DE1291127B - Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung hochtemperaturbestaendiger Mo- oder W-Legierungen - Google Patents
Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung hochtemperaturbestaendiger Mo- oder W-LegierungenInfo
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Description
1 2
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur rams. Von Zr und Hf wird ein ähnlicher Effekt erHerstellung
von Molybdän-oder Wolfram-Legierungen wartet. Eine gute Bearbeitbarkeit des Wolframs wird
mit geringen Mengen an Kohlenstoff und Titan, Zir- durch Zugabe von bis zu 5 % Ti erreicht,
konium, Hafnium oder Thorium. Die hier mitgeteilten Untersuchungen und UnterMolybdän und Wolfram sind seit einiger Zeit als 5 suchungsergebnisse können jedoch keineswegs als
ausgezeichnete Werkstoffe für Hochtemperaturan- abgeschlossen betrachtet werden und geben vor
Wendungen bekannt, jedoch haben technologische allem keinerlei definierte Maßnahmen für eine tech-Entwicklungen
der letzten Zeit, insbesondere auf dem nische Produktion von Wolfram-Fertigteilen.
Gebiet der Raumfahrt- und Raketentechnik, zu einem Es ist daher ein Ziel der Erfindung, ein wirtschaft-Bedarf
an Metallen mit mechanischen Hochtempe- io liches Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung
ratureigenschaften geführt, die durch reines Molybdän von Legierungen aus Molybdän oder Wolfram mit
oder Wolfram nicht erreicht werden. Aus diesem Kohlenstoff und einem der Metalle Titan, Zirkonium
Grunde wurden Legierungen von Molybdän oder Hafnium oder Thorium zu erbringen. Wolfram mit geringen Mengen an Kohlenstoff und Weiterhin soll ein einfaches Verfahren zur pulvereinem
oder mehreren der obengenannten Metalle 15 metallurgischen Herstellung solcher Legierungen der
nach einem Verfahren hergestellt, das Preß- und Sin- vorstehenden Kennzeichnung mit verbesserten meteroperationen
der gepulverten Bestandteile sowie auch chanischen Hochtemperatureigenschaften angegeben
den bekannten Arbeitsgang des Lichtbogenschmelzens werden.
umfaßt. Diese im Lichtbogen geschmolzenen und Das erfindungsgemäße Verfahren umfaßt Arbeitsgegossenen
Legierungen haben zwar wesentlich bessere 20 vorgänge, deren allgemeine Art bei pulvermetall-
Hochtemperatureigenschaften als reines Molybdän urgischen Verfahren bekannt ist. Genauer gesagt
oder Wolfram, sie sind jedoch kostspielig herzustellen werden die Ausgangsstoffe durch Preß- und Sinter-
und das primär wegen des Lichtbogenschmelzvor- vorgänge verdichtet, und der gesinterte Block wird
ganges, der bisher als notwendig betrachtet wurde, dann einer Folge von Fertigungsschritten, wie Schmiedamit
optimale Ergebnisse erzielt werden. Darüber 25 den, Walzen und/oder Strangpressen, unterworfen
hinaus müssen diese lichtbogengeschmolzenen und sowie wärmebehandelt, um den Werkstoff als Blech
gegossenen Legierungen wegen der ihnen eigenen grob- mit den gewünschten spezifischen Eigenschaften zu
körnigen Struktur zur Verminderung ihrer Korngröße erhalten.
stranggepreßt werden, bevor das Material durch Innerhalb dieser für pulvermatallurgische Verirgendeinen
anderen mechanischen Arbeitsgang wei- 30 fahren bekannten Arbeitsgänge umfaßt die Erfindung
terverarbeitet werden kann. jedoch die Anwendung spezifischer neuer Schritte
Es sind auch bereits von H. B r a u η und K. S e d- und Bedingungen, die weiter unten im einzelnen
1 a t s c h e k aus »Journal of the less-common Metals« erläutert werden.
Arbeiten über die Änderung der Eigenschaften von Der Einfachheit halber und zur Erleichterung des
Wolfram durch geringfügige Zusätze an C, B, Si, Al 35 Verständnisses wird das erfindungsgemäße Verfahren
(die flüchtige Oxyde liefern) sowie Be, Ti, Zr, Hf oder nachfolgend an Hand seiner Anwendung auf die Her-Th
(die feindispergierte Oxyde bilden) bei der pulver- stellung von Legierungen aus Molybdän, Titan und
metallurgischen Herstellung von Wolframteilen be- Kohlenstoff beschrieben. Innerhalb des breiten Rahkanntgeworden.
