-
Die Erfindung bezieht sich auf dreidimensionale,
verstärkte Gegenstände aus Legierungen, die rasch aus der Schmelze
erstarrt wurden und erhöhte Festigkeit, Duktilität und
Zähigkeit besitzen.
-
Heterogenitäten in gewöhnlichem gegossenen Material, wie
bei herkömmlichem auf Nickel basierenden Superlegierungen,
können die Legierungen nicht bearbeitbar und daher unbrauchbar
machen. Sogar nach thermischen und mechanischen
Homogenisierungsbehandlungen können die Legierungen immer noch
unerwünschte Inhomogenitäten vom Gießen her behalten. Solche
Homogenisierungsbehandlungen sind auch teuer und zeitaufwendig. Um
beispielsweise die Mikrosegregation eines feuerfesten Elementes
in Nickel auf 5% seines Anfangswertes in einer Legierung mit
einem Dendritenarmabstand von 200 Mikrometern zu reduzieren,
kann eine ungefähr einwöchige Wärmebehandlung bei 1200ºC
erforderlich sein. Die Homogenisierungszeit hängt vom Quadrat
des Dendritenarmabstandes ab.
-
Eine Rasche Erstarrung erzeugt feinere
Mikrostrukturen und ein höher legiertes Material als jenes, das durch
konventionelles Gießen oder durch herkömmliche Pulvermetallurgie
erzeugt wird. Zum Beispiel vermindert die Erhöhung der
Erstarrungsgeschwindigkeit den Dendritenarmabstand. Im bestmöglichen
Falle bildet eine rasche Erstarrungsgeschwindigkeit von
ungefähr 10&sup5;ºC/sec. und darüber, wie sie durch Schmelzspinnen
erhalten wird, eine im wesentlichen homogene Struktur in der
Legierung. Das Problem stellt sich dann, die Segregation in der
Legierung während der Hochtemperaturverfestigung zu minimieren.
-
Die hohe Festigkeit dieser Pulver und ihre reaktive
Beschaffenheit verhindert im allgemeinen ihre Verfestigung durch
Standardtechniken, wie Pressen und Sintern. Sie werden
gewöhnlich durch Techniken, wie heißisostatisches Pressen (HIP)
verfestigt, welche die kombinierte Anwendung von Druck und
Hitze einschließen (siehe DE-A-3120168). Diese Kombination
erlaubt den Gebrauch von niedrigeren Temperaturen als beim
Verfahren des Sinterns, bei dem allein Hitze verwendet wird. Aber
selbst in diesem Falle, nämlich für bei 10³ bis 10&sup4;ºC/sec.
erstarrte Pulver, ist es erwünscht, das Pulver vor der HIP-
Behandlung mechanisch zu verformen, weil dies das Pulver
aktiviert und die Verwendung von niedrigeren HIP-Temperaturen
gestattet, wodurch eine unerwünschte Segregation während der
Verfestigung vermieden wird. In ähnlicher Weise sind
Hochdrucktechniken, wie fluidisches Formpressen/schnelle
Verstärkungstechniken in allen Richtungen, von Interesse, weil sie viel
höhere Drücke als das heißisostatische Pressen [x10] verwenden.
Diese Techniken erlauben die Verfestigung bei niedrigeren
Temperaturen und verwenden kürzere Zeiten bei gegebener
Temperatur. Innovative Techniken, welche die Struktur des
Ausgangspulvers beibehalten, sind von E.R. Thompson, "High
Temperature Aerospace Materials Prepared by Powder Metallurgy",
Annual Review of Material Science, 1982, 12, S. 213-242,
besprochen worden.
-
Die herkömmliche Praktik zur Verfestigung von vorlegierten
Pulvern, insbesondere jene durch Rasche Erstarrung erzeugte,
bestand darin, sie der Minimaltemperatur auszusetzen, bei
welcher noch eine vollständige Verfestigung erzielt werden konnte.
Beispielsweise wird Werkzeugstahlpulver gewöhnlich mit Argon
oder Wasserzerstäubung produziert (Kühlgeschwindigkeit 10³ bis
10&sup4;ºC/sec.), wodurch ein Pulver mit feiner Mikrostruktur
geschaffen wird. Während jedoch die Präzipitate nominell fein
sind, sind auch ein paar große Präzipitate vorhanden. Diese
großen Präzipitate können bei hohen Verfestigungstemperaturen
rasch wachsen, die Festigkeit und Zähigkeit des Materiales
verringern und können oft zu stellenweisem Schmelzen führen.
Verfahren, wie jene in der GB-A-1,562,788 für die Herstellung
von Werkzeugstahlbohrern, Reibahlen oder Schaftfräsen
geoffenbarten, benutzen eine Temperatur, die einen Kompromiß zwischen
dem Erreichen einer hohen Dichte und dem Vermeiden von
stellenweisem Schmelzen darstellt. Dies erfordert eine extrem genaue
Temperatursteuerung, wobei eine Ofentemperatur in der Höhe von
1200±5ºC normal ist. Eine solche Steuerung ist natürlich
schwierig und teuer. Auch neigt die Zähigkeit des Materiales
dazu, gering zu sein, weil genügend hohe Temperaturen für eine
vollständige Verfestigung nicht verwendet werden können.
