DE2542094A1 - Metallpulver, verfahren zur behandlung losen metallpulvers und verfahren zur herstellung eines verdichteten presslings - Google Patents
Metallpulver, verfahren zur behandlung losen metallpulvers und verfahren zur herstellung eines verdichteten presslingsInfo
- Publication number
- DE2542094A1 DE2542094A1 DE19752542094 DE2542094A DE2542094A1 DE 2542094 A1 DE2542094 A1 DE 2542094A1 DE 19752542094 DE19752542094 DE 19752542094 DE 2542094 A DE2542094 A DE 2542094A DE 2542094 A1 DE2542094 A1 DE 2542094A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- powder
- metal
- metal powder
- temperature
- compact
- 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.)
- Pending
Links
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
Description
Dipl.-!ng. W. DaKIke
DipL-ba H.-]. Lippert
Pat 3 nta η weite
506 Refralh bei Köln Frankeniorstor Straße 137
506 Refralh bei Köln Frankeniorstor Straße 137
18. September 1975 Da./kr
Charles J. Havel Utica, New York, USA
"Metallpulver, Verfahren zur Behandlung losen Metallpulvers
und Verfahren zur Herstellung eines verdichteten Preßlings"
Die Erfindung betrifft ein Metallpulver, ein Verfahren zur Herstellung
eines Metallpulvers und ein Verfahren zur Herstellung eines verdichteten Preßlings, insbesondere mit besseren mechanischen
und metallurgischen Eigenschaften als Metallpreßlinge aus Pulver, die mit bekannten Verfahren hergestellt werden.
Das Arbeiten mit ausgefeilten puivermetallurgisehen Methoden ist
im Bereich der Superlegierungen vorherrschend geworden, und zwar
609 815/0938
als Folge von Trennungsproblemen, auf die man bei herkömmlichen
Gießverfahren trifft. Die chemische Homogenität hochkomplexer Legierungssysteme läßt sich wesentlich einfacher durch pulvermetallurgische
Methoden erreichen, weil die Trennung auf das Volumen der Pulverpartikel begrenzt ist. Wie hier verwendet, umfaßt
der Bereich der Superlegierungen alle jene Werkstoffe, die für Hochtemperatur-Hochleistungseinsätze entwickelt worden sind,
insbesondere die Superlegierungen auf Nickelbasis und Kobaltbasis. Obgleich das erfindungsgemäße Verfahren besondere Anwendung
für den Bereich der Superlegierungen hat, kann das erfindungsgemäße Verfahren mit Vorteil auch für andere Puivermetaile
eingesetzt werden, beispielsweise legierungen auf Titanbasis und Eisen, Kupfer, Zink, Aluminium, feuerfeste Metalle
und Legierungssysteme daraus.
Bekannt sind Metallpulver, beispielsweise Legierungen auf Eisenbasis, nach dem Zwei-Schritt-Verfahren der Kaltverdiehtung
und des Sinterns verdichtet. Die Superlegierungspulver sind jedoch allgemein nicht kompressibel, und zwar wegen ihrer innewohnenden
Festigkeit. Deshalb ist eine Kaltverdichtung für die Verarbeitung von Superlegierungen nicht brauchbar. Die Verdichtung
von Superlegierungspulvern wird allgemein heiß durchgeführt, um damit das Verdichten und das Sintern zu kombinieren.
Das Heißverdichten wird entweder durch Extrusion oder durch Heißpressen durchgeführt. Bei der Pulverextrusion wird das Pulver
in einen Stahlmantel gebracht, und dann wird ein Pulver-
60981 B/0938
block heiß stranggepreßt, während "beim Heißpressen entweder mit
einem heißen isostatischen Pressen, einem Heißpressen unter Vakuum oder einem Heißschmieden gearbeitet wird. Diese Methoden
können eingesetzt werden, um entweder einen fertigen Formling oder ein Halbzeug für eine weitere Heißverformung herzustellen.
Gerald J. Friedman und George S. Ansell haben in "The Superalloys"
John Wiley and Sons (New York, 1972) auf Seite 429 festgestellt:
"Diese Heißverdichtungsmethoden haben ein Problem gemeinsam. Sowohl die Verdichtung als auch das Sintern sind im Effekt plastische
Verformungsverfahren, d.h., daß die Verdichtung und das
"neck growth" Formänderungen unter Spannungsausübung erfordern. Die eigentlichen Eigenschaften, die Superlegierungen technologisch
wichtig machen, nämlich die hohe Temperaturfestigkeit und die Oxidationsbeständigkeit, lassen eine volle Verdichtung und
eine Interpartikelbindung schwer erreichen, selbst beim Heißverarbeiten. Um starke, dichte Produkte entstehen zu lassen, müssen
relativ hohe Fraktionen der homologen Temperatur eingesetzt werden, gekoppelt mit einer extensiven Verformung."
Das Arbeiten mit solchen hohen Temperaturen bringt jedoch zusätzliche
Probleme mit sich. Bei der anschließenden Wärmebehandlung ist festgestellt worden, daß zwar wie erwartet ein Interpartikel-Kornwachstum
auftritt, das Kornwachstum normalerweise aber nicht über Partikelgrenzen hinweg in Superlegierungen voranschreitet.
Die maximale Korngröße ist in vielen Fällen deshalb auf die ursprüngliche Pulverpartikelgröße beschränkt. Ein Korn-
6Q981S/0938
wachstum über die Partikelgrenzen hinweg wird mit größter Wahrscheinlichkeit
durch das Ausscheiden von unlöslichen Karbiden an den Oberflächen der Partikel verhindert, um damit eine
Barriere gegen ein Kornwachstum zu bilden. Eine kleine Korngröße ist deshalb allgemein die Regel bei Pulverprodukten aus
Superlegierungen, und die großen Korngrößen sind schwer herzustellen.
Wenn die Betriebstemperaturen, denen der fertige Pulvermetallteil ausgesetzt wird, unter der äquikohesiven Temperatur liegen,
d.h. bei Temperaturen, bei denen die Körner selbst die schwächsten Bereiche sind, und wenn viele Korngrenzen wünschenswert
sind, ist eine kleine Korngröße mit den einhergehenden vielfachen Korngrenzen sehr erwünscht. Wenn die Temperaturen jedoch
über der äquikohesiven Temperatur liegen, d.h. bei Temperaturen, bei denen die Korngrenzen die schwächsten Punkte sind, sind
große Körner erforderlich. Mit anderen Worten, bei Temperaturen, bei denen ein Rutschen der Korngrenze oder andere von der Korngrenze
herrührende Defekte zu Problemen führen, ist es wünschenswert, die Zahl der Korngrenzen durch ein Kornwachstum auf ein
Minimum zu reduzieren. Da es praktisch unmöglich ist, die das Kornwachstum unterbindenden Ausscheidungen zu entfernen, beispielsweise
die unlöslichen Karbide bei Superlegierungen, durch
eine anschließende Wärmebehandlung, um ein Kornwachstum zu ermöglichen, sind pulvermetallurgieehe Methoden häufig für die
- 5 609815/0938
Herstellung bestimmter Produkte nicht anwendbar, dxe fur einen Hochtemperatureinsatz ausgelegt sind, beispielsweise die
Schaufeln oder Schalen in Gasturbinentriebwerken. Kurz gesagt, es liegt ein Kornwachstumsproblem bei bekannten pulvermetallurgischen
Methoden in dem Bereich der Superlegierungen vor.
Ferner hat es sich als wünschenswert erwiesen, geschmiedete oder
gegossene Superlegierungsblöcke mechanisch zu bearbeiten, um eine extrem feine Korngröße entstehen zu lassen. Die mechanische
Bearbeitung wird in den meisten Fällen unter der normalen Rekristallisationstemperatur des Werkstoffes durchgeführt. Zugprüfungen
an in dieser Weise hergestellten Werkstoffen zeigen, daß eine unerwartet hohe Duktilität erreicht werden kann, wenn
die Prüfungen bei oder in der Nähe der Rekristallisationstemperatur durchgeführt werden. Eine Längung von 200 bis 300 #
ist nicht unüblich, und es werden sogar noch höhere Längungswerte erreicht, je nach den Prüftemperaturen und den Spannungswerten. Dieser hochduktile Zustand wird allgemein als "Superplastizität"
bezeichnet und ermöglicht eine Heißverformung von Werkstoffen bei wesentlich geringeren Temperaturen und Drücken.
Es treten jedoch Probleme beim Erreichen des Zustandes der Superplastizität in Pulvermetallblöcken auf. Bezüglich Superlegierungspulvern
wird eine mechanische Arbeit durch Strangpressen des Pulvers oder des Pulverpreßlings in Stabmaterial
609815/0938
oder in Blockform eingeführt. (Siehe beispielsweise die US-Patentschrift
3 519 503). Dem Extrusionsverfahren haften jedoch
eine Anzahl von Schwierigkeiten an.
Zum einen muß mit extrem hohen Temperaturen gearbeitet werden, weil die Extrusionstemperatur unter der normalen Rekristallisationstemperatur
der Legierung liegen muß. Entsprechend ist die größte Größe des Blocks, der hergestellt werden kann, entsprechend
den Möglichkeiten der größten Extrusionsanlagen beschränkt, die zur Zeit verfügbar sind. Derzeit sind superplastische
Blöcke auf einen Durchmesser von etwa I50 mm in verschiedenen
Längen jeweils mit einem Gewicht von etwa 95 kg be-
Es
grenzt. Sind jedoch größere Blöcke erforderlich, um den industriellen
Anforderungen von heute gerecht zu werden. Beispielsweise können Bauteile in Gasturbinentriebwerken mehr als
200 kg wiegen. Die Beschränkung in der Größe ist deshalb ein schwerwiegender Nachteil bei der Extrusionsmethode zur Herstellung
von Superlegierungsblöcken.