Ziel dieser Arbeiten war die Her- mens der Erfindung können die Bedingungen zur
stellung von polykristallinem gesintertem Wolfram 40 Durchführung des Verfahrens mit Wolfram an Stelle
mit verbesserter Festigkeit und Duktilität durch Be- von Molybdän als Basis und bei Anwendung eines
seitigung von Oxydansammlungen an den Korn- anderen Metalls der IV. Gruppe von den unten angrenzen,
gegebenen Arbeitsbedingungen abweichen. Wo diese Für diese Versuche wurden Pulvermischungen mit Abweichungen für ein Verständnis der Erfindung von
0,01 bis 1,0 Gewichtsprozent der jeweiligen Zusatz- 45 Bedeutung sind, wird besonders darauf hingewiesen,
elemente mit 5 t/cm2 verpreßt, bei 12000C im Hoch- Es ist weiterhin zu berücksichtigen, daß bei dem nachvakuum
vorgesintert, dann stufenweise bis auf folgend beschriebenen Verfahren die gleichen Ver-25000C
aufgeheizt, 15 Minuten lang bei dieser Tem- fahrensweisen angewendet und die gleichen Ergebnisse
peratur gehalten und dann in 15 Minuten auf Zimmer- erzielt werden, unabhängig davon, ob das in der
temperatur abgekühlt. Danach wurde bei 16000C 50 Pulvermischung verwendete Metall in Form von
warmgewalzt mit einer Querschnittsänderung von elementarem Metall oder als Hydrid vorliegt. Wenn
· 7 mm auf 4 · 10 mm. also in der Beschreibung und den Ansprüchen An-Bei der Prüfung dieser Probekörper wurde fest- gaben über die oben angegebenen Metalle gemacht
gestellt, daß Kohlenstoff keinen positiven Einfluß auf werden, so beziehen sich diese ebenfalls auf die entdie
Festigkeit hat (ebenso wie Al, Be, V und Cr), der 55 sprechenden Hydride.
Zusatz von 1% Ti und von geringen Mengen Zr, Hf Zur Herstellung von Legierungen aus Molybdän,
und Th zu einer Zunahme der Festigkeit des re- Titan und Kohlenstoff mischt man zunächst die Bekristallisierten
Materials neigt, V, Cr und geringe standteile in Pulverform sorgfältig miteinander. Für
Zusätze an Al, Be und Ti die Duktilität des rekristalli- die Herstellung nach dem erfindungsgemäßen Versierten
Materials vermindern, während Zr, Hf und 60 fahren besonders geeignete Legierungen dieses Typs
Th dessen Duktilität verbessern. Ein maximaler Effekt sind diejenigen, in denen Molybdän die Basis ist,
wurde bei Zusatz von 0,01% Th gefunden. Die Zu- während Titan und Kohlenstoff im Bereich von 0,40 bis
gäbe von 0,1 % C hat einen ähnlichen Einfluß. 0,60 % bzw. 0,02 bis 0,06 % anwesend sind. Ein Teil
Zusammenfassend wird festgestellt, daß Bor die bei des zunächst in der Mischung vorhandenen Kohlenweitem beste Desoxydationswirkung ergeben sollte. 65 Stoffs geht während des Sinterprozesses durch VerThorium
hat in Form von ThO2 die höchste Stabilität bindungsbildung mit Sauerstoff, der entweder in
bei Sintertemperatur und zeigt den ausgeprägtesten freier oder gebundener Form in der Pulvermischung
Einfluß auf die Festigkeit und Duktilität des Wolf- oder in der Sinteratmosphäre vorhanden ist, verloren.
Demgemäß muß ein Überschuß an gepulvertem Kohlenstoff in die Ausgangsmischung vor dem Verpressen
eingebracht werden, um sicherzustellen, daß der Endgehalt an Kohlenstoff innerhalb des Bereichs von 0,02
bis 0,06% liegt· Der Kohlenstoff reagiert mit dem
anwesenden Sauerstoff hauptsächlich gemäß der Gleichung
2 C + O2 ->
2 CO
so daß der in der Pulvermischung erforderliche Überschuß an Kohlenstoff nach Bestimmung des Sauerstoffgehaltes
der Pulver und der Sinteratmosphäre einfach bestimmt werden kann.