-
Die USP 4,439,236 offenbart Bor enthaltende
Übergangsmetallegierungen,
die auf einem oder mehreren Elementen aus
Eisen, Kobalt und Nickel basieren. Die Legierungen enthalten
mindestens zwei Metallkomponenten und setzen sich aus
ultrafeinen Körnern einer primären Feststofflösungsphase zusammen,
die nach dem Zufallsprinzip mit Partikeln von komplexen Boriden
durchsetzt sind. Die komplexen Boride befinden sich vorwiegend
an den Verbindungsstellen von mindestens drei Körnern der
primären Feststofflösungsphase. Die ultrafeinen Körner einer
primären Feststofflösungsphase können, gemessen an ihrer längsten
Dimension, eine Durchschnittsgröße von weniger als ungefähr 3
Mikrometern aufweisen. Die komplexen Boridteilchen können eine
durchschnittliche Partikelgröße von weniger als ungefähr 1
Mikrometer aufweisen, wobei die längste Dimension, die auf
einer Mikrophotographie eines Elektronenmikroskops sichtbar
ist, gemessen wird. Zur Herstellung der Legierungen wird eine
Schmelze der erwünschten Zusammensetzung rasch erstarrt, um
Bänder, Drähte, Fasern, Flocken oder Pulver mit einer amorphen
Struktur zu erzeugen. Die amorphe Legierung wird dann auf eine
Temperatur im Bereiche von etwa 0,6-0,95 der Solidustemperatur
(gemessen in ºC) und über die Kristallisationstemperatur hinaus
erhitzt, um die Legierung zu kristallisieren und die erwünschte
Mikrostruktur zu erzeugen. Bänder, Drähte, Fasern, Flocken oder
Pulver aus einer amorphen Legierung können auch unter
gleichzeitiger Anwendung von Druck und Hitze bei Temperaturen im
Bereiche von etwa 0,6-0,95 der Solidustemperatur verstärkt
werden, um Gegenstände von hoher Festigkeit und hoher Härte mit
einer gewissen Duktilität zu erzeugen.
-
Andere Bor enthaltende Übergangsmetallegierungen wurden
herkömmlicherweise aus dem flüssigen in einen festen,
kristallinen Zustand abgekühlt. Solche Legierungen können an den
kristallinen Korngrenzflächen kontinuierliche Netzwerke von
komplexen Boridpräzipitaten bilden. Diese Netzwerke können die
Festigkeit und Duktilität der Legierung vermindern.
-
Indessen haben Übergangsmetallegierungen, die durch
herkömmliche Verfahren, wie die oben diskutierten, verarbeitet
wurden, keine verstärkten Gegenstände mit erwünschten Graden an
Zähigkeit und Duktilität erzeugt.
-
Die vorliegende Erfindung schafft einen verstärkten
Gegenstand, der aus einer kristallinen Legierung zusammengesetzt
ist, welche, abgesehen von nebensächlichen Verunreinigungen,
aus der Formel MbalTaRbCrcXdYe besteht, worin M zumindest ein
aus Fe, Co und Ni gewähltes Element, T zumindest ein aus W, Mo,
Nb und Ta gewähltes Element, R zumindest ein aus Al und Ti
gewähltes Element, X zumindest ein aus B und C gewähltes
Element, Y zumindest ein aus Si und P gewähltes Element ist,
"a" 0-40 Atom-% bedeutet, "b" 0-40 Atom-% bedeutet, "c" 0-40
Atom-% bedeutet, "d" 5-25 Atom-% bedeutet und "e" 0-15 Atom-%
bedeutet, wobei diese Legierung eine durchschnittliche
Korngröße von mehr als 3 Mikrometern besitzt und eine im
wesentlichen gleichförmige Dispersion von gesonderten
Ausfällungspartikeln enthält, die eine Durchschnittsgröße von 3-25
Mikrometern besitzen, und die erhalten wird durch
-
a) Rasche Erstarrung einer Legierung dieser Formel bei
einer Abschreckgeschwindigkeit von zumindest 10&sup5;ºC/sec, um eine
im wesentlichen homogene, optisch von besonderen Merkmalen
freie, Legierung zu erzeugen, die zumindest zu 50% glasartig
ist;
-
b) Formen der rasch erstarrten Legierung zu einer Vielzahl
von gesonderten Legierungskörpern; und
-
c) Kompaktieren der rasch erstarrten Legierungskörper vor,
während oder nach dem Erhitzen auf eine Temperatur von 0,96-
0,99 Tm (Schmelztemperatur, gemessen in ºC) während 1 min. bis
24 Stunden, um den verstärkten Gegenstand zu schaffen.
-
Erfindungsgemäß werden rasch erstarrte Pulver bei viel
höheren Temperaturen als die bei herkömmlichen Verfahren
verwendeten verfestigt. Diese höhere Verfestigungstemperatur kann
benutzt werden, ohne ein übermäßiges Vorzugswachstum großer
Präzipitate hervorzurufen und ohne ein stellenweises Schmelzen
hervorzurufen.