Die feine Korngröße, die erforderlich ist, um eine Superplastizität
zu erreichen, entsteht dadurch, was eine primäre Rekristallisation der ursprünglichen Intrapartikelkörner sein
dürfte, die während der mechanischen Bearbeitung verformt worden sind. Mit anderen Worten, die durch eine mechanische Bearbeitung
eingeführte Verformung erleichtert das Entstehen von Stellen einer Kernbildung für neue Körner. Das Maß der Re-
- 7 -609815/0938
kristallisation oder die volumetrische Dichte der Kernbildungsstellen
hängt von dem Maß der Verformung in dem Kristallgitter ab. Ein häufiges Problem bei der Extrusionsmethode besteht
darin, daß das Pulvermetall in bestimmten Bereichen des Blocks eine geringere mechanische Arbeit als andere Stellen erhält.
Die Dichte der Kernbildungsstellen ändert sich deshalb an verschiedenen Stellen des Blocks. Das Ergebnis ist, daß die Rekristallisation
über einen Querschnitt des Blocks hinweg nicht vollständig ist. Kurz gesagt, es besteht ein Problem hinsichtlich
der Homogenität insofern, als die prozentuale Rekristallisation sich von einem Bereich zum anderen im Block ändert.
Dieser Zustand bringt Probleme während des anschließenden Verformens mit sich, weil alle Bereiche des Blocks nicht in gleicher
Weise reagieren.
Ein anderes Problem, auf das man stößt, ist die Temperaturkontrolle.
Wie vorstehend erwähnt, wird das Extrusionsverfahren in der Nähe der normalen Rekristallisationstemperatur
der Legierung durchgeführt. Wenn diese Temperatur überschritten wird, geht das Kornwachstum zu schnell vonstatten, und die
feine Korngröße, die für eine Superplastizität erforderlich ist., geht verloren. Das Pulver muß jedoch erhitzt werden, um
eine Extrusion zu ermöglichen. Der Großteil des Pulvers wird deshalb in den Stahlbehältern vorerwärmt, ehe die Extrusion
erfolgt, und zwar auf eine Temperatur, die sich der normalen Rekristallisationstemperatur annähert. Das Problem ist, daß
- 8 6Q981b/0938
während der Extrusion zusätzliche Wärme durch Reibung zwischen dem Strangpreßwerkzeug und den angrenzenden Lagen der Pulverpartikel
entsteht. Ein Durchgang des Metallpreßlings durch das Werkzeug erhöht die Temperatur des Formlings über seine Rekirstallisationstemperatur
hinaus, und damit entsteht ein exzessives Kornwachstum. Große Körner mit einer nicht adequaten
Plastizität entstehen dadurch und müssen aus dem Block vor der weiteren Verarbeitung entfernt werden.
Ein potentielles Problem bei dem Extrusionsverfahren besteht darin, daß die mechanische Bearbeitung richtungsgebunden ist,
und das führt zu dem Zustand einer Anisotropie im stranggepreßten Block.
Ferner ist der Superplastische Block, der durch das Extrusionsverfahren
entsteht, nicht besonders gut für eine weitere Heißverformung geeignet, und zwar wegen der zylindrischen Form.
Weil viele der Bauteile, die hegestellt werden, relativ große Verhältnisse von Breite zu Höhe haben, muß der zyüadrische
Block einem exzessiven und zeitraubenden Stauchverformen unterzogen werden..
Schließlich ist das Extrusionsverfahren extrem teuer. Ein Stahlbehälter,
gewöhnlich aus nicht rostendem Stahl, ist für den ersten Extrusionsschritt erforderlich. Große Extrusionspressen,
die die Pulvermengen verarbeiten können, die zur Herstellung
- 9 609815/0938
von Blöcken maximaler Größe benötigt werden, sind extrem selten und sind natürlich in der Wartung und im Betrieb teuer.
Die Suche nach hochfesten Hochtemperaturlegierungen und Verfahren zur Verarbeitung desselben geht unbarmherzig mit der
Erhöhung der Betriebstemperaturen von Triebwerken, Kraftwerken, Nuklearreaktoren und dergleichen weiter. Entsprechend liegt die
Notwendigkeit für verbesserte Verfahren zur Verarbeitung von Pulvermetallen und insbesondere von Superlegierungen zum Erreichen
einer Superplastizität auf der Hand.
Bezüglich der Pulverherstellung allgemein werden viele Metallpulver
durch das Zerstäubungsverfahren hergestellt. Im Prinzip
besteht das Zerstäubungsverfahren darin, daß ein Strom geschmolzenen Metalls mit einem Hochdruckmedium beschossen wird,
normalerweise einem inerten Gas im Falle von Superlegierungen. Das Hochdruckmedium bricht den Strom geschmolzenen Metalls in
kleine Tröpfchen, die anschließend erstarren. Es können als Folge des Einschlusses des Zerstäubungsmediums innerhalb der
Partikel Hohlräume entstehen. Mit anderen Worten, es entstehen Hohlpartikel, die später im verdichteten Produkt erscheinen.
Ein anderes Problem, das bei zerstäubten Pulver auftritt, ist das Vorhandensein von nichtmetallischen Einschüssen.
Es handelt sich dabei allgemein um kleine Stücke feuerfesten
Materials aus dem Trichter, der Düse, dem Tiegel oder anderer Bauteile des Zerstäubungsgeräts, die abgebrochen sind und die
-10 -
609815/0938
sich mit dem Pulvermetall vermischt haben. Diese nichtmetallischen Einschlüsse erscheinen ebenfalls im verdichteten Produkt
und bilden zusammen mit den Hohlräumen Defekte, die Stellen
für eine Rißkernbildung und -Fortpflanzung erzeugen können. Diese Defekte sind besonders schwerwiegend bei Bauteilen,
die aus hochfesten Hochtemperatur-Superlegierungen gefertigt
sind, und zwar wegen der Anfälligkeit dieser Teile gegen Bruch bei den Temperaturen und Spannungswerten, die sie während des
Betriebs erfahren.
Die Erfindung sieht ein Verfahren zur Verarbeitung von Pulvermetall
vor, das anschließend verdichtet und in einen Produktionsteil geformt wird. Das Verfahren beseitigt oder mindert
die Schwierigkeiten, die vorstehend erörtert worden sind. Insbesondere lassen sich dichte Metallpreßlinge in wirtschaftlicher
Weise mit einer anfänglichen durchschnittlichen Korngröße herstellen, die feiner als bei einem Metallpulverpreßling
der gleichen Zusammensetzung ist, die nicht erfindungsgemäß behandelt
worden ist. Bezüglich Superlegierungen zeigen Tests
mit Superlegierungen auf Nickelbasis, daß ein anschließendes Kornwachstum über die Partikelgrenzen hinaus durch normale
Wärmebehandlungsverfahren induziert werden kann. Deshalb lassen sich Superlegierungspulverpreßlinge mit großer Körnung
herstellen. Ferner lassen sich bei einer Verarbeitung gemäß der Erfindung Superlegierungspreßlinge herstellen, die die
Charakteristiken der Superplastizität haben, die sowohl homo-
- 11 609815/0938
gen als auch isotrop ist. Hohlpartikel im Metallpulver, das nach dem Verfahren hergestellt wird, werden effektiv beseitigt,
und nicht metallische Einschlüsse werden unschädlich gemacht oder alternativ in einen Zustand umgesetzt, der eine leichte
Entfernung aus dem Pulvermetall ermöglicht.
Die Erfindung ist nachstehend anhand der Darstellungen näher erläutert. In den Darstellungen sind:
Pig. 1 eine Mikrofotografie von Metallpartikeln im zerstäubten Zustand des Pulvers nach Tabelle
1 bei 4OOfächer Vergrößerung,
Pig. 2 eine Mikrofotografie von kaltgewalzten Metallpartikeln des Pulvers nach Tabelle 1 in 400-facher
Vergrößerung,
Pig. 3 eine Mikrofotografie verdichteter Metallpartikel
des Pulvers nach Tabelle 1 mit 4OOfacher Vergröß erung,
.Pig. 4 eine Mikrofotografie von Metallpartikeln in zerstäubtem Zustand des Pulvers nach Tabelle
1, das bei 985° C (1800° P) eine Stunde lang unter Vakuum erhitzt worden ist, in 40Ofacher
Vergrößerung,
- 12 609815/0938
Pig. 5 eine Mikrofotografie verdichteter Metallpartikel des Pulvers nach Tabelle 1, das bei
985° C (1800° F) eine Stunde lang unter Vakuum wärmebehandelt worden ist, in 400facher Vergrößerung,
Pig. 6 eine Mikrofotografie einer Probe eines Metallpulvers in zerstäubtem Zustand nach Tabelle 1,
das isostatisch bei 985° C (1800° P) und 700 kp pro cm (10.000 psi) zwei Stunden lang heiß verdichtet
worden ist, in 400facher Vergrößerung,
Pig. 7 eine Mikrofotografie einer Probe kalt gewalzten Metallpulvers nach Tabelle 1, das bei 985° C
(1800° P) und 700 kp/cm2 (10.000 psi) zwei Stunden lang heiß isostatisch verdichtet worden ist,
in 400facher Vergrößerung,
Pig. 8 eine Mikrofotografie der Probe nach Fig. 7, die bei 1235° C (2250° F) 24 Stunden lang
wärmebehandelt worden ist, in 400facher Vergrößerung,
Pig. 9 eine Mikrofotografie der Probe nach Pig. 7, die
bei 1095° C (2000° P) isothermisch heiß geschmiedet worden ist, in 40Ofacher Vergrößerung,
- 13 80981 5/0938
Pig. 10 eine Mikrofotografie der heiß isothermisch geschmiedeten Probe nach Fig. 9, die bei
1235° C (2250° F) 24 Stunden lang wärmebehandelt
worden ist, in 400facher Vergrößerung, und
Fig. 11 eine grafische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Temperatur und der Menge an
MC-Karbid-Ausscheidungen zeigt, die typisch für eine Anzahl von Superlegierungen auf
Mckelbasis ist.
Die Vergrößerungen, auf die sich die vorstehenden Beschreibungen der Figuren 1 bis 10 beziehen, sind die Vergrößerungen, die in
den Anmeldungsdarstellungen gezeigt sind.
