DE69031076T2 - Keramische giessform zum giessen von glaselementen - Google Patents

Keramische giessform zum giessen von glaselementen

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Description

  • Die Erfindung betrifft eine Form zum Formen eines Glaselements, wie eine optische Glaslinse, und insbesondere betrifft sie eine Form zum Formen eines Glaselements mit keramischen Matrizenkörpern, deren Preßoberflächen aus keramischen Substanzen vom Bortyp gebildet sind, und das folglich eine ausgezeichnete Bestandigkeit, Plastifizierbarkeit, Förmungsgenauigkeit und Produktivität besitzt und gleichzeitig für das Formen einer beliebigen aus einer großen Vielfalt von Glasarten geeignet ist.
  • HINTERGRUND DER ERFINDUNG
  • In den letzten Jahren zielten die Bemühen darauf ab, sphärische Linsen durch Verleihung einer asphärischen Oberfläche zum Zwecke der Vereinfachung der Konstruktion eines optischen Systems, das Linsen verwendet, der Beleuchtung des optischen Systems und der Verbesserung der Qualität von Bildern, die durch das optische System gebildet werden, zu modifizieren. Da asphärische Linsen jedoch spürbar hohe Kosten für die Arbeit des Verarbeitens im Anschluß an den Schritt des Formen mit sich bringen, besteht ein Bedarf an einem hochpräzisen Preßformungsverfahren, welches nicht die Notwendigkeit von zusätzlichen Schleif- oder Abtragungsarbeiten mit sich bringt. Da Linsen Artikel sind, die gleichzeitig in großer Vielfalt und in kleiner Menge hergestellt werden, besteht nunmehr Übereinstimmung über die Notwendigkeit eines Verfahrens, das unterschiedliche Glasarten, insbesondere eine hochweichmachende Glasart, die ein Seltenerdelement enthält (Formungstemperatur in einem Bereich von 700ºC bis 750ºC), formen kann.
  • Als Charakteristiken, die das Material für eine Glasformungsmatrize besitzen soll, können beispielsweise angeführt werden:
  • a) ideale Beständigkeit gegenüber Oxidation bei hohen Temperaturen und gegenüber chemischen Reaktionen bei hohen Temperaturen und ausgezeichnete Haltbarkeit,
  • b) ideale Beständigkeit gegenüber Glasreaktionen und Festfressen und ausgezeichnetes Formtrennvermögen,
  • c) begrenzte Empfänglichkeit gegenüber Beschädigungen, wie Kratzer auf der Matrizenoberfläche, hohe Festigkeit und hohe Steifigkeit bei hohen Temperaturen, Fähigkeit zu hochpräzisem Formen,
  • d) Beständigkeit gegen Bruch durch Wärmeschock, und
  • e) hohe Wärmeleitfähigkeit, die ausreicht, um eine rasche Absorption von Wärme aus dem Glas zu ermöglichen, die Preßzeit zu verkürzen und folglich die Produktivität des Formungsbetriebs zu erhöhen.
  • Die Materialien, die für die herkömmlichen Glasformungsmatrizen verwendet wurden, schließen beispielsweise metallische Materialien, wie nichtrostenden Stahl, verschiedene Stähle aus einer hochschmelzenden Legierung und Gußeisen, Metallkeramid bzw. Cermete, wie Aufschweiß-Hartlegierung, die mit Nickel gebundenes Wolframcarbid umfassen, und Keramiken, wie SiC und Si&sub3;N&sub4;, ein.
