DE2049101C3 - Verfahren zur Herstellung von Verbundkörpern mit lamellarem Gefügeaufbau - Google Patents
Verfahren zur Herstellung von Verbundkörpern mit lamellarem GefügeaufbauInfo
- Publication number
- DE2049101C3 DE2049101C3 DE19702049101 DE2049101A DE2049101C3 DE 2049101 C3 DE2049101 C3 DE 2049101C3 DE 19702049101 DE19702049101 DE 19702049101 DE 2049101 A DE2049101 A DE 2049101A DE 2049101 C3 DE2049101 C3 DE 2049101C3
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- temperature
- temperature gradient
- speed
- hour
- demixing
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 8
- 239000002131 composite material Substances 0.000 title claims description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 11
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 8
- 239000002178 crystalline material Substances 0.000 claims description 4
- 230000005012 migration Effects 0.000 claims description 4
- 239000007787 solid Substances 0.000 claims description 4
- 230000035969 Vmax Effects 0.000 claims description 2
- 230000001419 dependent Effects 0.000 claims description 2
- 238000000926 separation method Methods 0.000 claims description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 9
- 241000446313 Lamella Species 0.000 description 8
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 7
- 230000001131 transforming Effects 0.000 description 7
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 5
- REDXJYDRNCIFBQ-UHFFFAOYSA-N aluminium(3+) Chemical class [Al+3] REDXJYDRNCIFBQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 5
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 3
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000001691 Bridgeman technique Methods 0.000 description 2
- 229910000846 In alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminum Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 229910052904 quartz Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 2
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N silicon dioxide Inorganic materials O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N AI2O3 Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 210000004556 Brain Anatomy 0.000 description 1
- 229910001339 C alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000531 Co alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910006119 NiIn Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 125000004429 atoms Chemical group 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001413 cellular Effects 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000000875 corresponding Effects 0.000 description 1
- 229910052593 corundum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 1
- -1 iron-carbon Chemical compound 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching Effects 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N tin hydride Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001845 yogo sapphire Inorganic materials 0.000 description 1
Description
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von Verbundkörpern mit lamellarem
Gefügeaufbau, bei dem ein im festen Zustand oberhalb einer bestimmten Entmischungstemperatur einphasig
vorliegender kristallinier Werkstoff durch gerichtete Abkühlung unter Anwendung eines wandernden Temperaturgradienten
unter die Entmischungstemperatur diskontinuierlich in zwei oder mehrere Phasen entmischt
wird.
Der einphasige kristalline Werkstoff kann eine eutektoide Zusammensetzung aufweisen oder aus einer
festen Lösung bestehen. Unter »Verbundkörpern mit lamellarem Gefügeaufbau« sind Stoffe zu verstehen,
deren Gefüge aus mindestens zwei Phasen besteht, wobei mindestens eine der Phasen in mindestens einer
Richtung eine Abmessung besitzt, die relativ viel größer als die Abmessungen in den anderen Richtungen ist.
Dieser Ausdruck umfaßt also sowohl Verbundkörper, derer. Körper aus dünnen Platten aus abwechselnd einer
und der anderen Phase aufgebaut sind, als auch Verbundkörper, deren eine Phase aus Nadeln besteht,
die in eine andere Phase eingebettet sind.
Unter diskontinuierlicher Entmischung«, manchmal auch als »zellulare Entmischung« bezeichnet, ist zu
verstehen, daß die neuen Phasen durch Keimbildung und Wachstum von den Korngrenzen her erhalten
werden, wobei die Zusammensetzung der transformierten Matrix gleichmäßig bleibt, ausgenommen an der
inkohärenten Grenze der anwachsenden Zelle.
Verfahren zur gerichteten Erstarrung von Schmelzen von Stoffgemischen sind bekannt (US-PS 31 24 452). Im
allgemeinen werden dabei Verfahren angewandt, die auch der Herstellung monokristalliner Materialien
dienen, wobei das geschmolzene Material in einer vorher bestimmten Richtung abgekühlt wird, wie z. B.