Das erfindungsgemäße Verfahren besteht im Prinzip darin, daß ein Metallpulver mit einer gewünschten Zusammensetzung hergestellt
wird, bestehend aus einer AnzaM/ron einzelnen Metallpartikeln,
nach einem geeigneten Verfahren, unter anderem nach einem der folgenden Verfahren: Zerstäubungsverfahren, Rotationselektrodenverfahren,
Ausscheidung aus einer wässerigen Lösung oder elektrolytisches Verfahren. Das Pulver wird dann durch
mechanische Bearbeitung Jedes Partikels bei einer relativ niedrigen Temperatur plastisch verformt. D.h., daß das Pulver
kalt bearbeitet wird, um in jeden Partikel des lockeren Pulvers
-14-609815/0338
-H-
eine Spannung einzuführen, um eine Restspannung zu erzeugen,
damit der potentielle Energiewert der Partike3/iber die potentielle
Energie hinaus vergrößert wird, die die Partikel während der Herstellung angenommen haben können. Das Pulver
kann mechanisch durch irgendein geeignetes Verfahren bearbeitet werden, beispielsweise kaltwalzen oder verdichten. Beispielsweise
kann die Verdichtung unter Verwendung einer Kreisel-Prallmühle durchgeführt werden, wie sie von der Firma Vortec
Products, Incorporated, hergestellt wird.
Die potentielle Energie, die durch Kaltbearbeitung entsteht und die häufig als gespeicherte Spannungsenergie bezeichnet
wird, senkt die Rekristallisationstemperatur so ab, daß die verformten Körner bei einer niedrigeren TemperatujTrekristallisieren,
als das bei dem Metallpulver der Pail ist, das nicht kalt bearbeitet worden ist. Das kalt bearbeitete Pulver wird
dann durch irgendeines der üblichen Verfahren heiß verdichtet, beispielsweise durch isostatisches Heißpressen, durch Heißstrangpressen,
durch Heißgesenkpressen usw., und zwar bei einer Temperatur über der geänderten Rekristallisationstemperatur der
kalt bearbeiteten Partikel, jedoch unter einer Temperatur, bei der ein schnelles Kornwachstum auftritt. Diese Rekristallisationstemperatur
ist die abgesenkte Rekristallisationstemperatur, die durch das Kalt-Bearbeiten des Metallpulvers entsteht.
Veil es wünschenswert ist, die feine Korngröße zu bewahren, die unmittelbar nach der Rekristallisation vorhanden ist, wird die
- 15 609815/0938
Heißverdiehtungstemperatur unter einer Temperatur gehalten, "bei
der ein exzessives Kornwachstum auftritt. Ein spezifischer Temperaturbereich kann unmöglich in dem "breiten Anwendungsfall
aufgezeichnet werden, weil etwas Kornwachstum immer erfolgt und mit einer Rate weitergeht, die sich mit zunehmenden Temperaturen
erhöht. Durch Eoutinetests läßt sich ein geeigneter Temperaturbereich
festlegen, bei dem exzessives Kornwachstum nicht auftritt und die feine Korngröße bewahrt werden kann.
Es ist festgestellt worden, daß für viele Metallpulver der entstehende
Preßling sich seiner theoretischen maximalen Dichte in einem erheblich größeren Ausmaß als Preßlinge annähert, die
mit unbehandeltem Pulver der gleichen Zusammensetzung hergestellt werden, und daß eine feinere Körnung entsteht.
Eine mechanische Bearbeitung oder eine Kaltbearbeitung des lockeren Pulvers durch Kaltwalzen beinhaltet die Terformung
der Partikel durch Druck. Wie dieser Begriff aussagt, kann das Kaltwalzen in einem normalen Walzwerk durchgeführt werden. Beim
Verdichten werden die Partikel mit hohen Geschwindigkeiten in Bewegung versetzt und gegen ein Ziel geschleudert, wodurch die
Partikel verformt werden. Bei einer Prallmühle der genannten Art werden die Partikel radial nach außen durch Eliehkraft in
Bewegung versetzt und zwar durch ein in der Mitte sitzendes Umlaufelement. Die Fläche, die dieses Element umschließt, umfaßt
eine Vielzahl von Zielen, gegen die die Partikel prallen.
- 16 -
6Q981 5/0938
— ΊΟ —
Nachdem die Partikel auf die Ziele aufprallen, werden sie von einem Stromgas mit hoher Strömungsgeschwindigkeit aufgesammelt
und für einen weiteren Durchgang zurückgeführt. Jedes Mal, wenn ein Partikel auf ein Ziel aufprallt, wird er verformt, d.h. es
wird eine Spannung eingeführt, und damit werden die Partikelkörner unter Spannung gesetzt. Die Restspannung bleibt im
Kristallgitter der Körner und erhöht die potentielle Energie der Partikel. Mit anderen Worten, die Kaltbearbeitung erhöht
die gespeicherte Energie. Mehrere Durchgänge durch die Prallmühle erhöhen kumulativ die Restspannung und folglich die Menge
an gespeicherter Energie bzw. potentieller Energie.
Wenn die Superlegierungspulver kalt bearbeitet werden, ist es erforderlich, das Verfahren in einer nicht verunreinigenden
Atmosphäre durchzuführen, beispielsweise Argon im Falle der typischen Superlegierungen auf Nickel- und Kobalt-Basis.
Es können auch andere Verfahren zur Kaltbearbeitung des Pulvers eingesetzt werden, beispielsweise eine Kaltbearbeitung in einer
Kugelmühle, je nach den Eigenschaften des Metallpulvers. Die
Hauptzielsetzung besteht darin, den Partikeln zusätzliche gespeicherte potentielle Energie über den Wert der potentiellen
Energie hinaus zu verleihen, die die Partikel während der Herstellung des Metallpulvers bereits angenommen haben können.
Das geschieht durch Verformung der Intrapartikelkörner. Eine solche Verformung stellt eine extensive Rekristallisation
- 17 60S81 5/0938
während der anschließenden Heißverdichtung sicher.
Beispielsweise wurden Proben von Superlegierungspulvern auf
Nickelbasis, die in einer Argon-Atmosphäre zerstäubt wurden
und chemische Zusammensetzungen innerhalb der Bereiche nach
Tabelle 1 und der in Tabelle 2 gezeigten Siebanalyse hatten, in einer Argon-Atmosphäre bei Raumtemperatur kalt bearbeitet,
indem sie durch die vorgenannte Art einer Prallmühle um das Äquivalent von 30 Durchgängen durchgeleitet wurden.
0.02 - | Analyse | |
Tabelle 1 | 10 - | - 0.15 |
Chemische | 15 - | - 14 |
C | 3 - | - 20 |
Cr | 3 - | - 5 |
Co | 4 - | - 5 |
Mo | 0.01 - | - 6 |
Ti | 0.5 - | - 0.02 |
Al | Rest | • 1.0 |
B | ||
Y | ||
Ni |
Tabelle 2 | 1 |
Siebanalyse | 0.7 |
Maschenzahl | 9.6 |
+80 | 41.6 |
-80/+100 | 11.3 |
-100/+200 | 6.4 |
-200/+270 | 30.4 |
-270/+325 | |
-325 | |
Die Härte der Metallpartikel wurde am zerstäubten Pulver und nach dem fünften, zehnten, zwanzigsten und dreissigsten Durchgang
bestimmt. Daß die Metallpartikel eine Spannungsenergie
- 18 60981 5/0938
— Ίο —
während der plastischen Verformung beibehielten, geht aus Tabelle III hervor, und zwar aus der durchschnittlichen Erhöhung
in der Härte der Metallpartikel der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung.
Tabelle III | |
Durchgangszahl | durchschnittliche Härte |
(Rc) | |
zerstäubt | 43 |
5 | 53 |
10 | 56 |
20 | 59 |
30 | 61 |
Wie zu erwarten war, nahm die Zunahme in der Härte der aufeinanderfolgenden
Serien von Durchgängen mit der Zunahme des Maßes an gespeicherter Energie ab. Mit anderen Worten, die
gespeicherte Energie nimmt mit der zunehmenden Verformung zu, jedoch mit einer abnehmenden Rate.
Der Effekt der Kaltbearbeitung der Metallpartikel ist ferner
in 3?ig. 1, 2 und 3 gezeigt. Fig. 1 ist eine Mikrofotografie
von zerstäubten Metallpartikeln des Pulvers (-100 Maschen) mit einer 400fachen Vergrößerung. Die erwartete dendritische
Struktur des zerstäubten Pulvers ist vorhanden. Fig. 2 ist
- 19 6 09815/0938
_ 19 _ 2542Π94
eine Mikrofotografie von Metallpartikeln des Pulvers (-60 Maschen) "bei einer 400fachen Vergrößerung, die kalt gewalzt
worden sind und Fig. 3 ist eine Mikrofotografie von Metallpartikeln
des Pulvers (-100 Maschen) bei 40Ofacher Vergrößerung, die in einer Prallmühle der vorstehend genannten Art prallbehandelt
worden sind. Daß eine potentielle Energie in die Metallpartikel eingeführt worden ist, die in Fig. 2 und 3 gezeigt
sind, wird durch die Verformung der ursprünglichen Partikelkornstruktur bewiesen.
Wenn einem Metallpulver gespeicherte Energie verliehen wird, rekristallisiert es bei Erhitzung zur Heißverdichtung bei einer
niedrigeren Temperatur als nicht behandeltes Pulver. Mit anderen Worten, durch Einführen von gespeicherter Energie in die
einzelnen Partikel des Metallpulvers wird die Rekristallisationstemperatur gesenkt. Ferner ist die durch die Rekristallisation
erzeugte Korngröße feiner beim kalt bearbeiteten Metallpulver
als bei dem unbehandelten Pulver. Fig. 4 und 5 sind Mikrofotografien bei 40Ofacher Vergrößerung, die Proben von
zerstäubtem und prallbehandeltem Metallpulver nach Tabelle I zeigen, und diese sind unter Vakuum bei 985° C (1800° F) eine
Stunde lang wärmebehandelt worden, um einen heißen Verdichtungsgang zu simulieren.