-
Der verfestigte Gegenstand der Erfindung weist
vorzugsweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1200 MPa und eine
ausreichende Zähigkeit auf, um einer Schlagenergie von mindestens
10 Joules bei einem kerbenfreien Charpy-Test zu widerstehen.
-
Verfestigte Gegenstände sind erfindungsgemäß frei von
kontinuierlichen Netzwerken von Präzipitaten, weisen eine für
verschiedene strukturelle Anwendungen erwünschte, vorteilhafte
Kombination von Festigkeit und Zähigkeit auf, und sind für
Werkzeugmaschinen besonders zweckmäßig.
-
Die Erfindung wird besser verständlich, und weitere
Vorteile werden durch Bezugnahme auf die folgende ausführliche
Beschreibung und die beigefügten Zeichnungen ersichtlich, in
denen:
-
Fig. 1 repräsentativ die Struktur eines verfestigten, bei
ungefähr 1000ºC kompaktierten Gegenstandes zeigt;
-
Fig. 2 repräsentativ die Struktur eines verfestigten, bei
ungefähr 1100ºC kompaktierten Gegenstandes veranschaulicht;
-
Fig. 3 repräsentativ die Struktur eines verfestigten, bei
ungefähr 1250ºC kompaktierten Gegenstandes der Erfindung
darstellt; und
-
Fig. 4 ein Diagramm ist, das repräsentativ die Auswirkung
der Verfestigungstemperatur auf die Festigkeit, Duktilität und
Warmhärte (HRc) eines aus einer Legierung nach der Erfindung
zusammengesetzten Gegenstandes zeigt.
-
Bei der praktischen Ausführung der vorliegenden Erfindung
verwendete Legierungen enthalten mindestens zwei
Übergangsmetallelemente und haben die oben dargelegte Formel
MbalTaRbCrcXdYe. In einem bevorzugten Ausführungsbeispiel
bestehen die verwendeten Legierungen, abgesehen von
nebensächlichen Verunreinigungen, aus der Formel M'balB&sub5;&submin;&sub2;&sub5;X'&sub0;&submin;&sub2;&sub0;, worin
M' mindestens ein aus Fe, Co, W, Mo und Ni ausgewähltes
Element, X' mindestens ein aus C und Si ausgewähltes Element ist,
und die Indices in Atom-% ausgedrückt sind.
-
Wolfram, Molybdän, Niob und Tantal verstärken
physikalische Eigenschaften, wie Festigkeit und Härte, und verbessern
die Wärmebestabilität, Oxydationsbeständigkeit und
Korrosionsbeständigkeit im verfestigten Produkt. Der Betrag "a" der
Elemente ist begrenzt, da es schwierig ist, Legierungen mit
Zusammensetzungen mit größeren als den erwähnten Mengen vollständig
zu schmelzen und dabei die homogene Beschaffenheit der
Legierung noch aufrechtzuerhalten.
-
Die Elemente Aluminium und Titan fördern eine
Präzipitationshärtephase.
Der Volumenanteil der Härtungspräzipitate muß
jedoch beschränkt sein, um die Bildung von Netzwerken zu
vermeiden.
-
Chrom schafft Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit,
wobei die Menge an Chrom so angesetzt wird, um die
Schmelztemperatur der Legierungen zu begrenzen.
-
Bor und Kohlenstoff liefern die Boride und Carbide, die
das Härten in der verfestigten Legierung fördern. Die untere
Grenze für "d" sichert genügend Bor und Kohlenstoff, um die
erforderlichen Boride und Carbide zu erzeugen. Die obere Grenze
stellt sicher, daß sich keine kontinuierlichen Netzwerke der
Boride und Carbide bilden.
-
Phosphor und Silizium helfen bei der Bildung einer
amorphen Struktur in der Legierung und sind hilfreich bei der
Sicherstellung einer homogenen Legierung nach dem Gießen.
Silizium ist ferner deshalb bevorzugt, weil es hilft, die
Korrosionsbeständigkeit in der Legierung zu schaffen.
-
Die Legierungen werden durch Rasches Erstarren einer
Schmelze der gewünschten Zusammensetzung bei einer
Abschreckgeschwindigkeit von mindestens 10&sup5;ºC pro Sekunde hergestellt,
wobei Abschrecktechniken für die Metallegierung verwendet
werden, die in der Raschen Erstarrungstechnik wohlbekannt sind;
siehe zum Beispiel die USP 4,142,571.
-
Genügend rasche Abschreckbedingungen erzeugen ein
metastabiles, homogenes Material. Das metastabile Material ist zu
mindestens 50% glasartig, in welchem Falle keine lange
Bereichsordnung besteht. Röntgenstrahl-Diffraktionsmuster
glasiger Metallegierungen zeigen nur einen verschwommenen Halo,
ähnlich dem bei anorganischen Oxydglasarten beobachteten.