Nach sorgfältigem Mischen der Pulver wird die Mischung zu einem kompakten Körper der gewünschten
Größe gepreßt. Dieses Verdichten wird normalerweise bei Raumtemperatur ausgeführt. Dichte und
Festigkeit des Körpers sind am besten, wenn man die Pulvermischung mit einem Druck von 2000 kg/cm2
verpreßt. Es ist jedoch selbstverständlich, daß abhängig von Faktoren, wie Blockgröße oder Größe und
Gestalt der Pulverteilchen, ein geringer oder höherer Druck angewendet werden kann.
Der gepreßte Körper wird dann im Vakuum, Wasserstoff oder einer anderen schützenden Atmosphäre
oberhalb von 18000C, d. h. oberhalb des Schmelzpunktes von Titan, aber unterhalb des
Schmelzpunktes von Molybdän, gesintert. Innerhalb dieses Bereiches können zur Beschleunigung des
Sintervorganges höhere Temperaturen angewendet werden, und Temperaturen von etwa 23000C wurden
als besonders geeignet für ein schnelles Sintern befunden. Die Dauer der Sinterung kann in Abhängigkeit
von der Größe des zu sinternden Körpers und der gewählten Sintertemperatur stark variieren. So wurden
bei einem nur 72stündigen sintern des Körpers bei 2300° C befriedigende Ergebnisse erzielt, ebenso wie
bei etwa 1850°C während bis zu 22 Stunden.
Dabei ist es jedoch wesentlich, daß die Sintertemperatur und die Dauer der Sinterung derart gewählt
werden, daß ein Schmelzen des Titans und eine vollständige Lösung von Titan und Kohlenstoff im
Molybdän erreicht wird. Während des weiteren Sintervorganges diffundieren Titan und Kohlenstoff gleichmäßig
durch das Molybdän. Die Dichte des Blockes nimmt infolge des Sintervorganges zu. Es wurde festgestellt,
daß der Block zur Erzielung optimaler Ergebnisse in den nachfolgenden Herstellungsstufen eine
minimale Dichte von 92% der theoretischen Dichte aufweisen sollte.
Dieses Kriterium für die Sinteroperation, d. h. das Aufheizen über den Schmelzpunkt des Titans oder
Zirkoniums, Hafniums oder Thoriums gilt allgemein auch für die anderen oben definierten Legierungen auf
Molybdän- und Wolframbasis. So sind für Legierungen mit Zirkonium (Fp. 1852° C) Sintertemperaturen
von etwa 19000C vorteilhaft. Analog müssen Legierungen, die entweder Thorium oder Hafnium
enthalten, bei Temperaturen von wenigstens 1750 oder 22220C, d.h. den jeweiligen Schmelzpunkten dieser
Metalle, gesintert werden. In den Fällen, in denen die Legierungen mehr als ein Metall der IV. Gruppe enthalten,
ist die Temperatur des höherschmelzenden Metalls bestimmend für die minimale Temperatur, bei
welcher der gepreßte Block gesintert werden muß.
Diese Sinteroperation weicht von den üblichen Sinteroperationen der Pulvermetallurgie ab: gemäß
der allgemein geübten Praxis der Herstellung von Legierungen, bei denen ein Metall in dem anderen
löslich ist, liegt die Sintertemperatur unterhalb des Schmelzpunktes aller Bestandteile der Legierung.
Sintertemperaturen oberhalb des Schmelzpunktes eines Legierungselementes werden normalerweise nur dann
angewendet, wenn die Metalle praktisch ineinander unlöslich sind und eine maximale Dichte durch
Tränken eines porösen Skeletts erreicht werden soll.
Hinsichtlich der Löslichkeit von Titan und Kohlenstoff in Molybdän wurden Versuche gemäß der oben
angegebenen üblichen pulvermatallurgischen Arbeitsweise durchgeführt, und zwar durch Sintern bei Temperaturen
bei und unterhalb der Schmelzpunkte aller Komponenten, d. h. bei und unterhalb von 18000C.