Die Metallpartikel des in Fig. 5 gezeigten kalt bearbeiteten Pulvers haben sich offensichtlich in Anbetracht der feinen
- 20 -
6098 1 5/0938
Körnung und des unverformten Zustandes der einzelnen Körner rekristallisiert.
Die Probe des in Fig. 4 gezeigten zerstäubten, unbehandelten Metallpulvers hat andererseits die ursprüngliche
dentritische Struktur "beibehalten, und das zeigt an, daß eine Rekristallisation nicht erfolgt ist.
In-dem der erfindungsgemäßen Lehre gefolgt wird, ist festgestellt
worden, daß dann, wenn eine ausreichende gespeicherte Energie bestimmten metallischen Legierungspulvern verliehen
wird, diese bei der Heißverdichtung auf eine ausreichend feine Körnung rekristallisieren, um jedem Partikel einen Zustand der
Superplastizität zu geben. Das ermöglicht eine maximale Verdichtung
bei einer niedrigeren Temperatur und/oder bei einem niedrigeren Druck, als das ansonsten möglich wäre. Zur Demonstration
wurden. Proben des kalt bearbeiteten Pulvers auf Nickelbasis nach Tabelle I in Borsilikat-Glasröhren gegeben,
die unter Vakuum gesetzt und gegen die Atmosphäre abgekapselt wurden, und zwar unter Verwendung von normalen Lampenbearbeitungsmethoden.
Proben des zerstäubten Metallpulvers wurden ebenfalls in der gleichen Weise eingekapselt. Die Pulvermetallproben
wurden dann bei 1080° C (1975° F) und 52,5 kp/cm
(750 psi) zwei Stunden lang isostatisch heißverdichtet. Die Dichtenmessungen für die Proben sind in der Tabelle IV angegeben.
- 21 -
609815/0938
zerstäubt 90,9
kalt bearbeitet 95,1
Aus den Ergebnissen der Dichtenprüfung geht hervor, daß sich ein dichterer Metallpreßling bei einem niedrigerem Druck mit
dem kalt bearbeiteten Metallpulver herstellen läßt.
Alternativ läßt sich ein dichterer Preßling mit dem kalt bearbeiteten
Pulver bei niedrigeren Temperaturen herstellen. Beispielsweise wurden Proben von zerstäubtem Metallpulver mit
einer Körnung von -100 Maschen und kalt gewalztem Metallpulver mit einer Körnung von -60 Maschen mit einer Verringerung in der linearen Abmessung von ca. 50 $> der aufgewendeten Walzkraft, die beide die Zusammensetzung nach Tabelle I hatten, in Borsilikat-Glasröhren eingekapselt, wie das vorstehend beschrieben worden ist. Die Proben wurden dann bei 985° C (1800° F) und
700 kp/cm (10.000 pso) zwei Stunden lang isostatisch heißverdichtet. Zu beachten ist, daß bisher eine isostatische Heißverdichtung von Superlegierungspulver auf Nickelbasis bei Temperatüren von mehr als 1040° C (1900° F) durchgeführt worden sind, um Preßlinge herzustellen, die eine kommerziell akzeptable Dichte haben. Ferner kann die für den Verdichtungsvorgang erforderliche Zeit verringert werden. Kurz gesagt, die Erfin-
einer Körnung von -100 Maschen und kalt gewalztem Metallpulver mit einer Körnung von -60 Maschen mit einer Verringerung in der linearen Abmessung von ca. 50 $> der aufgewendeten Walzkraft, die beide die Zusammensetzung nach Tabelle I hatten, in Borsilikat-Glasröhren eingekapselt, wie das vorstehend beschrieben worden ist. Die Proben wurden dann bei 985° C (1800° F) und
700 kp/cm (10.000 pso) zwei Stunden lang isostatisch heißverdichtet. Zu beachten ist, daß bisher eine isostatische Heißverdichtung von Superlegierungspulver auf Nickelbasis bei Temperatüren von mehr als 1040° C (1900° F) durchgeführt worden sind, um Preßlinge herzustellen, die eine kommerziell akzeptable Dichte haben. Ferner kann die für den Verdichtungsvorgang erforderliche Zeit verringert werden. Kurz gesagt, die Erfin-
- 22 609815/0938
dung ermöglicht die Verringerung der Zeit-, Temperatur- und/ oder Druckwerte des bekannten Heißverdichtungsverfahrens.
Fig. 6 ist eine Mikrofotografie der zerstäubten Probe mit einer 4-OOfaehen Vergrößerung nach der Verdichtung, und Fig. 7 ist
eine Mikrofotografie des kalt gewalzten Metallpulvers bei 400-facher
Vergrößerung nach der Verdichtung. In der zerstäubten Probe, die in Fig. 6 gezeigt ist, ist eine erhebliche Porosität
ersichtlich, ebenso eine relativ grobe Körnung dentritischer Struktur. Es ist zu sehen, daß der Umriß der einzelnen Metallpartikel
noch erscheint. Die kalt gewalzte Probe, die in Fig. gezeigt ist, hat andererseits eine feine, rekristallisierte
Kornstruktur. Das Fehlen der umrissenen ursprünglichen Partikel
oder der Porosität ist recht augenscheinlich.
Die kalt gewalzte Probe, die in Fig. 7 gezeigt ist, wurde dann
bei 1235° C (2250° F) 24 Stunden lang wärmebehandelt. Fig. 8 ist eine Mikrofotografie der wärmebehandelten Probe bei 400-facher
Vergrößerung. Fig. 8 zeigt klar, daß ein Kornwachstum mit einem Superlegierungspreßling auf Nickelbasis unter Arbeiten
mit normalen Wärmebehandlungsverfahren erreicht werden kann. Die Körnung der wärmebehandelten, kalt gewalzten Probe beträgt
etwa ASTM 4, was einen Korndurchmesser von 0,087 mm (0,0035") im Mittel entspricht. Diese Körnung ist wesentlich größer als
die Körnung, die zuvor mit zerstäubten Superlegierungspulvern erreicht werden konnte.
- 23 809815/0938
Eine andere kalt gewalzte, verdichtete Probe, die der in Fig.
gezeigten entsprach, wurde isothermisch "bei 1095° C (2000° F) heißgeschmiedet, und zwar unter Arbeiten mit einer Stempelgeschwindigkeit
von 0,1 pro Zoll pro Minute. Die Probe war vor dem Schmieden ein Block mit einem Durchmesser von 50 mm (2")
und einer Höhe von 100 mm (411)· Der Block wurde auf einen
Kuchen in einer Dicke von 12,7 mm (1/2") durch das Schmieden reduziert. Die Fließspannungen, auf die man während des Heißschmiedens
stieß, waren mit Jenen vergleichbar, die bei den spanngepreßten superplastischen Blöcken der gleichen Zusammensetzung
entstanden.
Fig. 9 ist eine Mikrofotografie der Probe nach dem isothermischen Heißschmieden. Es ist zu beachten, daß die eingesetzte Temperatur
eine solche ist, bei der ein exzessives Kornwachstum nicht auftritt. Daß ein exzessives Kornwachstum nicht eintrat,
geht aus einem Vergleich der verdichteten Probe, die in Fig. gezeigt ist, mit der isothermisch geschmiedeten Probe hervor,
die in Fig. 9 gezeigt ist.
Obgleich ein isothermisches Heißschmieden bei relativ geringen Stempelgeschwindigkeiten das normale Verfahren für das Heißverformen
von superplastischen Blöcken ist, kann auch mit anderen Heißverformungsverfahren gearbeitet werden.
- 24 -
609815/0938
Der in Fig. 9 gezeigte isothermisch heißgeschmiedete Preßling wurde dann 24 Stunden lang bei 1235° C (2250° F) wärmetehandelt.
Fig. 10 ist eine Mikrofotografie, die die Ergebnisse der Wärmebehandlung
zeigt. Besonders festzustellen ist, daß wie bei der verdichteten Probe ein Kornwachstum erreicht werden kann. Die
Körnung der wärmebehandelten, isothermisch geschmiedeten Probe, die in Fig. 10 gezeigt ist, beträgt etwa ASTM 3. Wie vorstehend
erwähnt, ist die Fähigkeit zum Erreichen einer relativ großen Körnung für Anwendungsfälle im höheren Temperaturbereich sehr
wichtig, beispielsweise für Turbinenschaufeln für Strahltriebwerke,
weil Korngrenzen die primäre Quelle für Teilebrüche sind.
Das Kornwachstum dürfte durch normale Wärmebehandlungen deswegen erreichbar sein, weil die von den Metallpartikeln erfahrene
Behandlung, speziell die Einführung von gespeicherter Energie durch Kaltbearbeitung, das Entstehen eines Kornwachstums
verhindert oder mindestens reduziert, was Ausscheidungen an der Oberfläche der Partikel unterbindet. Das dürfte aus
mindestens zwei Gründen geschehen. Einmal ist gezeigt worden, daß eine Reduktion in der Heißverdichtungstemperatur möglich
ist, weil dichte Metallpreßlinge bei niedrigeren Temperaturen erzeugt werden können, wenn das Metallpulver kalt bearbeitet
wird. Die Reduktion in der Temperatur ermöglicht eine Durchführung der Heißverdichtung in den meisten Fällen über einen
Temperaturbereich hinweg, bei dem schädliche Ausscheidungen in schädlichen Mengen nicht entstehen. Schädliche Ausscheidungen
- 25 6Q981 5/0938
sind Jene, die nicht in Lösung während der Wärmebehandlung zurückgeführt
werden. Bei Superlegierungen auf Nickelbasis sind die schädlichen Ausscheidungen MC-Karbide, wobei "M" Titan ist.
Bisher ist ein Kornwachstum für höhere Verdichtungstemperaturen geopfert worden, weil ohne die höheren Temperaturen eine kommerziell
akzeptable Dichte in den Preßlingen nicht erreicht werden konnte. Wie vorstehend erwähnt, ist es bei dem erfindungsgemäßen
Verfahren möglich, die Verdichtungstemperaturen abzusenken und trotzdem Bauteile herzustellen, die eine kommerziell
akzeptable Dichte haben.