  • Keines der bislang bei den herkömmlichen Glasformungsmatrizen eingesetzten Materialien hat alle die obenstehend aufgeführten Charakteristiken erfüllt. Solche metallischen Materialien, wie nichtrostender Stahl, verschiedene Stähle aus einer hochschmelzenden Legierung und Gußeisen beispielsweise, weisen eine mangelhafte Beständigkeit gegenüber Oxidation bei Temperaturen von mehr als 600ºC auf. Da diese eine Oberflächenkorrosion bei Temperaturen von mehr als 600ºC erleiden, muß das Formen mit einer Matrize aus einem solchen metallischen Material unter Spülung mit N&sub2;-Gas durchgeführt werden. Die Matrizen dieser metallischen Materialien haben daher das Problem einer unzureichenden Produktivität und Beständigkeit. Um den Mangel an Beständigkeit gegenüber Oxidation auszugleichen, ist eine Matrize aus einem solchen metallischen Material, die mit Platin beschichtet war, ausprobiert worden, nur um den Nachteil zu widerlegen, daß diese nicht für das Hochtemperatur-Formen verwendet werden kann, weil sie eine schlechte Beständigkeit gegenüber Glasreaktionen bietet und einem Festfressen bei Temperaturen von mehr als etwa 550ºC unterliegt.
  • Die Aufschweiß-Hartlegierung, die mit Ni gebundenes Wolframcarbid (WC) umfaßt, hat den Nachteil, daß die höchste Betriebstemperatur 600ºC beträgt aufgrund der Beständigkeit gegenüber Oxidation. Die Keramiken, wie SiC und Si&sub3;N&sub4;, weisen eine ideale Beständigkeit gegenüber Oxidation auf und haben dennoch den Nachteil, daß sie eine unzureichende Wärmeleitfahigkeit besitzen und daher leicht thermische Spannung erzeugen und als Folge eine geringere Beständigkeit gegenüber Wärmeschock aufweisen, womit sie leicht zerbrechen. Daher muß das Formen mit einer Matrize aus einer derartigen keramischen Substanz viel Zeit in Anspruch nehmen, die ausreicht, um das Auftreten eines Temperaturgefälles in der Form auszuschließen. Die Matrizen von Keramiken haben weiterhin das Problem, daß sie die Produktivität nicht verbessern können, weil sie ein geringes Absorptionsvermögen für Wärme aus dem Glas nach dem Formen besitzen und eine lange Zeit dafür Anspruch nehmen, daß sich das geformte Glas vollständig verfestigt.
  • Daher werden die Materialien, die bei den herkömmlichen Matrizen verwendet wurden, nie die Charakteristiken erfüllen, die für die Glasformungsmatrizen vorausgesetzt werden.
  • Die JP-A-63-50 335 beschreibt eine Form zum Formen von optischen Glaselementen, wobei eine Schicht aus Metallborid (ZrB&sub2;, NbB oder TiB&sub2;) auf der mechanisch bearbeiteten Oberfläche eines Basismaterials aus einer gesinterten Hartlegierung, die im wesentlichen aus WC besteht, gebildet wird.
  • Die JP-A-61-146 724 beschreibt eine Form zum Preßformen eines optischen Glaselements, bei welcher die Formungsoberflächen eines Formunterteils zum Preßformen eines optischen Elements mit einem dünnen Film überzogen sind, bei welchem eine Borverbindung (z.B. TiB&sub2; oder ZrB&sub2;) in eine Edelmetallegierung dispergiert ist.
  • Die JP-A-63-15 1 629 beschreibt eine Form zum Formen eines optischen Elements, bei welchem eine Dünnfilmschicht aus Hafniumborid auf der Formungsseite eines aus einer Carbidlegierung bestehenden Formungsgrundmaterials gebildet wird.
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Ein Ziel der Erfindung ist es daher, die Probleme zu lösen, die Materialien für die herkömmlichen Glasformungsmatrizen wie obenstehend beschrieben mit sich bringen, und eine Form zum Formen emes Glaselements bereitzustellen, welche solche Charakteristiken wie obenstehend aufgeführt erfüllt, die eine Glasformungsmatrize besitzen muß, und welche sich für das Formen einer beliebigen aus einer großen Vielzahl von Glasarten eignet.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Form zum Formen eines Glaselements bereitgestellt, welche eine obere und eine untere Matrize umfaßt, die eine ein Metallborid umfassende, obere und untere Preßoberfiäche vorsieht, welche dadurch gekennzeichnet ist, daß die Preßoberflächen aus einer Verbundkeramik vom Bortyp gebildet sind, die mindestens eine MIB-Keramikphase, worin MI für mindestens einen Vertreter steht, der aus der Ni, Cr, V, Nb, Ta, Mo, W und Mn umfassenden Gruppe gewahlt ist, mit einem MI/B-Atomverhaltnis von 1/1 und mindestens eine IV-Gruppe-diborid-Keramikphase, gewahlt aus der TiB&sub2;, ZrB&sub2; und HfB&sub2; umfassenden Gruppe, und/oder (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase umfaßt, wobei die Körper der Matrizen aus einem nichtrostenden Stahl oder einer Verbundkeramik vom Bortyp, vorzugsweise der gleichen, wie der, welche die Preßobertlächen bildet, hergestellt sind.