Es wurde jedoch festgestellt, daß die spezifische Zugfestigkeit von Blechen, die aus den bei diesen niedrigeren
Temperaturen gesinterten Blöcken hergestellt wurden, wesentlich niedriger ist als die spezifische
Zugfestigkeit von Blechen aus erfindungsgemäß hergestellten Blöcken.
In Tabelle 1 sind die Ergebnisse von Zugversuchen bei 12000C mit 1 mm dicken Blechproben zusammengefaßt,
die aus Blöcken hergestellt wurden, die bei verschiedenen Temperaturen von 1700 bis 23000C
gesintert worden waren.
Sintertemperatur | Spezifische Zugfestigkeit bei 1200° C |
[0C] | [kp/mm2] |
1700 | 23,9 |
1800 | 28,1 |
1850 | 37,9 |
1900 | 36,5 |
1950 | 39,3 |
2000 | 39,3 |
2150 | 37,9 |
2300 | 39,3 |
Die gesinterten Blöcke können durch Schmieden, Strangpressen, Gesenkschmieden oder Walzen oder
durch eine Kombination von zwei oder mehreren dieser Behandlungsarten in die gewünschte Form gebracht
werden. Eines der Kennzeichen des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht in einem neuen Programm
für die mechanische Verarbeitung und Wärmebehandlung.
Bei der Herstellung von Blech wird der gesinterte Block zunächst durch Schmieden, Walzen oder Strangpressen bei einer Temperatur von etwa 1350 bis etwa 15000C zu einem Flachprofil oder einer Platte bearbeitet. Typisch ist beispielsweise eine Verformung des Blocks auf etwa ein Viertel bis etwa drei Viertel seiner Dicke beim Walzen. Auf jeden Fall ist die Verformung bei den angewendeten Temperaturen ausreichend, um einen wesentlichen Anteil von Titancarbid auszuscheiden. Es wurde festgestellt, daß Warmwalzplatten bei den nachfolgenden Stichen zum Reißen neigen, wenn beim Warmwalzen der Molybdän-Titan-Kohlenstoff-Legierungen Temperaturen unterhalb von etwa 13000C angewendet wurden; für andere erfindungsgemäß herzustellende Legierungen gelten dabei andere Temperaturbereiche.
Bei der Herstellung von Blech wird der gesinterte Block zunächst durch Schmieden, Walzen oder Strangpressen bei einer Temperatur von etwa 1350 bis etwa 15000C zu einem Flachprofil oder einer Platte bearbeitet. Typisch ist beispielsweise eine Verformung des Blocks auf etwa ein Viertel bis etwa drei Viertel seiner Dicke beim Walzen. Auf jeden Fall ist die Verformung bei den angewendeten Temperaturen ausreichend, um einen wesentlichen Anteil von Titancarbid auszuscheiden. Es wurde festgestellt, daß Warmwalzplatten bei den nachfolgenden Stichen zum Reißen neigen, wenn beim Warmwalzen der Molybdän-Titan-Kohlenstoff-Legierungen Temperaturen unterhalb von etwa 13000C angewendet wurden; für andere erfindungsgemäß herzustellende Legierungen gelten dabei andere Temperaturbereiche.
Vor dem weiteren Verformen wird die Platte einer Wärmebehandlung oberhalb von etwa 16500C unterworfen;
dabei können höhere Temperaturen angewendet werden, um die Dauer der Wärmebehand-
lung zu verringern, wobei Temperaturen oberhalb von 21500C jedoch keinen besonderen Vorteil bringen.
Tabelle 2 zeigt den Einfluß verschiedener Wärmebehandlungstemperaturen auf eine 10 mm dicke Platte.
Die Zugfestigkeitswerte bei 12000C wurden an 1 mm
dicken Blechen bestimmt, die aus den bei den angegebenen Temperaturen wärmebehandelten Platten
hergestellt worden waren.
Tabelle 3 zeigt Ergebnisse von Zugversuchen bei 16500C mit verschiedenen Wolfram-Legierungen mit
Hafnium, Zirkon oder Titan und Kohlenstoff. Alle diese Legierungen wurden bei 23500C gesintert und
nach dem erfindungsgemäßen Verfahren zu Blechen verarbeitet.