Dieses Phänomen ist in Fig. 10 gezeigt. Die Ausscheidung ist in allen Metallen natürlich ein temperaturabhängiger Vorgang. Das
MC-Karbid demonstriert in einer Anzahl der Superlegierungen, beispielsweise in der Superlegierung auf Nickelbasis mit der
in Tabelle I gezeigten chemischen Zusammensetzung, eine Reaktion auf die Temperatur, wie das am Beispiel in Fig. 11 gezeigt ist.
Speziell gibt es einen Temperaturbereich, über dem die Menge an schädlichen MC-Karbiden abfällt. Wie vorstehend angedeutet, erscheinen
in einer typischen Superlegierung auf Nickelbasis, die sowohl Titan und Molybdän enthält, die schädlichen Ausscheidungen
für diese Art Superlegierung die MC-Karbide zu sein, bei denen "M" allgemein Titan ist, in bestimmten Fällen kann jedoch
zusätzlich oder alternativ auch Molybdänkarbid vorhanden sein. Bisher ist eine Heißverdichtung normalerweise bei Temperaturen
von 1075° C (1975° F) oder mehr durchgeführt worden. Wie vor-
- 26 809815/0938
stehend erwähnt, waren diese Verdichtungstemperaturen erforderlich,
um Preßlinge entstehen zu lassen, die eine kommerziell akzeptable Dichte haben. Wie in Fig. 11 gezeigt ist, nimmt die
Menge an MC-Karbidausscheidungen bei Temperaturen über 1040° C (1900° F) und mehr schnell zu. Die Erfindung ermöglicht eine
Reduktion in der Heißverdichtungstemperatur, so daß eine exkzessive Ausscheidung der schädlichen Phasen vermieden werden kann.
Heißverdichtungstemperaturen zwischen den Punkten A und B auf der Abszisse der Kurve in Fig. 10 sind besonders vorteilhaft,
um die Ausscheidung von MC-Karbidausscheidungen zu reduzieren. Entsprechend wird ein anschließendes Kornwachstum nicht unterbunden.
Ein zweiter Grund für ein erhöhtes Kornwachstum ist der, daß die in das Kristallgitter eingeführte Energie Stellen für die Ausscheidung
der Karbide innerhalb des Metallpartikels anstatt an der Oberfläche liefert. Aufgrund der Tatsache, daß ein Schrumpfen
erfolgt, wenn die geschmolzenen Metalltröpfchen erstarren, steht die Außenfläche der Partikel unter Druck. Diese Druckspannung
begünstigt eine Ausscheidung der Karbide an der Oberfläche. Indem die innere Energie der Metallpartikel erhöht wird,
indem verschiedene Gitterdefekte durch Kaltbearbeitung erzeugt
werden, entstehen Stellen für die Intrapartikelausscheidung der Karbide. Entsprechend wird die Menge an Karbiden, die an der
Oberfläche des Partikels entstehen, verringert. Ein damit in
- 27 609815/0938
Beziehung stehender Mechanismus ist, daß die größere Anzahl von Korngrenzen, die bei der Rekristallisation der verformten Körner
entstehen, eine bevorzugte Intrapartikelausscheidung begünstigt. Die Ausscheidung an Intrapartikelkorngrenzen erfordert
eine geringere Kohlenstoffatomwanderung als eine Ausscheidung an der Partikeloberfläche für innere Kohlenstoffatome. Eine
Intrapartikelausscheidung dürfte damit weiter begünstigt sein, um damit eine exzessive Ausscheidung von schädlichen MC-Karbiden
an der Oberfläche zu verhindern. Indem eine Ausscheidung dieser Karbide an der Oberfläche verhindert wird oder zumindestens das
Ausmaß einer solchen Ausscheidung begrenzt wird, wird ein anschließendes Kornwachstum an den Partikelgrenzen ermöglicht. Es
läßt sich damit ein volldichter Preßling herstellen, der wärmebehandelt werden kann, um ein Kornwachstum zu erhalten, das
jenes weit überschreitet, das derzeit mit der Superlegierungspulververarbeitung
möglich ist.
Die Probleme, die mit dem Vorhandensein von Hohlräumen und nicht metallischen Einschlüssen einhergehen, welche bei Pulvermetallen auftreten, werden ebenfalls beseitigt oder mindestens
weitgehend gemindert, indem mit dem erfindungsgemäßen Verfahren gearbeitet wird. Die Porosität in den Preßlingen, die durch
hohle Metallpartikel hervorgerufen wird, wird verringert oder beseitigt, weil das Kaltbearbeiten die Partikel bricht oder
ζ ermahlt.
- 28 -
60981 5/0 S3 8
Die effektivste Weise zur Beseitigung von Hohlpartikeln besteht in der Prallmethode für die Kaltbearbeitung, Bei der Prallmethode
werden die Hohlpartikel aufgebrochen oder zum Platzen gebracht, um den inneren Hohlraum freizulegen. Entsprechend
werden die Hohlpartikel beseitigt.
Wie vorstehend festgestellt, sind die nicht metallischen Einschlüsse
allgemein Partikel aus feuerfestem Material, das von den Anlageteilen abgebrochen ist, die für die Herstellung des
Pulvers verwendet werden. Bezüglich des Zerstäubungsprozesses sind die Quellen für solche nicht metallischen Einschlüsse der
Trichter, die Düse, der Tiegel und andere Bauteile der Zerstäubungsanlage. Wie vorstehend erwähnt, sind nicht metallische
Einschlüsse ebenso wie eine Porosität in den Pulvermetallpreßlingen unerwünscht, weil sie Stellen für die Rißbildung und
-Portpflanzung bilden. Das Problem ist besonders schwerwiegend bei durch geringe Zykluszahlen ermüdungsbegrenzten Bauteilen.
Die Erfindung sieht im Prinzip ein Verfahren vor, bei dem ein
signifikanter Schritt die Einführung von Energie in die einzelnen Partikel des Metallpulvers ist, um einen Produktionsteil
herzustellen, der überlegene mechanische und metallurgische Eigenschaften hat. Weil diese Arbeit auf Massenbasis durchgeführt
werden kann, werden auch die nicht metallischen Einschlüsse den mechanischen Kräften ausgesetzt, die erforderlich
sind, um in die Metallpartikel Energie einzuführen. Der Groß-
- 29 6Q9815/Q938
teil der nicht metallischen Einschlüsse und praktisch das gesamte feuerfeste Material ist sehr spröde. Deshalb werden die
nicht metallischen Einschlüsse gebrochen oder zermahlen und damit in ihrer Größe reduziert, während die Pulvermetallpartikel
verformt werden. Eine Größenreduktion allein kann schon ausreichend sein, um die nicht metallischen Einschlüsse unschädlich
zu machen, weil ihre Größe unter die kritische Defektgröße reduziert wird, die erforderlich ist, um einen Riß
entstehen zu lassen. Alternativ können die nicht metallischen Einschlüsse jedoch durch Größentrennung ausgeschieden werden,
beispielsweise durch Absieben, weil eine erhebliche Größendifferenz zwischen den Metallpartikeln und den nicht metallischen
Einschlüssen durch das Aufbrechen derselben und in vielen Fällen auch der entstehenden Vergrößerung bewirkt worden
ist, die die Pulvermetallpartikel erfahren haben.
Wenn beispielsweise Metallpulver Energie verliehen werden soll, indem Metallpulver mit einer Körnung von -60/+80 Maschen zwischen
paarweise angeordneten Walzen kaltgewalzt werden soll, so daß eine 40 - 60#ige Reduktion in der Partikeldicke erreicht werden
soll, wird der Walzenabstand so eingestellt, daß ein Spiel von 0,099 mm (0,0039") entsteht. Beim Walzen werden alle Metallpartikel
in im wesentlichen runde Plättchen verformt, die in zwei Abmessungen größer als die ursprünglichen Partikel sind,
die im wesentlichen kugelförmig waren. Nicht metallische Einschlüsse
andererseits, die spröde sind, zerbrechen und werden
- 30 609815/0938
kleiner als ihre ursprüngliche Größe. Das -6O/+8Oer kaltgewalzte
Produkt wird dann einer Größenklassierung unterzogen, indem ein Sieben mit einem Sieb mit einer Maschenzahl von
80 Maschen erfolgt. Die nicht metallischen Einschlüsse, die nun eine geringere Größe haben, gehen durch das Sieb, während
die Pulvermetallpartikel, die ursprünglich eine Maschenzahl von -60/+80 Maschen hatten, nun jedoch größer sind, am Sieb zurückgehalten
werden. Entsprechend kann eine effektive mechanische
Trennung von nicht metallischen Einschlüssen von Metallpulver vorgenommen werden. Das ist die bevorzugteste Art
zum Entfernen von nicht metallischen Einschlüssen.
Wenn Metallpulver mit einer Maschenzahl von -6O/+4OO Maschen
prallbehandelt wird, um den Pulvermetallpartikeln Energie zu verleihen, indem das Pulver durch eine Prallmühle geleitet wird,
werden nicht metallische Einschlüsse in ihrer Größe aufgrund eines Sprödigkeitsbruchs reduziert. Ein anschließendes Sieben
durch ein Sieb mit einer Maschenzahl von 400 Maschen entfernt mechanisch die kleineren nicht metallischen Einschlüsse aus
dem Metallpulver, dessen Partikelgröße nicht wesentlich geändert worden ist.
Es versteht sich, daß in vielen Fällen der signifikanteste kommerzielle Aspekt der Erfindung darin besteht, daß durch das
erfindungsgemäße Verfahren ein sehr erwünschter Zustand der
- 31 609815/0938
Superplastizität im Metallpulver und im Produktionspreßling entsteht. Eine Probe des Pulvers auf Nickelbasis mit der in
der Tabelle I angegebenen Zusammensetzung wurde kaltgewalzt, um den einzelnen Partikeln Energie zu verleihen. Das kalt bearbeitete
Metallpulver wurde dann isostatisch heiß verdichtet, und zwar in einem Glasbehälter bei 985° C (1800° P) und 700 kp
pro cm (10.000 psi), und zwar zwei Stunden lang, um einen Preßling in einer Größe von 63 x 102 mm (2 1/2" χ 4") zu bilden.