beim Bridgman-Verfahren. Wenn auf diese Weise 101
Gemische von Stoffen behandelt werden, die bei der Erstarrung aus der Schmelze mindestens zwei Phasen
mit lamcllarer Geometrie bilden, sind nach Beendigung dieser Behandlung die Lamellen im erstarrten Material
in sämtlichen Körnern nahezu senkrecht zur Erstarrungsfront gewachsen. Die Lamellen aus verschiedenen
Körnern verlaufen aber im Hirnschnitt im allgemeinen nicht parallel zueinander. In »A study of directionally
transformed pearlite« von B.L Bramfitt und A.R. Marder, I.M.S. Proceedings 1968,43 bis 55 (Chemical
Abstracts 72 [1970] 23 8201), ist die Anwendung einer
gerichteten Abkühlung für eine Eisen-Kohlenstoff-Legierung
mit eutektoider Zusammensetzung beschrieben. Der bei diesem Verfahren aus Austenit erhaltene Perlit
weist jedoch nicht die Struktur auf, wie sie bei gerichteter Erstarrung von Gemischen von Stoffen
erhalten wird. Die Lamellen in den Körnern verlaufen nahezu nicht parallel zur Transformationsrichtung.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von Verbundkörpern mit
lamellarem Gefügeaufbau zu schaffen, bei dem ein fester einphasiger kristalliner Werkstoff durch gerichtete
Abkühlung diskontinuierlich derart in zwei oder mehr Phasen entmischt wird, daß die Lamellen in sämtlichen
Körnern nahezu parallel zur Transformationsrichtung verlaufen.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß mit einem Verfahren der eingangs genannten Art gelöst, das
dadurch gekennzeichnet ist, daß vor der gerichteten Abkühlung in dem einphasig vorliegenden Werkstoff
ein Gefüge mit einer Korngröße von mindestens etwa 0,1 mm eingestellt wird und daß die Wanderungsgeschwindigkeit
des auf mindestens 10°C/cm eingestellten Temperaturgradienten niedriger oder gleich einer
werkstoffabhängigen, empirisch zu bestimmenden maximalen Entmischungsgeschwindigkeit gehalien wird.
Es wurde gefunden, daß die gerichtete Entmischung durch gerichtete Abkühlung nicht ohne weiteres mit der
gerichteten Erstarrung durch gerichtete Abkühlung von Schmelzen von Stoffen mit eutektischen Zusammensetzungen
vergleichbar ist. Für die gerichtete Erstarrung gilt, daß das Quadrat des Lamellenabstandes bei
konstanter Anwachsgeschwindigkeit der Anwachsgeschwindigkeit umgekehrt proportional ist nach der
Gleichung
ν = C · D,
wobei
λ
λ
Lamellenabstand
ν = Anwachsgeschwindigkeit
C = eine vom betreffenden System abhängige
ν = Anwachsgeschwindigkeit
C = eine vom betreffenden System abhängige
Konstante
D = Diffusionskonstante
D = Diffusionskonstante
Bei Durchführung der Entmischung wurde für eutektoide Zusammensetzungen folgende Beziehung
gefunden:
λ« ■ ν = C
Daraus ergibt sich, daß die bei der gerichteten Erstarrung angewandten Verfahren bei der gerichteten
Entmischung fester einphasiger Materialien mit eutektoider Zusammensetzung oder fester Lösungen nicht
ohne weiteres angewendet werden können. Wenn aber von Körnern mit einem Durchmesser von mindestens
0,1 mm ausgegangen wird, der Temperaturgradient gleich oder größer als 10°C/cm ist und die Geschwindigkeit,
mit der der Temperaturgradient durch den Körper
gezogen wird, kleiner als oder gleich der maximalen
Geschwindigkeit der Transformationsfront ist, ergibt
sich, daß Strukturen erhalten werden, die mit den bei der gerichteten Erstarrung von Schmelzen mit eutektischer
Zusammensetzung erhaltenen Strukturen vergleichbar sind. Der mit dem erfindungsgemäßen Verfahren
erhaltene Lamellenabstand ist aber erheblich kleiner als der Lamellenabstand, der bei entsprechenden Anwachsgeschwindigkeiten
bei der gerichteten Erstarrung eutektischer Schmelzen gewöhnlich gefunden wird.