Wärmebehandlung | 2150 | Dauer der Wärm p. |
Zugfestigkeit bei | 35,1 |
bei Temperatur | 1900 | vv cmuc behandlung |
12000C | 33,7 |
[°C] | 1700 Vergleich | [Stunden] | [kp/mm2] | |
keine | 0,5 | 48,5 | ||
1,0 | 47,0 | |||
1550 | 2,0 | 47,0 | ||
1350 | 39,3 (Vergleichs | |||
versuch) | ||||
7,5 | ||||
18,0 |
Zusammensetzung | Zugfestigkeit bei 1650° C |
[%] | [kp/mma] |
Wolframlegierung mit | |
0,03 Hf und 0,013 C | 43,5 |
0,5 Hf und 0,017 C | 51,3 |
1,0 Hf und 0,037 C | 48,5 |
0,02 Zr und 0,017 C | 45,0 |
0,29 Zr und 0,018 C | 44,3 |
0,45 Zr und 0,036 C | 49,1 |
0,24Ti und 0,027 C | 41,4 |
Die Ergebnisse in Tabelle 2 zeigen für 1 mm dickes Blech aus oberhalb von etwa 1650° C wärmebehandelten
Platten bedeutend höhere Festigkeitswerte als solche aus Platten ohne Wärmebehandlung; überraschenderweise
zeigen Bleche aus Platten mit einer Wärmebehandlung bei 1350 und 1550° C noch geringere
Festigkeitswerte als solche aus nicht wärmebehandelten Platten.
Das offensichtlich empfindliche Ansprechen der Legierung auf die Wärmebehandlung der Platte
scheint für eine Verfestigung des Materials durch spannungsinduzierte Ausscheidungen zu sprechen:
Die gegenüber dem Vergleichsversuch erhöhte Festigkeit ist offensichtlich einer Wiederauflösung des
währen d des Walzens im Gefüge abgeschiedenen Titane arbids zuzuschreiben, der sich eine nochmalige
Ausscheidung von TiC während der nachfolgenden Verformung der Platte zum Blech bei niedrigerer
Temperatur, wie sie weiter unten beschrieben wird, anschließt. Geringere Festigkeiten als beim Vergleichsversuch
beruhen offensichtlich darauf, daß TiC in der dispersen Phase unterhalb von 16500C
chemisch stabil ist und sich in der Molybdänmatrix zwischen 1350 und 1550°C nicht löst, sondern sich
statt dessen in einer die verfestigende Wirkung der TiC-Dispersion im Gefüge beeinträchtigenden Weise
zusammenballt.
Die Dickenverminderung der Platte zu einem Blech wird bei Temperaturen ausgeführt, die unterhalb der
beim Sintervorgang und den vorstehend beschriebenen zwischengeschalteten Wärmebehandlungen der Platte
angewandten Temperaturen liegen. Der Grund dafür besteht darin, daß die spannungsinduzierte Ausscheidung
von TiC gelegentlich des Auswalzens auf Enddicke gewünscht wird. Bei Temperaturen oberhalb
von 165O0C ist das TiC chemisch instabil und neigt dazu, im Molybdän in Lösung zu bleiben. Die Temperaturen
beim Fertigwalzen müssen daher wegen der gewünschten TiC-Ausscheidung wesentlich unter
16500C liegen. Temperaturen bis zu 14000C können
da bei angewendet werden, jedoch wird eine optimale Zugfestigkeit bei 12000C durch Walztemperaturen
von etwa 11000C erreicht. Für die letzten Stiche mit geringen Abwalzgraden können niedrigere Temperaturen
angewendet werden.
Zum besseren Verständnis des erfindungsgemäßen
Verfahrens wird nachfolgend ein Beispiel für die
as Herstellung von Blechen aus einer Molybdänlegierung
mit 0,50% Titan und 0,026% Kohlenstoff angegeben.
Zunächst wurde eine Mischung aus Molybdän-, Titan- und Kohlenstoff-Pulver mit 0,50% Titan,
0,087% Kohlenstoff und Molybdän als Rest hergestellt. Titan, Kohlenstoff und ein Teil des Molybdäns
wurden zunächst durch ein etwa V2 Stunde dauerndes
Schütteln oder Verreiben innig gemischt und dann mit dem Rest des Molybdänpulvers 3 Stunden lang
in einer Mischapparatur vermischt.