Zugproben mit einer Lehrenlänge von 12,7 mm (0,5") und
einem Lehrendurchmesser von 6,3 mm (0,25") wurden aus Quer-
und Längsabsehnitten hergestellt. Dann wurden Zugprüfungen bei 1075° C (1975° F) und einer Belastungsrate von 0,670n/"/min.
durchgeführt. Die Ergebnisse der Zugprüfungen sind in Tabelle 7 angegeben.
Tabelle V | prozentuale | |
Abschnitt | Druckbelastung (psi) | Längung |
381 | ||
quer | 10,400 | 294 |
quer | 8,830 | 238 |
längs | 9,250 | 322 |
längs | 8,250 | |
Aus den Werten für die prozentuale Längung ist ersichtlich, daß ein Zustand der Superplastizität erreicht worden ist, insbesondere
in Anbetracht der Tatsache, daß die prozentualen
- 32 -
609815/0938
Längungswerte für unbehandeltes Pulver im zerstäubten Zustand
in der gleichen Zusammensetzung etwa 20 $ betrugen.
Im wesentlichen gibt es keine Blockgrößen- oder Formbegrenzungen, die mit denen vergleichbar sind, auf die man bei den Extrusionsverfahren
trifft. Ein isostatisches Heißpreßverfahren unter Verwendung eines glashaltigen Behälters oder eines G-lasbehälters
kann eingesetzt werden, wie es aus der US-Patentschrift 3 622 313 bekannt ist. Der Preßling kann in praktisch Jede Form gebracht
werden, und er kann speziell in eine Form geformt werden, die sich etwa der des Endprodukts annähert. Komplizierte Formen,
beispielsweise Scheiben und Rotoren großen Durchmessers, sind hergestellt worden. Weil ein isostatisches Heißpressen allgemein
in einem Autoklaven durchgeführt wird, ist die einzige Größenbegrenzung die größte Abmessung für das Werkstück, das in dem
Autoklaven aufgenommen werden kann. Produktionspulvermetallpreßlinge von mehr als 200 kg sind nach dem isostatischen Heißpreßverfahren
hergestellt worden. Aufgrund der Verringerung des erforderlichen Drucks können größere Autoklaven wirtschaftlicher
zur Verwendung für die Heißverdichtung gebaut werden,
weil die erforderlichen Drücke niedriger sind.
Weil jeder Partikel des Metallpulvers einzeln kalt bearbeitet
wird, erhalten alle Partikel im wesentlichen die gleiche Energiemenge. Folglich ist die volumetrische Dichte der Kernbildungsstellen
im wesentlichen für jeden Partikel gleich. In einem
- 33 -
80981 5/0938
makroskopischen Maßstab bedeutet das, daß der Preßling in Hinsicht
auf die Rekristallisation im wesentlichen homogen ist. Ferner ist der Preßling allgemein isotrop.
Temperaturprobleme, die bei dem Extrusionsverfahren zur Herstellung
von superplastischem Material einhergehen, entfallen ebenfalls, weil beim erfindungsgemäßen Verfahren eine mechanische
Bearbeitung zur Herstellung einer feinen Körnung von der Verdichtung und von dem Sintern abgetrennt ist. Eine Kaltbearbeitung
des Metallpulvers wird bei irgendeiner Temperatur unter der Rekristallisationstemperatur durchgeführt. Beispielsweise
wird das Kaltbearbeiten des Metallpulvers durch Prallbehandlung oder durch Kaltwalzen zweckmäßig bei Umgebungstemperaturen
durchgeführt. Das Extrusionsverfahren zur Erzeugung einer Superplastizität erfordert andererseits Temperaturen in
der Mhe der normalen Rekristallisationstemperatur des Metalls oder sogar darüber, um große Verringerungen in der Querschnittsfläche zu ermöglichen. Folglich ist beim erfindungsgemäßen Verfahren
eventuelle zusätzliche Wärme, die während des Kaltbearbeitens entstehen kann, unschädlich, weil das Verfahren bei
Temperaturen durchgeführt wird, die weit unter jenen liegen, bei denen eine Erholung oder eine Rekristallisation und ein
Kornwachstum auftreten können. Während insgesamt auf die Heißverdichtung durch isostatisches Heißpressen Bezug genommen worden
ist, liegt es auf der Hand, daß erfindungsgemäß behandeltes Pulvermetall für alle anderen Heißverdichtungsverfahren einge-
- 34 609815/0938
setzt werden kann. Beispielsweise kann eine Heißverdichtung durch das Extrusionsverfahren sehr effektiv eingesetzt werden.
Weil das Pulver sich bereits in einem Zustand "befindet, bei dem die Superplastizität erreicht werden kann, indem die Temperatur
des Pulvers über die Rekristallisationstemperatur erhöht wird, kann eine Heißextrusion bei niedrigeren Drücken
durchgeführt werden, als sie normalerweise erforderlich sind.
- 35 -
609815/0938
Claims (21)
1. Verfahren zur Behandlung von lockerem Metallpulver, das zur
Verdichtung nach einer Heißkonsolidierungstechnik geeignet ist und aus Pulver mit Hohlpartikeln besteht, dadurch gekennzeichnet, daß durch Kaltbearbeitung
des lockeren Metallpulvers die Hohlpartikel zerbrochen werden und gleichzeitig in jedem Partikel des lokkeren
Metallpulvers eine Verspannung bewirkt wird, die eine residuelle Spannung zur Erhöhung des potentiellen Energieniveaus
der Partikel über die potentielle Energie hinaus verleiht, die die Partikel während ihrer Herstellung angenommen
haben können, wobei die Verspannung bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur des
Metalls ohne Verdichtung des Pulvers dessen Rekristallisationstemperatur absenkend bewirkt, so daß bei Einwirkung
von Wärme während einer anschließenden Heißkonsolidierung über die abgesenkte Rekristallisäionstemperatur hinaus jeder
der Partikel so rekristallisiert, daß ein Metallpulverpreßling entsteht, der eine feinere durchschnittliche Körnung
und weniger durch Hohlpartikel erzeugte Hohlräume besitzt, als ein Metallpulverpreßling, der aus einem Pulver der
gleichen Zusammensetzung erzeugt wird, das nicht in dieser Weise behandelt worden ist.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn-
- 36 -
609015/0 93 8
zeichnet , daß beim Kaltbearbeiten die einzelnen Partikel mit hohen Geschwindigkeiten in Bewegung versetzt
und danach dadurch verformt werden, daß sie gegen ein Ziel geschossen werden.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß jedem Partikel eine im wesentlichen gleiche residuelle Spannung verliehen wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, daß die Verspannung durch Kaltbearbeitung
des lockeren Pulvers bei Umgebungstemperaturen eingeführt wird.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Metallpulver aus einem Metall
besteht, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus einer Superlegierung auf Nickelbasis und einer Superlegierung auf
Kobaltbasis besteht.
6. Verfahren nach Anspruch 2 oder 5, dadurch gekennzeichnet
, daß das Metallpulver dadurch hergestellt ist, daß das geschmolzene Metall zerstäubt und
zur Erstarrung gebracht ist.
- 37 -
60981 5/0938
7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennz
e i c h ne t , daß das Heißkonsolidieren bei einer Temperatur durchgeführt wird, die mindestens so hoch wie
die gesenkte Rekristallisationstemperatur ist.
8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß das Heißkonsolidieren bei einer Temperatur unter Temperaturen durchgeführt wird, bei denen
ein exzessives Kornwachstum erfolgt, derart, daß ein Pulvermetallpreßling entsteht, der eine relativ feine Körnung hat.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Pulvermetallpreßling
bei einer Temperatur unter Temperaturen hergestellt wird, bei denen ein exzessives Kornwachstum erfolgt,
derart, daß die feine Körnung im wesentlichen beibehalten wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9» dadurch gekennzeichnet, daß der heiß geformte Pulvermetallpreßling
anschließend bei Temperaturen wärmebehandelt wird, die so ausreichend gewählt werden, daß ein Kornwachstum bewirkt
wird.
11. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet
, daß das Kaltbearbeiten in einer nicht
- 38 -60981 5/0938
oxidierenden Atmosphäre durchgeführt wird.
12. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß die Partikel "beim Kaltbearbeiten · durch Zusammendrücken derselben zwischen kraftübertragenden
Elementen verformt werden.
13· Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß das Heißkonsolidieren dadurch vorgenommen wird, daß das Metallpulver in einem glashaltigen
Behälter eingekapselt wird, daß der Behälter und das eingekapselte Pulver auf eine Temperatur über die abgesenkte
Rekristaliisationstemperatur erwärmt werden, daß das Metallpulver
dadurch verdichtet wird, daß auf den Behälter ein Außendruck ausgeübt wird, derart, daß dieser zusammengedrückt
wird, und daß der zusammengedrückte Behälter von dem entstehenden verdichteten Metallpreßling entfernt wird.
14. Verfahren nach Anspruch 1 zur Herstellung eines feinkörnigen, verdichteten Metallpreßlings aus Metallpulver, das
zum Kornwachstum über Partikelgrenzen hinaus neigt, durch geeignete Wärmebehandlung aus einer Legierung mit unlöslichen
Ausscheidungen, die zum Entstehen an Partikeloberflächen neigen und damit das Kornwachstum hindern, dadurch gekennzeichnet, daß beim Heißkons
olidi er- en unerwünschte Mengen an unlöslichen Ausschei-
- 39 609815/0938
düngen entstehen, derart, daß das Entstehen von unlöslichen
Ausscheidungen an den Partikeloberflächen reduziert wird.
15. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet
, daß beim Heißkonsolidieren so ausreichend Wärme und Druck ausgeübt wird, daß eine Verdichtung
des Metallpulvers bewirkt wird.