Die maximale Geschwindigkeit der Transformationsfront ist für jedes System verschieden, läßt sich aber auf
einfache Weise durch Versuche feststellen. In der Praxis hat sich herausgestellt, daß die maximale Geschwindigkeit
der Transformationsfront umso größer ist, je höher die eutektoide Temperatur oder die Sättigungstemperatur
sind. Gewöhnlich liegt die maximale Geschwindigkeit zwischen 10-" und 10-'2 - 7* cm/Stunde, wobei T
die Entmischungstemperatur in Kelvin, auch eutektoide Temperatur bzw. Sättigungstemperatur genannt, bedeutet.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird daher die Wanderungsgeschwindigkeit Vdes Temperaturgradienten niedriger
oder gleich Vmax = 10" · 7* cm/Stunde gehalten.
Das Fehlschlagen der bisher aus der Literatur bekannten Versuche ist wahrscheinlich darauf zurückzuführen,
daß eines oder mehrere der drei erwähnten Kriterien nicht erfüllt sind. Wenn z. B. das Verfahren auf
die Systeme 28 Atomprozent Zn, Rest Fe (feste Lösung), Korngröße etwa 50 μΐη; 25 Atomprozent Sn, Rest Fe,
Korngröße zwischen 10 und 30 μιη und 0,8 Gewichtsprozent
C, Rest Fe (nach Entmischung Perlit), Korngröße etwa 20 μιη, angewandt wurde, wurde kein
Richteffekt gefunden.
Das Verfahren nach der Erfindung kann mit Hilfe einer Technik durchgeführt werden, die mit der
Bridgman-Technik vergleichbar ist, bei der der Körper durch einen Temperaturgradienten gezogen wird, oder
dadurch, daß der Temperaturgradient in bezug auf den Körper bewegt wird. Die anzuwendenden Temperaturgradienten
sind in der Praxis mit verhältnismäßig einfachen Standardapparaturen erzielbar. Meistens
beträgt der anzuwendende äußere Temperaturgradient weniger als 450°C/cm. Im allgemeinen gilt, daß der
Temperaturgradient umso größer gewählt werden muß, je kleiner der Korndurchmesser ist.
Das Verfahren kann zur Versteifung von Gegenständen, z. B. Werkzeugen, verwendet werden. Dabei
können die Gegenstände mechanischen Bearbeitungen, z. B. einer Schmiedebearbeitung, bei einer Temperatur
oberhalb der Transformationstemperatur (der eutektoiden Temperatur oder Sättigungstemperatur) oder bei
Zimmertemperatur nach vorhergehendem Abschrekken von einer oberhalb der Transformationstemperatur
liegenden Temperatur an unterworfen werden, wonach die Steifheit der Gegenstände durch gerichtete Entmischung
vergrößert wird. Das Verfahren kann gleichfalls dazu angewendet werden, Gegenstände mit bestimmten
magnetischen, elektrischen und/oder optischen Eigenschäften
zu erhalten.
Die Erfindung wird nachstehend an Hand einiger Ausführungsbeispiele näher erläutert.
B e i s ρ i e I 1
Ein Quarzrohr mit einer Länge von 10 cm und einem Innendurchmesser von 0,4 cm und einem Außendurchmesser
von 0,54 cm wurde mit einer geschmolzenen Legierung von Nickel und Indium (55,5 Atomprozent In,
Rest Ni), Schmelzpunkt etwa 95C°C, eutektoide Temperatur 7700C, ausgefüllt Die Legierung wurde 2
Stunden lang auf 10500C erhitzt und dann dadurch zum
Erstarren gebracht, daß die Temperatur auf etwa 8500C
herabgesetzt wurde. Die Körner weisen nach dieser Behandlung einen Durchmesser zwischen 0,5 und 3 mm
auf. Das mit der Legierung ausgefüllte Rohr wurde anschließend mit einer konstanten Geschwindigkeit von
0,1 cm/Stunde durch einen Temperaturgradienten von 65°C/cm gezogen (Bridgman-Technik). Der Lamellenabstand
in dem in einer vorher bestimmten Richtung entmischten Körper beträgt nach Ablauf der Behandlung
0,7 μιη, bei einer Geschwindigkeit von 1 cm/Stunde
0,4 μητι und bei einer Geschwindigkeit von 7 cm/Stunde
0,2 μηχ Die Lamellen in den Körnern verlaufen parallel
zum Temperaturgradienten. Die Lamellen bestehen abwechselnd aus NiIn und Ni2lna.