Solche glasige Legierungen müssen zu mindestens 50% glasartig
sein und sind vorzugsweise zu 80% glasartig, um die erwünschten
physikalischen Eigenschaften zu erzielen. Die metastabile Phase
kann auch eine Feststofflösung für die Elementarbestandteile
sein. Diese metastabilen Feststofflösungsphasen werden
gewöhnlich nicht mit herkömmlichen, bei der Herstellung von
kristallinen Legierungen verwendeten Verarbeitungstechniken, erzeugt.
Röntgenstrahl-Diffraktionsmuster der Legierungen aus
Feststofflösungen
zeigen die scharfen Diffraktionsspitzen, die für
kristalline Legierungen charakteristisch sind, wobei eine
gewisse Verbreiterung der Spitzen aufgrund der feinen Korngröße
der Kristallite festzustellen ist. Die metastabilen Materialien
können duktil sein, wenn sie unter geeigneten
Abschreckbedingungen hergestellt werden.
-
Wenn die rasch erstarrte Legierung mit einem
Standardätzmittel geätzt und unter einem optischen Mikroskop bei einer
Vergrößerung von ungefähr 1000X betrachtet wird, weist sie eine
im wesentlichen homogene und optisch von besonderen Merkmalen
freie Struktur oder Morphologie auf. Die Legierung scheint im
wesentlichen eine Einphasen-Mikrostruktur zu besitzen, kann
aber tatsächlich feine Körner und vielleicht eine Dispersion
von extrem kleinen Präzipitaten aufweisen.
-
Legierungskörper, wie Fasern, Streifen, Flocken oder
Pulver, die im wesentlichen aus den oben beschriebenen
Legierungszusammensetzungen bestehen, können zu erwünschten
verfestigten, dreidimensionalen Gegenständen verfestigt werden.
Geeignete Verfestigungstechniken schließen beispielsweise
heißisostatisches Pressen (HIP), Heißextrusion und Heißwalzen
ein.
-
Zur Erzeugung eines erwünschten verfestigten Gegenstandes
kann eine Mehrzahl von getrennten Legierungskörpern bei einer
Drucktemperatur im Bereiche von ungefähr 0,96-0,99 Tm
(Schmelztemperatur gemessen in ºC) und während eines Zeitraumes im
Bereiche von 1 min bis 24 h kompaktiert werden. Die
Legierungskörper können vor, während und nach dem Kompaktierungsvorgang
auf die erwünschte Temperatur erhitzt werden.
-
Erfindungsgemäß hergestellte verfestigte Gegenstände
weisen eine vorteilhafte Kombination von Festigkeit und
Duktilität auf. Die Gegenstände besitzen vorzugsweise eine
Endzugfestigkeit (UTS) von mindestens 1200 MPa und eine Zähigkeit,
die ausreicht, um einer Schlagenergie von mindestens 10 Joules
(kerbenfreier Charpy-Test) zu widerstehen, wobei beide Maße bei
Raumtemperatur gemessen werden.
-
Zusätzlich weisen die verfestigten Gegenstände nach der
Erfindung eine deutliche Mikrostruktur auf, die sich aus feinen
Körnern einer kristallinen Matrix mit einem durchschnittlichen
Korndurchmesser von mehr als 3 Mikrometern zusammensetzt.
Gesonderte, im wesentlichen aus mindestens einem Carbid, Borid
und Silizid bestehende, Präzipitatpartikel sind im wesentlichen
durch den verfestigten Gegenstand hindurch gleichförmig
dispergiert und weisen eine durchschnittliche Größe im Bereiche von
3-25 Mikrometern auf. Die Korngrößen und
Präzipitatpartikelgrößen können unter Verwendung von konventionellen Meßtechniken
durch Betrachten einer Mikrophotographie gemessen werden. Unter
"Durchschnittsgröße" wird jene Größe verstanden, die berechnet
wird, indem zuerst eine durchschnittliche Querdimension (z. B.
der Durchmesser) für im wesentlichen ein jedes einzelne der in
Frage kommenden Teilchen berechnet und dann ein Durchschnitt
dieser Durchschnittsdimensionen bestimmt wird.
-
Wie repräsentativ in Fig. 3 dargestellt ist, enthält der
verfestigte Gegenstand nach der Erfindung eine im wesentlichen
gleichförmige Dispersion von gesonderten polygonalen
Präzipitatpartikeln mit vielen Facetten. In einem besonderen Aspekt
der Erfindung reicht die Durchschnittsgröße der einzelnen
Präzipitatpartikel von 3-15 Mikrometern. In einem weiteren
Aspekt der Erfindung reicht die Durchschnittsgröße der Körner
von 6-10 Mikrometern.
-
Die folgenden Beispiele werden für ein vollständigeres
Verständnis der Erfindung dargelegt.
BEISPIELE 1-6
-
(Die Beispiele 1 bis 5 sind vergleichsbeispiele, während
Beispiel 6 die Erfindung veranschaulicht.)