16. Verfahren nach Anspruch 1 zur Behandlung lockeren Metallpulvers
mit spröden, nicht metallischen Einschlüssen zur Verdichtbarkeit des Metallpulvers durch eine Heißkonsolidierungsmethode,
dadurch gekennzeichnet, daß durch Kaltbearbeitung die Größe der Metallpartikel
um mindestens zwei Abmessungen vergrößert und die Größe der spröden, nicht metallischen Einschlüsse verringert
wird, und daß anschließend die nicht metallischen Einschlüsse aus dem Metallpulver durch Größenklassierung ausgeschieden
werden, derart, daß bei Einwirkung von Wärme über die gesenkte Rekristallisationstemperatur während der anschliessenden
Heißkonsolidierung jeder-der Partikel so rekristallisiert,
daß ein Metallpulverpreßling mit einer feineren durchschnittlichen Körnung von weniger nicht metallischen
Einschlüssen als ein Metallpulverpreßling erzeugt wird, der aus einem Pulver gleicher Zusammensetzung hergestellt wird,
das nicht in dieser Weise behandelt worden ist.
- 40 609815/0938
17. Metallpulver nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet,
daß "beim Trennen der nicht metallischen Einschlüsse durch Größenklassierung das kalt
bearbeitete Pulver an einem Sieb gesiebt wird, das den Durchgang der größenreduzierten nicht metallischen Einschlüsse
ermöglicht und die vergrößerten Metallpartikel zurückhält.
18. Verfahren nach Anspruch 1, zur Herstellung eines verdichteten Metallpreßlings aus einem lockeren Metallpulver
derart, daß die Temperatur und/oder der Druck der Heißverdichtung gesenkt werden kann, dadurch gekennzeichnet,
daß die einzelnen Partikel des Pulvers bei einer Temperatur mechanisch verformt werden,
die wesentlich unter der Rekristallisationstemperatur liegt, derart, daß in das Kristallgitter der Körner jedes Metallpartikels
eine Verspannung eingeführt wird, daß die Rekristallisationstemperatur gesenkt und die Zahl der potentiellen
Rekristallisationsstellen erhöht wird, daß das Metallpulver auf einer Temperatur unter der abgesenkten
Rekristallisationstemperatur gehalten wird, daß anschliessend das unrekristallisierte lockere Metallpulver bei
einer Temperatur und/oder bei einem Druck heißverdichtet wird, derart, daß die Temperatur mindestens so hoch wie
die gesenkte Rekristallisationstemperatur ist, und bei
- 41 6 G 9 815/0938
einer Temperatur und/oder bei einem Druck, die niedriger als die Temperatur und/oder der Druck ist, die bzw. der
unter Verwendung von Pulver der gleichen Zusammensetzung erforderlich ist, das nicht in dieser Weise behandelt ist,
derart, daß das lockere Metallpulver verdichtet und die Körner rekristallisiert werden, und daß die Konsolidierungstemperatur unter Temperaturen gehalten wird, bei denen ein
exzessives Kornwachstum erfolgt, derart, daß die feine Kornstruktur in dem verdichteten Pulvermetallpreßling im
wesentlichen bewahrt wird, der bei der Rekristallisation entsteht.
19. Verfahren nach Anspruch 1 zur Herstellung eines Superlegierungsmetallpreßlings
auf Nickelbasis, der zum Kornwachstum durch Wärmebehandlung neigt, dadurch
gekennz eichnet , daß lockeres Superlegierungsmetallpulver
auf Nickelbasis so kalt bearbeitet wird, daß in die einzelnen Partikel des Metallpulvers eine
Verspannung bewirkt wird, daß das Metallpulver auf einer Temperatur unter der abgesenkten Rekristallisationstemperatur
gehalten wird und daß anschließend das unrekristallisierte, lockere Metallpulver bei einer Temperatur zwischen
den Punkten A und B an der Abszisse der Kurve in Fig. 10 heiß konsolidiert wird.
60981 5/0938
254209/,
20. Verfahren zur Herstellung eines verdichteten Pulvermetallpreßlings,
dadurch gekennzeichnet, daß ein kalt bearbeitetes Metallpulver hergestellt wird,
derart, daß das Kristallgitter jedes einzelnen Partikels einen relativ hohen Wert bewahrter Spannungsenergie umfaßt,
daß anschließend das kalt bearbeitete Pulver auf einer Temperatur unter der Rekristallisationstemperatur zum Bewahren
der Spannungsenergie gehalten wird, daß anschließend
das kalt bearbeitete Metallpulver bei einer Temperatur über der Rekristallisationstemperatur desselben zum Rekristallisieren
der Partikel und zum Verdichten des Metallpulvers in einen Preßling heißkonsolidiert wird, und daß die Heißkonsolidierungstemperatur
unter einer Temperatur gehalten wird, bei der ein exzessives Kornwachstum erfolgt, derart,
daß die feine Kornstruktur in dem verdichteten Metallpreßling im wesentlichen bewahrt wird, die bei der Rekristallisation
entsteht.
21. Metallpulver, das im wesentlichen von nicht metallischen Einschlüssen frei ist und zur Verdichtung einer Heißkonsolidierungstechnik
geeignet ist, bestehend aus Pulver mit spröden, nicht metallischen Einschlüssen, das durch
ein Verfahren hergestellt ist, das dadurch gekennzeichnet ist, daß durch Kaltbearbeitung die Größe der Metallpartikel
in mindestens zwei Abmessungen vergrößert wird und die Größe der spröden, nicht metallischen Einschlüsse verringert
wird, daß gleichzeitig in Jedem Partikel des lockeren Me-
- 43 -
6098 15/0938
tallpulvers eine Spannung eingeführt wird, derart, daß dem Pulver eine Restspannung verliehen wird und dadurch der
potentielle Energiewert der Partikel/über die potentielle
Energie erhöht wird, die die Partikel während des Entstehens derselben angenommen haben können, wobei die Spannung
bei einer Temperatur unter der Rekristallisationstemperatur des Metalls ohne Verdichtung des Pulvers eingeführt
ist, derart, daß die Rekristallisationstemperatur desselben gesenkt wird, und daß anschließend die nicht metallischen
Einschlüsse aus dem Metallpulver durch Größenklassierung ausgeschieden sind, derart, daß bei dem Einwirken von Wärme
über der abgesenkten Rekristallisationstemperatur des Metalls während der Heißkonsolidierung Jeder der Partikel
zur Erzeugung eines Metallpulverpreßlings rekristallisiert, der eine feinere durchschnittliche Körnung und weniger
nicht metallische Einschlüsse als ein Metallpulverpreßling hat, der aus einem Pulver der gleichen Zusammensetzung
hergestellt ist, das nicht in dieser Weise behandelt ist.
60981 5/0S38
Leerseite
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US50972374A | 1974-09-26 | 1974-09-26 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2542094A1 true DE2542094A1 (de) | 1976-04-08 |
Family
ID=24027842
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19752542094 Pending DE2542094A1 (de) | 1974-09-26 | 1975-09-20 | Metallpulver, verfahren zur behandlung losen metallpulvers und verfahren zur herstellung eines verdichteten presslings |
Country Status (12)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4066449A (de) |
JP (1) | JPS5521081B2 (de) |
AT (1) | ATA727875A (de) |
BE (1) | BE833672A (de) |
BR (1) | BR7506206A (de) |
CA (1) | CA1061608A (de) |
DE (1) | DE2542094A1 (de) |
FR (1) | FR2285949A1 (de) |
GB (2) | GB1523922A (de) |
IT (1) | IT1047596B (de) |
MX (1) | MX3041E (de) |
SE (1) | SE7510739L (de) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2827694A1 (de) * | 1977-06-27 | 1979-01-11 | American Can Co | Sinterprodukt aus metallpulver und verfahren zu dessen herstellung |
DE2921592A1 (de) * | 1979-05-28 | 1980-12-11 | Graenges Nyby Ab | Verfahren und vorrichtung zum herstellen von presskoerpern aus inertgasatomisiertem pulver aus rostfreiem oder waermebestaendigem stahl |
AT376919B (de) * | 1980-10-01 | 1985-01-25 | Uddeholms Ab | Verfahren zur herstellung geformter gegenstaende |
DE3442594A1 (de) * | 1983-11-25 | 1985-06-05 | Cabot Corp., Boston, Mass. | Pulvermetallurgische verarbeitung fuer vorlegierungspulver |
DE3442595A1 (de) * | 1983-11-25 | 1985-06-05 | Cabot Corp., Boston, Mass. | Pulvermetallurgische verarbeitung fuer vorlegiertes pulver |
Families Citing this family (24)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3976482A (en) * | 1975-01-31 | 1976-08-24 | The International Nickel Company, Inc. | Method of making prealloyed thermoplastic powder and consolidated article |
US4041742A (en) * | 1976-01-15 | 1977-08-16 | Kelsey-Hayes Company | Apparatus and method for cold working metal powder |
EP0074679B1 (de) * | 1981-09-03 | 1985-03-20 | BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. | Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes aus einer warmfesten Legierung |
US4613388A (en) * | 1982-09-17 | 1986-09-23 | Rockwell International Corporation | Superplastic alloys formed by electrodeposition |
US4557893A (en) * | 1983-06-24 | 1985-12-10 | Inco Selective Surfaces, Inc. | Process for producing composite material by milling the metal to 50% saturation hardness then co-milling with the hard phase |
JPS61246333A (ja) * | 1985-04-23 | 1986-11-01 | Honda Motor Co Ltd | 高密度Ti焼結合金の製造方法 |
US4797155A (en) * | 1985-07-17 | 1989-01-10 | The Boeing Company | Method for making metal matrix composites |