Das im Beispiel 1 beschriebene Verfahren wurde auf eine Legierung aus Kupfer und Indium (20,2 Atomprozent
In, Rest Kupfer), Schmelzpunkt 7000C, eutektoide Temperatur 574° C, angewandt. Die Legierung wurde 2
Stunden lang auf 8500C erhitzt und dann dadurch zum Erstarren gebracht, daß die Temperatur auf 650° C
herabgesetzt wurde. Die Körner der Legierung hatten nach zweistündiger Erhitzung auf 650° C im Quarzrohr
einen Durchmesser zwischen 1 und 10 mm. Der äußere Temperaturgradient betrug 65°C/cm. Bei einer Ziehgeschwindigkeit
von 0,16 cm/Stunde wurde ein Lamellenabstand von 0,38 μηι und bei einer Ziehgeschwindigkeit
von 1,15 cm/Stunde wurde ein Lamellenabstand von 0,21 μπι erhalten. Die Lamellen in den Körnern liegen
parallel zum Temperaturgradienten. Die Lamellen bestehen abwechselnd aus 29 Atomprozent In, Rest Cu,
und 11 Atomprozent In, Rest Cu. Bei einer Probe, die
neben Körnern von mehr als 0,1 mm auch kleinere Körner (etwa 50 μιη) enthielt, wurde festgestellt, daß die
Lamellen in den kleineren Körnern — im Gegensatz zu den Körnern von mehr als 0,1 mm — nicht parallel zum
Temperaturgradienten gerichtet worden waren (Temperaturgradient etwa 30°C/cm, Ziehgeschwindigkeit
0,5 cm/Stunde).
Das im Beispiel 1 beschriebene Verfahren wurde auf eine Legierung von Kupfer und Aluminium (24
Atomprozent Al, Rest Cu), Schmelzpunkt 1100°C, eutektoide Temperatur 565° C, angewandt, die sich in
einem Rohr aus AI2O3 befand. Die Legierung wurde sofort nach Erstarrung durch einen Temperaturgradienten
geführt. Der Korndurchmesser lag zwischen 0,5 und 1 mm. Der Temperaturgradient betrug 100 bis
150°C/cm. Bei einer Ziehgeschwindigkeit von 0,2 cm/ Stunde wurde ein Lamellenabstand von 0,25 μιη und bei
einer Ziehgeschwindigkeit von 0,5 cm/Stunde ein Lamellenabstand von 0,20 μπι erhalten. Die Lamellen
bestehen abwechselnd aus 19,6 Atomprozent Al, Rest Cu, und 30,3 Atomprozent Al, Rest Cu. Bei einer
Ziehgeschwindigkeit von 0,2 cm/Stunde und einem Temperaturgradienten von 50°C/cm wurde ein Stab
erhalten, der in der Richtung parallel zum Temperaturgradienten eine Zugfestigkeit von 113 kg/mm2 hatte.
Die maximale Zugfestigkeit einer nicht gerichtet abgekühlten Legierung aus Kupfer und Aluminium (24
Atomprozent Al, Rest Cu) beträgt nach in letzter Zeit veröffentlichten Literaturangaben etwa 68 kg/mm2.
Beispie! 4
Das im Beispiel 1 beschriebene Verfahren wurde auf eine Legierung aus Kobalt und Silicium (25 Atomprozent
Si, Rest Co), peritektische Zersetzungstemperatur 12100C, eutektoide Temperatur 11700C, angewandt.
Der Temperaturgradient betrug 100 bis 300°C/cm. Bei einer Geschwindigkeit von 0,05 cm/Siunde betrug der
Lamellenabstand 1,4 μπι, bei einer Geschwindigkeit von
6 cm/Stunde 0,4 μΐη. Die Lamellen verliefen parallel
zum Temperaturgradienten. Der Korndurchmesser lag zwischen 0,5 und 3 mm.
Das im Beispiel 1 beschriebene Verfahren wurde auf eine feste Lösung von Zinn in Blei (16,6 Atomprozent
Sn, Rest Pb) angewandt Diese feste Lösung ist bei Temperaturen unterhalb 1480C übersättigt. Der Korndurchmesser
lag zwischen 0,5 und 1 mm, der Temperaturgradient betrug 100°C/cm. Bei einer Geschwindigkeit
von 0,05 cm/Stunde wurde eine lamellare Struktur mit einem Lamellenabstand von 0,9 μπι erhalten; die
Lamellen verliefen parallel zum Temperaturgradienten.