  • Bei einer Ausführungsform der Erfindung umfaßt die Verbundkeramik vom Bortyp mindestens eine IV-Gruppe-diborid-Keramikphase, die aus der TiB&sub2;, ZrB&sub2; und HfB&sub2; umfassenden Gruppe gewahlt ist, und enthält die MIB-Keramikphase in einem Anteil im Bereich von 3 bis 50 Vol.-%. Bei der obenstehend erwahnten Verbundkeramik vom Bortyp ist die MIB-Keramikphase wünschenswerterweise eine NiB-Keramikphase mit einem NiB-Atomverhältnis von 1/1. Bei einer weiteren Ausführungsform der Erfindung ist die obenstehend erwahnte MIB- Keramikphase eine (Ni, MII)B-Keramikphase, bei welcher MII für mindestens einen Vertreter steht, gewahlt aus der V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Mn umfassenden Gruppe, mit einem (Ni + MII)/B-Atomverhältnis von 1/1, oder sie darf mindestens zwei Keramikphasen, die aus einer CrB-Keramikphase mit einem Cr/B-Atomverhältnis von 1/1, einer (Ni, Cr)B-Keramikphase mit einem (Ni + Cr)/B-Atomverhältnis von 1/1 und einer (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase gewählt sind, umfassen.
  • Bei noch einer weiteren Ausführungsform der Erfindung umfaßt die Verbundkeramik vom Bortyp eine CrB-Keramikphase mit einem Cr/B-Atomverhältnis von 1/1, eine (Ni, Cr)B- Keramikphase mit einem (Ni + Cr)/B-Atomverhältnis von 1/1, und eine (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;- Keramikphase und enthält die (Ni, Cr)B-Keramikphase in einem Anteil im Bereich von 10 bis 80 Vol-%).
  • Bei noch einer anderen Ausführungsform der Erfindung enthält die Verbundkeramik vom Bortyp mindestens zwei Keramikphasen, die aus einer CrB-Keramikphase mit einem Cr/B- Atomverhältnis von 1/1, einer (Ni, Cr)B-Keramikphase mit einem (Ni + Cr)/B-Atomverhältnis von 1/1 und einer (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase in einem Gesamtanteil im Bereich von 3 bis 50 Vol.-% gewählt sind, und die restliche Keramikphase umfaßt mindestens eine IV- Gruppe-diborid-Keramikphase, die aus der TiB&sub2;, ZrB&sub2; und HfB&sub2; umfassenden Gruppe ausgewahlt ist.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform der Erfindung umfaßt die Verbundkeramik vom Bortyp eine CrB-Keramikphase mit einem Cr/B-Atomverhältnis von 1/1, eine (Ni, Cr)B-Keramikphase mit einem (Ni + Cr)/B-Atomverhältnis von 1/1, eine (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase und eine (Ni, Cr, MIII)B-Keramikphase, worin MIII für mindestens einen Vertreter steht, der aus der V, Nb, Ta, Mo, W und Mn umfassenden Gruppe gewahlt ist, mit einem (Ni + Cr + MIII)/B- Atomverhältnis von 1/1, und enthält die (Ni, Cr, MIII)B-Keramikphase in einem Anteil im Bereich von 10 bis 80 Vol.-%.
  • Die in dieser Erfindung in Betracht gezogene Form weist die nachfolgenden hervorstechenden Matrizeneigenschaften und Vorteile auf, da die Preßoberflächen der oberen und der unteren Matrize davon aus der spezifischen Verbundkeramik vom Bortyp, wie obenstehend beschrieben, gebildet sind.