Eine Legierung aus Ni56,5Mo23,5Fe&sub1;&sub0;B&sub1;&sub0; wurde
strahlgegossen, indem ein Strahl geschmolzener Legierung auf die
Außenumfangsfläche eines rotierenden Abschreckrades gerichtet wurde,
um ein Band mit einer amorphen Struktur zu erzeugen. Das Band
wurde zu Pulver mit einer Partikelgröße von weniger als 35 mesh
zerkleinert und dann mittels heißisostatischen Pressens (HIP)
zu Stangen verfestigt. Das HIP-Verfahren umfaßte das Einfüllen
des Pulvers in verschiedene Stahldosen, welche dann bei einem
Drucke von ungefähr 1 Pa oder weniger evakuiert wurden, während
sie auf eine Temperatur von ungefähr 400ºC erhitzt wurden. Die
Dosen wurden dann unter Vakuum gekühlt, was einen Druck bei
Raumtemperatur von ungefähr 0,01 Pa oder weniger ergab. Unter
Aufrechterhaltung dieses niederen Druckes wurden die Dosen
durch Schweißen verschlossen. Anschließend wurden die Dosen in
ein HIP-Gefäß gelegt, welches langsam auf die erforderliche
Temperatur und den erforderlichen Druck gebracht wurde.
-
Eine Dose wurde während 2 bis 4 Stunden einem Druck von
ungefähr 100 MPa und einer Temperatur im Bereiche von ungefähr
1050 bis 1100ºC ausgesetzt. Während das sich ergebende Material
tatsächlich eine gute Strapazierfähigkeit und Warmhärte
aufwies, besaß es auch eine übermäßig niedrige Zähigkeit.
-
Die Fig. 1 und 2 zeigen repräsentativ die Mikrostrukturen
von Legierungen, die bei jeweiligen Drucktemperaturen von 1000º
und 1100ºC kompaktiert worden waren.
-
Eine Erhöhung des Verfestigungsdruckes veränderte die
mechanischen Eigenschaften nicht. Jedoch erhöhte eine Steigerung
von Temperatur und Zeit unerwarteterweise die Zähigkeit und
Duktilität. Es wurde überraschend gefunden, daß das Material
ohne irgendeine Verschlechterung der Zähigkeit bei sehr nahe an
der Gleichgewichts-Schmelztemperatur liegenden Temperaturen
verfestigt werden konnte. In ähnlicher Weise wurde die
Mikrostruktur überraschenderweise als gleichförmig und relativ fein
befunden.
-
Beispielsweise wiesen die Boride nach einer zweistündigen
HIP-Behandlung einer Dose bei 1250ºC immer noch eine relativ
gleichförmige Größe auf. Während ein gewisses Vorzugswachstum
stattfand, wie in Fig. 3 repräsentativ dargestellt, war das
Ausmaß eines solchen Wachstums viel geringer, als man von solch
einer hohen Temperatur erwarten würde.
-
Im allgemeinen wird ein Vorzugswachstum beobachtet, wenn
gewisse Präzipitatpartikel, die größer sind oder zugespitzte,
eckige Formen haben, schneller und leichter wachsen als andere
Präzipitatpartikel. Die im wesentlichen homogene Struktur der
rasch erstarrten Legierungen verringert jedoch das Ausmaß eines
unerwünschten Vorzugswachstums in bedeutender Weise.
-
Wie repräsentativ in Fig. 4 dargestellt, nahmen die
Zähigkeit und die Duktilität in ungefähr linearer Weise zu,
selbst bei den höchsten angewandten Verfestigungstemperaturen.
Überdies nahmen Festigkeit und Härte mit zunehmender Temperatur
ab. Deshalb führt die Verwendung einer
Hochtemperaturverfestigung, nämlich 1250ºC statt 1100ºC, bei derselben Pulvercharge
und unter Verwendung von sonst identischen
Verfahrensbedingungen, zu einer relativ kleinen Abnahme der Endzugfestigkeit
(UTS) (1300 bis 1200 MPa oder 200--170 Kpsi), während die
Dehnung sich mehr als verdoppelte (2--6%), und die Zähigkeit stark
zunahm (40 bis 68 Joules oder 30--50 ft. lbs) (kerbenfreier
Charpy-Schlagtest).
-
Eine Senkung der HIP-Temperatur vermindert die Duktilität,
erhöht aber die Festigkeit; beispielsweise erzeugte eine HIP-
Behandlung bei 1000ºC eine beeindruckende UTS von 280 Kpsi
(1,93·103 MPa). Diese Veränderungen der Eigenschaften stimmen
gut mit der beobachteten Borid- und Korngröße überein, wie
repräsentativ in den Fig. 1-3 und in TABELLE 1 gezeigt ist.
-
Die Gleichgewichtstemperatur, bei welcher das Schmelzen
für die Legierung beginnt, liegt um 1270ºC herum, wie durch
Differentialthermoanalyse bestimmt wird. Dies wies darauf hin,
daß die HIP-Behandlung bei 0,98 der in ºC gemessenen
Schmelztemperatur (Tm) durchgeführt wurde.