Etwa 2,8 kg der Pulvermischung wurden in eine längliche flexible Form mit einem Querschnitt von
etwa 60 · 60 mm gebracht. Die gefüllte Form wurde verschlossen und unter einer hydraulischen Presse
einem Druck von etwa 2110 kp/cm2 ausgesetzt. Der verfestigte Körper wurde der Form entnommen; die
Ecken wurden so weit abgerundet, daß die Querschnittsdiagonale einen Maximalwert von 50,8 mm
aufwies.
Der gepreßte Körper wurde dann in einen Wolfram-Tiegel mit 50,8 mm Durchmesser in einem 50-kW-Induktionsofen
gebracht. Der Ofenraum wurde mit trockenem Wasserstoff gespült und der Körper in
etwa 75 Minuten auf 23000C durch Induktion aufgeheizt. Nach weiteren 90 Minuten bei dieser Temperatur
wurde der gesinterte Körper unter Durchleiten von trockenem Wasserstoff abgekühlt. Der
gesinterte Block hatte ungefähr die Abmessungen 38 · 38 · 165 mm, und seine Dichte entsprach etwa
94% der theoretischen Dichte.
Der Block wurde dann bei 1400 bis 143O0C warmgewalzt,
indem er in fünf Stichen mit je etwa 17% Abwalzgrad von 38 mm auf eine Dicke von 15 mm
längsgewalzt wurde. Dazu wurde der Block vor dem ersten Stich 8 Minuten lang auf die oben angegebene
Temperatur aufgeheizt und nach jedem Stich erneut 3 Minuten lang erhitzt. Dann wurde der Block von
15 mm auf 10 mm bei 1400 bis 143O0C quergewalzt.
Fünf Stiche mit je etwa 7,5 % Dickenabnahme wurden angewendet. Dabei wurde das Material nach
jedem Stich mit Ausnahme des letzten erneut 3 Minuten lang aufgeheizt.
Die wie vorstehend beschrieben gefertigte 10 mm dicke Platte wurde dann in einem geschmolzenen
Beizmittel gereinigt, und von jedem Ende wurden etwa 13 mm abgenommen. Die gereinigte und zugerichtete
Platte wurde dann 2 Stunden lang bei 5 17000C getempert. Bei dieser Wärmebehandlung
wurde das durch die beim Auswalzen im Gefüge des Metalls erzeugten Spannungen ausgeschiedene Titancarbid
im Molybdän wieder gelöst.
Diese wärmebehandelte Platte wurde dann weiter bei HOO3C auf eine Dicke von 1,52 mm ausgewalzt.
Bei dieser Behandlung wurde die Plattendicke zunächst auf etwa 3,8 mm durch Querwalzen in sieben Walzstichen
mit je etwa 15°/o und nachfolgend in acht
Stichen mit je etwa 12% Abwalzgrad auf etwa 1,5 mm vermindert. Das Blech wurde etwa 3 Minuten lang
nach jedem Stich mit Ausnahme des letzten wieder auf HOOC aufgeheizt. Das 1,5mm dicke Blech
wurde dann in einem geschmolzenen Beizmittel gereinigt und in einer Mischung von Flußsäure und
Salpetersäure auf etwa 1,4 mm abgeätzt und abschließend bei Raumtemperatur mit einer Reihe
von Stichen mit je 5 % Abwalzgrad oder weniger auf 1 mm fertiggewalzt. Die Abmessungen des Bleches
betrugen 1 · 2080 · 762 mm. Proben dieses Bleches hatten eine mittlere spezifische Zugfestigkeit bei
1200 C von etwa 47,00 kp/mm2.
Claims (4)
1. Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Legierungen mit verbesserten mechanischen
Eigenschaften bei hohen Temperaturen auf Molybdän- oder Wolframbasis, die Kohlenstoff
und wenigstens eines der Metalle Titan, Zirkonium, Hafnium oder Thorium enthalten,
bzw. von aus den Legierungen hergestellten Bauteilen, gekennzeichnet durch die aufeinanderfolgenden Arbeitsgänge:
Verdichten einer innigen Mischung der gepulverten Legierungsbestandteile durch Pressen
bei gewöhnlicher Temperatur;
30
35
40 Sintern der verdichteten Masse bei einer Temperatur zwischen dem Schmelzpunkt des
Basismetalls und demjenigen des zweiten Metalls;
mechanische Bearbeitung des erhaltenen Blocks bei erhöhter Temperatur, die unterhalb der
Schmelztemperatur des zweiten Metalls liegt, zur Umwandlung des Blocks in eine Platte
mit verringerter Dicke unter Ausscheidung von Carbid des zweiten Metalls;
Wiederaufheizen der Platte zum Wiederauflösen des ausgeschiedenen Carbids;
Überführen dieser Platte in die gewünschte Endform durch mechanische Bearbeitung bei geringerer Temperatur.