US4762679A (en) * | 1987-07-06 | 1988-08-09 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Billet conditioning technique for manufacturing powder metallurgy preforms |
US4781886A (en) * | 1988-02-29 | 1988-11-01 | Gte Products Corporation | Method for producing refractory metal parts of high hardness |
JPH068490B2 (ja) * | 1988-08-20 | 1994-02-02 | 川崎製鉄株式会社 | 鏡面性に優れた焼結合金とその製造方法 |
US5039476A (en) * | 1989-07-28 | 1991-08-13 | Ube Industries, Ltd. | Method for production of powder metallurgy alloy |
DE69314438T2 (de) * | 1992-11-30 | 1998-05-14 | Sumitomo Electric Industries | Niedrig legierter Sinterstahl und Verfahren zu dessen Herstellung |
DE19702465A1 (de) * | 1997-01-24 | 1998-07-30 | Heraeus Gmbh W C | Tiegel zur Einkristall-Züchtung, Verfahren zu seiner Herstellung und seine Verwendung |
AT9340U1 (de) * | 2005-12-23 | 2007-08-15 | Plansee Metall Gmbh | Verfahren zur herstellung eines hochdichten halbzeugs oder bauteils |
US20120051919A1 (en) * | 2010-08-31 | 2012-03-01 | General Electric Company | Powder compact rotor forging preform and forged powder compact turbine rotor and methods of making the same |
US9555473B2 (en) * | 2011-10-08 | 2017-01-31 | The Boeing Company | System and method for increasing the bulk density of metal powder |
US10245639B2 (en) | 2012-07-31 | 2019-04-02 | United Technologies Corporation | Powder metallurgy method for making components |
WO2014152172A1 (en) * | 2013-03-15 | 2014-09-25 | United Technologies Corporation | Powder metallurgy alloy extrusion |
SG11201506895VA (en) | 2013-03-15 | 2015-09-29 | United Technologies Corp | Cast component having corner radius to reduce recrystallization |
US20160031012A1 (en) * | 2013-03-15 | 2016-02-04 | United Technologies Corporation | Powder Metallurgy Alloy Forging |
US9561538B2 (en) | 2013-12-11 | 2017-02-07 | The Boeing Company | Method for production of performance enhanced metallic materials |
JP6634674B2 (ja) * | 2014-02-28 | 2020-01-22 | 大同特殊鋼株式会社 | 自動車用ターボチャージャのタービンホイール及びその製造方法 |
US10247480B2 (en) | 2017-04-28 | 2019-04-02 | General Electric Company | High temperature furnace |
CN113664197B (zh) * | 2021-08-13 | 2023-04-07 | 郑州航空工业管理学院 | 一种高强塑性粉末高温合金及其制备方法和应用 |
Family Cites Families (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3524744A (en) * | 1966-01-03 | 1970-08-18 | Iit Res Inst | Nickel base alloys and process for their manufacture |
US3519503A (en) * | 1967-12-22 | 1970-07-07 | United Aircraft Corp | Fabrication method for the high temperature alloys |
CA855149A (en) * | 1968-02-28 | 1970-11-03 | J. Havel Charles | Hot isostatic pressing using a vitreous container |
US3776704A (en) * | 1968-03-01 | 1973-12-04 | Int Nickel Co | Dispersion-strengthened superalloys |
US3591362A (en) * | 1968-03-01 | 1971-07-06 | Int Nickel Co | Composite metal powder |
US3639179A (en) * | 1970-02-02 | 1972-02-01 | Federal Mogul Corp | Method of making large grain-sized superalloys |
US3702791A (en) * | 1970-04-20 | 1972-11-14 | Nasa | Method of forming superalloys |
US3874938A (en) * | 1971-04-06 | 1975-04-01 | Int Nickel Co | Hot working of dispersion-strengthened heat resistant alloys and the product thereof |
US3902862A (en) * | 1972-09-11 | 1975-09-02 | Crucible Inc | Nickel-base superalloy articles and method for producing the same |
US3877930A (en) * | 1973-01-29 | 1975-04-15 | Int Nickel Co | Organic interdispersion cold bonding control agents for use in mechanical alloying |
US3802938A (en) * | 1973-03-12 | 1974-04-09 | Trw Inc | Method of fabricating nickel base superalloys having improved stress rupture properties |
JPS5427832B2 (de) * | 1973-07-17 | 1979-09-12 |
-
1975
- 1975-08-06 US US05/602,221 patent/US4066449A/en not_active Expired - Lifetime
- 1975-09-19 CA CA235,919A patent/CA1061608A/en not_active Expired
- 1975-09-20 DE DE19752542094 patent/DE2542094A1/de active Pending
- 1975-09-22 FR FR7528970A patent/FR2285949A1/fr not_active Withdrawn
- 1975-09-22 BE BE160249A patent/BE833672A/xx unknown
- 1975-09-23 GB GB38932/75A patent/GB1523922A/en not_active Expired
- 1975-09-23 GB GB1994/78A patent/GB1523923A/en not_active Expired
- 1975-09-23 AT AT727875A patent/ATA727875A/de not_active Application Discontinuation
- 1975-09-25 MX MX001144U patent/MX3041E/es unknown
- 1975-09-25 SE SE7510739A patent/SE7510739L/xx unknown
- 1975-09-25 BR BR7506206*A patent/BR7506206A/pt unknown
- 1975-09-26 JP JP11626775A patent/JPS5521081B2/ja not_active Expired
- 1975-09-26 IT IT51532/75A patent/IT1047596B/it active
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2827694A1 (de) * | 1977-06-27 | 1979-01-11 | American Can Co | Sinterprodukt aus metallpulver und verfahren zu dessen herstellung |
DE2921592A1 (de) * | 1979-05-28 | 1980-12-11 | Graenges Nyby Ab | Verfahren und vorrichtung zum herstellen von presskoerpern aus inertgasatomisiertem pulver aus rostfreiem oder waermebestaendigem stahl |
AT376919B (de) * | 1980-10-01 | 1985-01-25 | Uddeholms Ab | Verfahren zur herstellung geformter gegenstaende |
DE3442594A1 (de) * | 1983-11-25 | 1985-06-05 | Cabot Corp., Boston, Mass. | Pulvermetallurgische verarbeitung fuer vorlegierungspulver |
DE3442595A1 (de) * | 1983-11-25 | 1985-06-05 | Cabot Corp., Boston, Mass. | Pulvermetallurgische verarbeitung fuer vorlegiertes pulver |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
IT1047596B (it) | 1980-10-20 |
JPS5160608A (de) | 1976-05-26 |
BR7506206A (pt) | 1976-08-03 |
ATA727875A (de) | 1979-05-15 |
BE833672A (fr) | 1976-03-22 |
GB1523922A (en) | 1978-09-06 |
MX3041E (es) | 1980-03-04 |
US4066449A (en) | 1978-01-03 |
CA1061608A (en) | 1979-09-04 |
JPS5521081B2 (de) | 1980-06-07 |
GB1523923A (en) | 1978-09-06 |
FR2285949A1 (fr) | 1976-04-23 |
SE7510739L (sv) | 1976-03-29 |
AU8477375A (en) | 1977-11-17 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE2542094A1 (de) | Metallpulver, verfahren zur behandlung losen metallpulvers und verfahren zur herstellung eines verdichteten presslings | |
DE68903894T2 (de) | Verfahren zum direkten verformen und optimieren der mechanischen eigenschaften von panzergeschossen aus wolframlegierungen mit hohem spezifischem gewicht. | |
EP2386663B1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles und Bauteile aus einer Titan-Aluminium-Basislegierung | |
AT393842B (de) | Verfahren zum schmieden von superlegierungen auf nickelbasis sowie ein gegenstand aus einer superlegierung auf nickelbasis mit verbesserter schmiedbarkeit | |
DE3884887T2 (de) | Schwermetallegierungen aus Wolfram-Nickel-Eisen-Kobalt mit hoher Härte und Verfahren zur Herstellung dieser Legierungen. | |
DE2445462C3 (de) | Verwendung einer Nickellegierung | |
DE3926289A1 (de) | Gegenstand aus einer gegenueber dem wachstum von ermuedungsrissen bestaendigen nickelbasis-legierung, legierung und verfahren zur herstellung | |
DE102004056582B4 (de) | Legierung auf der Basis von Titanaluminiden | |
DE2223114A1 (de) | Verfahren zur Waermebehandlung von Legierungen auf Nickel-Eisen-Basis und dafuer insbesondere geeignete Legierungen | |
DE1901766A1 (de) | Verfahren zum Herstellen eines verdichteten Gegenstandes aus Pulver,insbesondere aus Metallpulver | |
DE2303802B2 (de) | Verfahren zum erhoehen der festigkeit und zaehigkeit von dispersionsverfestigten knetlegierungen | |
EP2990141B1 (de) | Herstellungsverfahren für TiAl-Bauteile | |
DE2326284A1 (de) | Werkstueck aus einer verdichteten superlegierung auf ni-basis | |
CH655951A5 (de) | Superlegierungsblech auf nickelbasis und verfahren zu dessen herstellung. | |
DE2603693A1 (de) | Verfahren zum pulvermetallurgischen herstellen von teilen aus knetlegierungen | |
DE2103875A1 (de) | Verfahren zur Herstellung einer Nickelbasis-Superlegierung | |
AT7187U1 (de) | Verfahren zur herstellung einer molybdän-legierung | |
EP0574708A1 (de) | Bauteil für hohe Temperaturen, insbesondere Turbinenschaufeln, und Verfahren zur Herstellung dieses Bauteils | |
DE2200670B2 (de) | ||
DE4019305C2 (de) | Pulver und Produkte aus Tantal, Niob und deren Legierungen | |
EP0396185B1 (de) | Verfahren zur Herstellung von warmkriechfesten Halbfabrikaten oder Formteilen aus hochschmelzendem Metall | |
DE1558805A1 (de) | Verfahren zur Bearbeitung von durch Dispersion verstaerkten Metallen und Metallegierungen | |
DE2049546B2 (de) | Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung eines dispersionsverfestigten Legierungskörpers | |
DE2426922A1 (de) | Verfahren zum reproduzierbaren formen von homogenen gegenstaenden | |
EP0149210B1 (de) | Verfahren zum Herstellen hochfester, duktiler Körper aus Kohlenstoffreichen Eisenbasislegierungen |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
OHW | Rejection |