-
Die stetige Zunahme der Zähigkeit mit der
Verfestigungstemperatur, die sogar nach langer Zeit bei Temperaturen nahe
der Gleichgewichts-Schmelztemperatur liegt, plus die relativ
feine Größe und gleichförmige Verteilung der Boride
demonstriert deutlich einen weiteren Vorteil, der von den durch
Techniken der Raschen Erstarrung erzeugten, sehr homogenen
Strukturen abgeleitet werden kann.
TABELLE 1
Beispiel HIP Temperatur Boridgröße Mikrometer Warmhärte Dehn. Kerbenfreie Schlagfestigkeit (Vergl.-Beisp.) (Erfindung)
-
TABELLE 1 zeigt die Auswirkung einer zweistündigen HIP-
Behandlung einer erfindungsgemäßen Legierung aus Ni56,5Mo23,5
Fe&sub1;&sub0;B&sub1;&sub0; bei unterschiedlichen Temperaturen auf die
Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften. Es wurde dieselbe
Pulvercharge für alle gezeigten Tests verwendet.
BEISPIELE 7-9
-
(Die Beispiele 7 und 8 sind Vergleichsbeispiele, während
Beispiel 9 die Erfindung illustriert.)
Konventionelle Pulver zeigen gewöhnlich ein
Vorzugspräzipitatwachstum großer Präzipitate, wenn sie während langer Zeit
einer Verfestigungstemperatur ausgesetzt werden. Die Versuche
wurden daher mit einem rasch erstarrten Pulver ausgeführt, um
für verschiedene Temperaturen die Empfindlichkeit für die Dauer
einer Temperatur zu bestimmen.
-
Eine Legierung aus Ni56,5Mo23,5Fe&sub1;&sub0;B&sub1;&sub0; wurde gemäß
Beispiel 1 hergestellt, wobei dieselben Bedingungen für das
Gießen, die Pulverisierung und das heißisostatische Pressen
verwendet wurden. Die sich ergebenden mechanischen
Eigenschaften stimmen mit den beobachteten Mikrostrukturen, Tabelle 2,
überein. Es ist ersichtlich, daß die Wirkung gering war,
während sich die Zähigkeit und die durchschnittliche Boridgröße
tatsächlich mit der Dauer bei einer gegebenen Temperatur
vergrößerten, mit Ausnahme des Hochtemperaturfalles (1250ºC).
Sogar bei diesem Extremfall war die Wirkung kleiner, als man
von der herkömmlichen Pulvermetallurgie her erwarten würde.
TABELLE 2
Beispiel HIP Temp. Zeit Std.
Boridgröße Mikrometer Warmhärte Dehn. Kerbenfreie Schlagfestigkeit (Vergl.-Beisp.) (Erfindung)
-
TABELLE 2 zeigt die Auswirkung der Dauer bei einer
Temperatur bei verschiedenen Temperaturen für
Ni56,5Mo23,5Fe&sub1;&sub0;B&sub1;&sub0;. Es wurde dieselbe Pulvercharge für alle
Tests verwendet.
BEISPIELE 10-14
-
(Die Beispiele 10 bis 13 sind Vergleichsbeispiele, während
Beispiel 14 die Erfindung illustriert.)
Eine zweite Legierung, Ni&sub6;&sub0;Mo&sub5;&sub0;B&sub1;&sub0; wurde durch
Schmelzspinnen gegossen, um eine amorphe Legierungsstruktur zu bilden.
Die Legierung wurde pulverisiert und heißisostatisch verpreßt,
wie weiter oben beschrieben. Die Wirkung der
Verfestigungstemperatur wurde im Bereiche von 1000 bis 1250ºC untersucht. Der
Gleichgewichts-Schmelzpunkt dieser Legierung betrug 1260ºC, wie
durch D.T.A. (Differentialthermoanalyse) bestimmt wurde.
-
Die Zähigkeit nahm auf fast lineare Art mit der Temperatur
zu, wie repräsentativ in TABELLE 3 gezeigt wird. Zwischen 1200
und 1250ºC erhöhte sich die Zähigkeit jedoch nicht, wohingegen
die Härte weiterhin abnahm, was darauf hinweist, daß eine
weitere Temperaturerhöhung zu einer Zähigkeitsabnahme führen
würde. Dieses Ergebnis würde man auch bei einem Gleichgewichts-
Schmelzen erwarten.
-
Die homogene Mikrostruktur des rasch erstarrten Pulvers
erlaubte wiederum eine Verarbeitung bei viel höheren
Temperaturen, als man erwarten würde. Tatsächlich wurde das Pulver bei
einem in ºC gemessenen, bemerkenswerten Wert von 0,992 der
Schmelztemperatur verarbeitet.
-
Die Legierung aus Ni&sub6;&sub0;Mo&sub5;&sub0;B&sub1;&sub0; kann durch Aussetzen an
800ºC während 4 Stunden gehärtet werden. Dies erzeugt geordnete
Ni&sub4;Mo- und Ni&sub3;Mo-Phasen in der zähen Nickelmatrix. Dies härtet
die Matrix, vermindert aber auch ihre Zähigkeit. Für ein HIP-
Material ergibt dies eine Gesamtzunahme der Härte von 1 auf 2
HRc und eine Zähigkeitsabnahme. Beispielsweise wird die
Schlagfestigkeit des bei 1000ºC HIP-behandelten Materiales von
ungefähr 5 ft lbs (6J) auf ungefähr 2-3 ft lbs (3-4J) verringert.