Wiederaufheizen der Platte zum Wiederauflösen des ausgeschiedenen Carbids;
Überführen dieser Platte in die gewünschte Endform durch mechanische Bearbeitung bei geringerer Temperatur.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die abschließende mechanische
Bearbeitung in der Weise durchgeführt wird, daß eine erneute spannungsmduzierte Ausscheidung
von Carbid des zweiten Metalls auftritt.
3. Verfahren zur Herstellung einer Wolframoder Molybdänlegierung nach Anspruch 1, dadurch
gekennzeichnet, daß das Sintern bei solchen Temperaturen oberhalb von 18000C, vorzugsweise
bei etwa 23003 C, und über eine Zeitdauer zwischen
einer halben Stunde und 20 Stunden ausgeführt wird, die ausreichen, um die Dichte des gesinterten
Blocks auf über 92% der Dichte der homogenen Legierung zu bringen, daß der gesinterte Block
dann bei einer Temperatur zwischen 1350 und 15000C zu einer Platte mit einer Dicke zwischen
einem Viertel und drei Viertel der Ausgangsdicke des Blocks abgewalzt wird, daß anschließend die
Platte einer Wärmebehandlung zwischen 1650 und 2150° C unterworfen und schließlich unterhalb von
1400°C, vorzugsweise bei etwa HOO0C, zu einem
dünnen Blech gewalzt wird.
4. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf Legierungen aus 0,4 bis 0,6 % Titan, Zirkonium,
Hafnium oder Thorium 0,02 bis 0,06 % Kohlenstoff und den Rest auf 100 % aus Molybdän oder
Wolfram.
909 512/1370
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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US370671A US3361599A (en) | 1964-05-27 | 1964-05-27 | Method of producing high temperature alloys |
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Publication Number | Publication Date |
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DE1291127B true DE1291127B (de) | 1969-03-20 |
DE1291127C2 DE1291127C2 (de) | 1969-11-06 |
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3496036A (en) * | 1967-05-25 | 1970-02-17 | Penn Nuclear Corp | Process of making titanium alloy articles |
US3775101A (en) * | 1970-04-20 | 1973-11-27 | Nasa | Method of forming articles of manufacture from superalloy powders |
JPS5262109A (en) * | 1975-11-18 | 1977-05-23 | Kawasaki Steel Co | Process for production of highhdensity metallic material and metallic powder filling container for its practice |
JPS5373410A (en) * | 1976-12-11 | 1978-06-29 | Daido Steel Co Ltd | Molybdenummbased alloy having excellent high temperature strength and method of making same |
US4288982A (en) * | 1977-07-25 | 1981-09-15 | Nasa | Low thrust monopropellant engine |
EP0074679B1 (de) * | 1981-09-03 | 1985-03-20 | BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. | Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes aus einer warmfesten Legierung |
GB0422608D0 (en) * | 2004-10-12 | 2004-11-10 | Hardide Ltd | Alloyed tungsten produced by chemical vapour deposition |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3103435A (en) * | 1963-09-10 | Weldable sintered molybdenum | ||
US2839819A (en) * | 1957-07-12 | 1958-06-24 | Westinghouse Electric Corp | Weldable sintered molybdenum |
US3194697A (en) * | 1962-09-28 | 1965-07-13 | Gen Electric | Heat treatment of refractory metals |
US3243291A (en) * | 1963-10-29 | 1966-03-29 | Gen Telephone & Elect | High-temperature alloy |
-
1964
- 1964-05-27 US US370671A patent/US3361599A/en not_active Expired - Lifetime
-
1965
- 1965-05-21 FR FR17865A patent/FR1433992A/fr not_active Expired
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- 1965-05-26 DE DEP36899A patent/DE1291127B/de active Granted
Non-Patent Citations (1)
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE1291127C2 (de) | 1969-11-06 |
FR1433992A (fr) | 1966-04-01 |
US3361599A (en) | 1968-01-02 |
BE664528A (de) | 1965-09-16 |
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