbesondere in 5 Stunden, kann aber gleich der Bauteil fertigungs zeit sein . Dabei wird das Bauteil bei einer Temperatur zwischen 800 ° C und 1100 ° C ausgelagert . Bei einer Auslagerungstemperatur von 900 ° C bis 1050 ° C hat sich ein gutes Ergebnis herausgestellt . Die entsprechende angewandte Temperatur hängt dabei auch von der genauen Legierungs zusammensetzung, der Geometrie des hergestellten Bauteils 2 und gewünschten Verteilung und Größe der Laves-Phase- Ausscheidungen ab .
In der Figur 3 sind zwei verschiedene Gefügestrukturen eines Bauteils 4 abgebildet , die mit Hil fe des Verfahrens zur additiven Herstellung 2 erzeugt wurden . Dabei sind sowohl die Körner als Laves-Phase-Ausscheidungen ( kleine weiße Bereiche ) in der Matrix und an Korngrenzen homogen verteilt . Die Größe der Ausscheidung der Laves-Phase ist durch die Prozessparameter (primär durch die Vorwärmungstemperatur aber auch Leistung, Strahlgeschwindigkeit , und den Hatchabstand) kontrolliert einstellbar : E-PBF-Material bei 1050 ° C-Vorwärmung mit größeren Laves-Phasen-Ausscheidungen ( Figur 3a ) , L-PBF- Material bei 900 ° C-Vorwärmung mit sehr fein ausgeschiedener Laves-Phase ( Figur 3b ) . Dabei sind Körner 22 zu erkennen, die lang gezogen sind und dabei ein Aspektverhältnis von deutlich mehr als zehn aufweisen . Diese Körner 22 sind in den vorliegenden Rasterelektronenmikroskop-Aufnahmen, in denen links unten der Maßstab angegeben ist , in verschiedenen Grauschattierungen abgebildet . Die Körner 22 bilden dabei die sogenannte Matrixphase 20 und sie werden durch intermetallische Phasen, insbesondere durch eine FesAl Phase gebildet . Die FesAl Phase ist eine intermetallische Verbindung, die auch in den beschriebenen Anteilen Einlagerungen von Niob aufweisen kann . Diese Matrixphase 20 bildet den Hauptbestandteil des Gefüges und liegt bevorzugt mit mehr als 50 % am Gesamtvolumen des Bauteils vor . Gefüge nach der additiven Fertigung „as-built" : Homogene Kornstruktur und Verteilung der ausgeschiedenen Laves-Phase ( kleine weiße Bereiche ) in der Matrix und an Korngrenzen .
In Figur 3a sind dabei noch eine Mehrzahl von weißen Flecken zu erkennen die Ausscheidungen 18 darstellen . Diese Ausscheidungen 18 sind zum größten Teil durch sogenannte Laves-Phasen gebildet , bei denen es sich ebenfalls um intermetallische Phasen handelt , die sich durch eine stöchiometrische Zusammensetzung Nb ( Fe , Al ) 2 aus zeichnen . Diese Laves-Phasen weisen eine sehr hohe Härte auf und tragen somit zur Verfestigung des Materials in der Matrix und Korngrenzen bei .
Es hat sich somit herausgestellt , dass bei der Anwendung von einem Strahlverfahren, insbesondere einem Elektronenstrahlschmel zverfahren die beschriebene Legierungs zusammensetzung aus Eisen, Aluminium und Niob ein hochtemperaturbeständiges und hochfestes Material für ein Bauteil 4 bei höchster Belastung bilden kann . Durch die Wahl der beschriebenen Verfahrensparametern, insbesondere das Vorwärmen und Aufschmel zen und erneutes Abkühlen mittels des Elektronenstrahls oder Laserstrahls sowie eine geeignete Wärmebehandlung nach der Herstellung die in einer Größenordnung von etwa 5 Stunden bei 800- 1050 ° C liegt , lassen sich Bauteile mit einer sehr guten Gefügestruktur für ausgesprochene Hochtemperaturanwendungen bei hohe Festigkeit realisieren .
Bezugs zeichenliste
2 Additives Herstellungsverfahren
4 metallisches Bauteil 6 Pulverbett
8 Vorläufermaterial
10 Strahlverfahren
12 Elektronenstrahlverfahren
14 Elektronenstrahl 16 Fe3AL
18 Ausscheidungen
20 Matrixphase
22 Körner
24 Turbinenschaufel 26 Vorrichtung zur Ausstrahlung des Elektronenstrahls

Claims

Patentansprüche
1. Additives Herstellungsverfahren für ein metallisches Bauteil (4) , umfassend folgende Schritte
- Bereitstellen eines Pulverbettes (6) eines metallischen Vorläufermaterials (8) , das folgende Legierungszusammensetzung aufweist:
> 55 at% Eisen
-20 at% - 40 at% Aluminium
-1 at% - 4 at% Niob
-< 0,06 at% Bor
- Vorwärmen des Pulverbetts mit anschließend lokalem Aufschmelzen des Vorläufermaterials (8) mittels eines Strahlverfahrens (10) zur thermischen Materialbearbeitung
- Abkühlen der Auf Schmelzung mit einer Abkühlrate, die zwischen 5 x 104 und 1,5 x 105 K/ s beträgt und
- Wärmebehandlung des additiv gefertigten Bauteils (4) für eine Zeit von weniger als 24 h bei einer Temperatur zwischen 800 °C und 1100 °C.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Strahlverfahren ein Elektronenstrahlverfahren oder Laserstrahlverfahren ist.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung zwischen 2 h und 6 h andauert.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass ein Strahl insbesondere ein Elektronenstrahl (14) oder ein Laserstrahl mit einer Geschwindigkeit von 0,4 m/s bis 10 m/s bewegt wird.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorläufermaterial (8) auf eine Temperatur zwischen 870 °C und 1070 °C vorgeheizt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorläufermaterial auf eine Temperatur zwischen 890 °C und 950 °C vorgeheizt wird.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass durch die Wärmebehandlung des additiv gefertigten Bauteils eine FesAl Phase (16) erzeugt wird, die mindestens 50 Vol% eines betrachteten Volumenausschnittes ausmacht.
8. Additiv gefertigtes Bauteil, hergestellt durch ein Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass Ausscheidungen (18) in Form von Laves- Phasen weniger als 3 % des Bauteilvolumens umfassen und die Ausscheidungen (18) jeweils einen maximalen Durchmesser von weniger als 1 pm aufweisen und eine Matrixphase (20) der Mikrostruktur eine FesAl (16) Phase aufweist, wobei Körner (22) der Matrixphase (20) ein Aspektverhältnis aufweisen, das größer 10 ist.
9. Bauteil nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrixphase (20) mehr als 50 Vol% FesAl enthält.
10. Bauteil nach einem der Ansprüche 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil (4) eine Turbinenschaufel (24) ist .
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Title
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