Claims (2)
1. Verfahren zur Herstellung von Verbundkörpern mit lamellarem Gefügeaufbau, bei dem ein im festen
Zustand oberhalb einer bestimmten Entmischungstemperatur einphasig vorliegender kristalliner
Werkstoff durch gerichtete Abkühlung unter Anwendung eines wandernden Temperaturgradienten
unter die Entmischungstemperatur diskontinuierlich in zwei oder mehr Phasen entmischt wird,
dadurch gekennzeichnet, daß vor der gerichteten Abkühlung in dem einphasig vorliegenden
Werkstoff ein Gefüge mit einer Korngröße von mindestens 0,1 mm eingestellt wird und daß die
Wanderungsgeschwindigkeit des auf mindestens 10°C/cm eingestellten Temperaturgradienten niedriger
oder gleich einer werkstoffabhängigen, empirisch zu bestimmenden maximalen Entmischungsgeschwindigkeit
gehalten wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Wanderungsgeschwindigkeit Vdes
Temperaturgradienten niedriger oder gleich Vmax = 10-" ■ 7* cm/Stunde gehalten wird, wobei
T die Entmischungstemperatur des Werkstoffs in Kelvin ist.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
NL7012088A NL7012088A (de) | 1970-08-15 | 1970-08-15 | |
NL7012088 | 1970-08-15 |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2049101A1 DE2049101A1 (de) | 1972-02-17 |
DE2049101B2 DE2049101B2 (de) | 1976-03-04 |
DE2049101C3 true DE2049101C3 (de) | 1976-11-11 |
Family
ID=
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE3035267C2 (de) | ||
DE1667657B2 (de) | Verfahren zur herstellung von siliciumkarbidwhiskers | |
DE2462118A1 (de) | Verbesserte aluminiumlegierungsbarren | |
DE2355524A1 (de) | Verfahren und vorrichtung zur herstellung von faeden aus normalerweise festen materialien | |
DE4110145A1 (de) | Verfahren zum formen einer aluminiumsilicium-legierung | |
DE4003018A1 (de) | Verfahren zur herstellung monotektischer legierungen | |
DE19807048C2 (de) | Verfahren zur Herstellung von Legierungsgläsern | |
DE2949532C2 (de) | ||
DE2041476A1 (de) | Verfahren zur Erzeugung eines Festkoerpers aus einer fluessigen Masse durch in einer Richtung erfolgendes Erstarren | |
DE4423540A1 (de) | Hochreiner Aluminiumleiter bei extrem niedriger Temperatur | |
DE3810678C2 (de) | Permanentmagnet mit hoher Koerzitivkraft und hohem maximalen Energieprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung | |
DE2049101C3 (de) | Verfahren zur Herstellung von Verbundkörpern mit lamellarem Gefügeaufbau | |
DE1533335B2 (de) | Verfahren zum Herstellen stabförmiger magnetisch anisotroper Dauermagnetkörper mit kubischer Kristallstruktur und einer wesentlichen axial orientierten eckige Klammer auf 100 eckige Klammer zu -Richtung der Kristalle | |
DE2254615C3 (de) | Herstellung mehrphasiger Eutektikumskörper | |
DE2049101B2 (de) | Verfahren zur herstellung von verbundkoerpern mit lamellarem gefuegeaufbau | |
EP0456296B1 (de) | Verfahren zur Herstellung von stranggegossenen Bändern und Drähten | |
DE2543899A1 (de) | Elektrische leiter aus einer aluminiumlegierung | |
DE2450854A1 (de) | Verfahren zum herstellen von halbleiterelementen | |
DE60205904T2 (de) | Vorrichtung zur herstellung von legierungskristallen | |
DE1191336B (de) | Zonenschmelzverfahren zum Umwandeln von mindestens einem polykristallinen Stab in einen Einkristall | |
DE2143866A1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines D auerm agnet Werkstoffes | |
DE961763C (de) | Verfahren zur Herstellung eines einkristallinen Halbleiterkoerpers durch Ziehen aus der Schmelze mittels eines Impfkristalls | |
DE1533475C (de) | Verfahren zur Herstellung parallel zueinander ausgerichteter Stengelkristalle | |
DE112008001784T5 (de) | Verfahren zum Herstellen von gereinigtem Silizium | |
AT375093B (de) | Verfahren zur herstellung von aluminiumdraehten |