Für das bei 1200ºC HIP-behandelte Material wird die
Schlagfestigkeit von ungefähr 9 ft lbs (12J) auf ungefähr 5-6 ft lbs
(6-8J) reduziert. Somit verringert sich das Maß der Zunahme,
während eine Hochtemperaturverfestigung die Zähigkeit immer
noch erhöht. Dies illustriert die Wichtigkeit der Zähigkeit der
Matrix bei der Bestimmung der Größe des von der
Hochtemperaturverfestigung herrührenden Vorteils.
TABELLE 3
Beispiel Temperatur (Vergl.) (Erfindung) Kerbenfreier Schlag (Joules) Boridgröße, Mikrometer
-
TABELLE 3 zeigt die Wirkung der Verfestigungstemperatur
nach 2 Stunden bei der jeweiligen Temperatur auf die
Eigenschaften nach einer HIP-Behandlung des Ni&sub6;&sub0;Mo&sub3;&sub0;B&sub1;&sub0;.
BEISPIELE 15 bis 18
-
(Die Beispiele 15 bis 17 sind vergleichsbeispiele, während
Beispiel 18 die Erfindung illustriert.)
Die Wirkung einer Hochtemperaturverfestigung wurde auch
unter Verwendung einer Legierung aus W&sub3;&sub5;Ni&sub4;&sub0;Fe&sub1;&sub8;B&sub7; untersucht.
Diese Legierung enthielt Wolframkügelchen in einer Basismatrix
aus Nickel. Die Legierung wurde schmelzgesponnen, pulverisiert
und extrudiert, wie in Beispiel 4 beschrieben, außer daß ein
Extrusionsverhältnis von 12 : 1 benutzt wurde.
-
Die Zähigkeit der Legierung erhöhte sich mit der
Vorwärmtemperatur, wie repräsentativ in TABELLE 4 dargestellt ist. Es
ist besonders erwähnenswert, daß eine Vorwärmtemperatur von
1280ºC die Zähigkeit nicht verminderte, wiewohl eine
Temperaturerhöhung von ungefähr 100ºC während der Extrusion
erwartet werden kann und der Gleichgewichtsbeginn der
Schmelztemperatur der Legierung 1330ºC betrug.
TABELLE 4
Beispiel (Vergl.) (Erfindung) Extrusions-Temperatur Kerbenfreie Schlagfestigkeit (Joules) Dehnung
-
TABELLE 4 zeigt einige Eigenschaften von W&sub3;&sub5;Ni&sub4;&sub0;Be&sub1;&sub8;B&sub7; als
Funktion der Extrusionstemperatur.
BEISPIELE 19 bis 21
-
(Die Beispiele 19 und 20 sind Vergleichsbeispiele,
Beispiel 21 illustriert die Erfindung.)
Die Verwendung von rasch erstarrten Pulvern gestattet auch
Wärmebehandlungen oder ein Sintern bei viel höheren
Temperaturen, als man sie von der herkömmlichen Pulvermetallurgie her
erwarten würde. Dies trifft sogar für Material zu, das bereits
verfestigt wurde und das bereits Präzipitat enthält. Eine
anschließende Hochtemperatur-Wärmebehandlung eines solchen
Materiales kann die Zähigkeit erhöhen. Die Zunahme der Zähigkeit
ist nicht so groß wie bei der Anwendung von Druck, wie im Falle
einer HIP-Behandlung. Jedoch können Faktoren, wie die
niedrigeren Betriebskosten eines Ofens im Vergleich zu einer
HIP-Behandlung die Verwendung einer nachfolgenden Wärmebehandlung
attraktiver erscheinen lassen.
-
Die Boridgrößen nach einer Wärmebehandlung bei
verschiedenen Temperaturen eines unter Standard-HIP-Bedingungen
verfestigten
Materiales sind in TABELLE 5 repräsentativ dargestellt.
TABELLE 5
Beispiel Temperatur (Vergl.) (Erfindung) Boridgröße; Mikron
-
TABELLE 5 zeigt die Wirkung der Wärmebehandlungstemperatur
nach zwei Stunden bei der jeweiligen Temperatur auf die
Boridgröße von Ni&sub6;&sub0;Mo&sub3;&sub0;B&sub1;&sub0;.
BEISPIELE 22 bis 25
-
(Die Beispiele 22 bis 24 sind Vergleichsbeispiele, das
Beispiel 25 illustriert die Erfindung.)
Die Ni56,5Mo23,5Fe&sub1;&sub0;B&sub1;&sub0;-Legierung wurde, wie in Beispiel 1
beschrieben, gegossen, pulverisiert und in Dosen abgefüllt. Die
Dose wurde während 2 Stunden vorerhitzt und durch eine Form zur
Verkleinerung im Verhältnis 18 : 1 extrudiert, um eine
zylindrische Stange zu erzeugen. Die während der Extrusion
stattfindende Scherung erhöhte die Zähigkeit dieser Legierung im
Vergleich zu einem HIP-behandelten Material. Für dieselbe Härte
von 47 bis 49 HRc nahm die Zähigkeit im allgemeinen von
ungefähr 35 ft lbs (45 J) bis ungefähr 80 ft lbs (110 J) zu.
-
Zwei Stangen, die bei ungefähr 1080ºC extrudiert worden
waren, wurden zu Schlagproben verarbeitet und dazu verwendet,
um die Wirkung einer nachfolgenden Wärmebehandlung mit höherer
Temperatur zu untersuchen. Einzelne Schlagstangen wurden in
einen Vakuumofen gelegt, während 4 Stunden verschiedenen
Temperaturen im Bereiche von 1150ºC bis 1225ºC unterworfen und dann
in einem Ofen gekühlt. Die Kühlung von der
Behandlungstemperatur hinunter zu ungefähr 600ºC dauerte gewöhnlich ½ Stunde. Das
extrudierte Material kann als schnell gekühlt betrachtet
werden. Eine noch schnellere Abschreckung sollte die Härte um
ungefähr 1 HRc vermindern und die Zähigkeit leicht verbessern.
-
Die Eigenschaften des wärmebehandelten Materiales sind in
Tabelle 6 dargestellt. Wiederum nahm die Härte mit der
Wärmebehandlungstemperatur ab, während die Zähigkeit zunahm, wenn
Wärmebehandlungen bei Temperaturen bis ungefähr 1200ºC
stattfanden. Deshalb wird offensichtlich, daß sogar die Zähigkeit
einer relativ zähen Legierung mit guten Bindungen zwischen den
Partikeln durch die Hochtemperatur-Wärmebehandlung der
Erfindung erhöht werden kann.
TABELLE 6
Beispiel (Vergl.) Wie extrudiert (Erfindung) Während 4 Stunden im Vakuum wärmebehandelt Kerbfreier Schlag; (Joules) Boridgröße; Mikron
-
Durchschnittliche von extrudierten Stangen aus
Ni56,5Mo23,5Fe&sub1;&sub0;B&sub1;&sub0; erhaltene Eigenschaften.
BEISPIELE 26 bis 29
-
(Die Beispiele 26 bis 28 sind Vergleichsbeispiele,
Beispiel 29 illustriert die Erfindung.)
Die Ni56,5Mo23,5Fe&sub1;&sub0;B&sub1;&sub0;-Legierung wurde, wie in Beispiel
23 beschrieben, extrudiert, jedoch bei höherer Temperatur,
nämlich 1175ºC. Sie wurde dann bei ausgewählten Temperaturen im
Bereiche von 1100ºC und 1225ºC wärmebehandelt. Diese
Hochtemperatur-Extrusion wies ihrer gesamten Länge nach einen
signifikanten Zentrumsfehler auf, der die Schlagfestigkeit signifikant
verminderte und die Streuung der Schlagdaten signifikant
erhöhte. Um dies auszugleichen, wurden mindestens 2 Versuche bei
jeder Bedingung durchgeführt. Die Schlagfestigkeit nach dem
Extrudieren betrug 65 ft lbs. (88 J) im Vergleich zum üblichen
Wert von ungefähr 80 ft lbs. (110 J). (Bei einer guten,
fehlerlosen
Extrusion kann erwartet werden, daß die höhere
Extrusionstemperatur eine höhere Schlagfestigkeit als den
Standardwert von 80 ft lbs. (110 J) ergibt.) Für die Zwecke dieses
Beispiels sollte die Wirkung der Wärmebehandlung mit dem
niedrigeren Wert von 65 ft lbs. (88 J) verglichen werden. Die Daten in
TABELLE 7 zeigen, daß sich die Hochtemperatur-Wärmebehandlung
für das bei höherer Temperatur extrudierte Material günstig
auswirkt. Trotz des Mittellinienfehlers wurden so hohe
Zähigkeitswerte wie 135 ft lbs (180 J) erhalten, während die
Härtewerte auf 38-44 HRc gehalten wurden, was mit der HRc von
konkurrenzierenden Materialien, wie Stelliten, vergleichbar ist.
Die Zähigkeitswerte waren natürlich denjenigen der Stelliten
signifikant überlegen. Die in den TABELLEN 6 und 7
dargestellten Eigenschaften sind nicht optimiert, sondern sind
lediglich dazu gedacht, die Wirkungen der Extrusionstemperatur
und der nachfolgenden Wärmebehandlungstemperatur zu
illustrieren. Aus diesen Beispielen geht klar hervor, daß durch eine
Optimierung der Extrusionstemperatur und der nachfolgenden
Wärmebehandlungstemperatur und Zeit noch bessere Eigenschaften
erzielbar sind.
TABELLE 7
Beispiel (Vergl.) (Erfindung) Wie extrudiert Während 4 Stunden im Vakuum wärmebehandelt Kerbfreier Schlag (Joules) Boridgröße; Mikron
-
Die wärmebehandelten Proben wurden während einer Zeitdauer von
½ Stunde auf 600ºC abgekühlt.