  • (a) Sie zeichnet sich durch Beständigkeit gegeniiber Oxidation und gegenüber chemischen Reaktionen aus, weist eine merklich verbesserte Haltbarkeit auf, und hat eine Nutzungsdauer von mehr als dem Zehnfachen einer aus dem herkömmlichen Material hergestellten Matrize.
  • (b) Sie zeichnet sich durch Beständigkeit gegenüber Glasreaktionen und Festfressen aus und weist buchstäblich ein ideales Formtrennvermögen auf.
  • (c) Sie ermöglicht das Formen eines Glaselements im Freien bzw. unter Außenluftgegenwart bei erhöhten Temperaturen (bis 750ºC) und ermöglicht das Preßformen eines Glaselements mit hoher Präzision. Durch sie wird das bislang unerreichbare hochpräzise Formen eines hocherweichenden Glases bewerkstelligt, und gleichzeitig wird der Bearbeitungsschritt im Anschluß an den Schritt des Formens weitreichend verkürzt.
  • (d) Wegen der hohen Wärmeleitfähigkeit ermöglicht sie ein rasches Voranschreiten des Formens und weist eine erhöhte Produktivität auf. Außerdem zeichnet sie sich durch Beständigkeit gegen Bruch durch Wärmeschock (Bruchstabilität) aus.
  • Die vorgenannten und andere Ziele, Charakteristiken, Ausführungsformen und Vorteile der Erfindung werden für einen Fachmann auf dem Gebiet aus der Beschreibung ersichtlich, die hier untenstehend unter Bezugnahine auf die beigefügten Zeichnungen gegeben ist.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • Die Fig. 1 ist ein schematischer Querschnitt einer Form zum Formen eines Glaselements unter Verwendung einer Verbundkeramik vom Bortyp gemäß der Erfindung.
  • Die Fig. 2 ist ein Diagramm, welches den während der Trennung eines Formmaterials angezeigten Oberflächendruck nach dem Schritt des Preßformens in Beispiel 1 zeigt.
  • Die Fig. 3 ist ein Diagramm, welches die Größenwerte für die Wärmeleitfähigkeit verschiedener Formmaterialien zeigt.
  • Die Fig. 4 ist eine Kurve, welche die Ergebnisse eines Tests zeigt, der mit einer Verbundkeramik vom TiB&sub2;-NiB-Typ hinsichtlich der Oberflächenrauhigkeit für die Bewertung der Beständigkeit gegenüber Oxidation durchgeführt wurde.
  • Die Fig. 5 ist eine Kurve, welche die Ergebnisse eines mit einer hochschmelzenden Legierung auf Ni-Basis durchgeführten Tests hinsichtlich der Oberflächenrauhigkeit zeigt.
  • AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
  • Die Erfinder untersuchten, aufgrund der Theorie, daß verschiedene, beim Matrizenformen von optischen Glaslinsen anzutreffende Probleme größtenteils den Eigenschaften (physikalische und chemische Eigenschaften) des die Preßoberflächen der Matrize bildenden Materials zuzuschreiben sind, eine große Vielzahl von Materialien, die selbst jene einschlossen, die bisher für Wissenschaftler nicht interessant waren, und stellten fest, daß die herkömmlichen Probleme durch Verwendung einer Verbundkeramik vom Bortyp, wie sie auf der vorgenannten IV- Gruppe-diborid-Keramikphase basiert, gelöst werden.
  • Genau gesagt ist die Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß die Preßoberflächen einer Glasformungsmatrize aus einer spezifischen Verbundkeramik vom Bortyp gebildet sind. Die bei der Erfindung verwendete Verbundkeramik vom Bortyp ist dadurch gekennzeichnet, daß bei der MI/B-Keramikphase, besonders der Keramikphase von Ni/B, (Ni + MII)/B (worin MII wie obenstehend definiert ist), Cr/B, (Ni + Cr)/B oder (Ni + Cr + MIII)/B (worin MIII wie obenstehend definiert ist), das Atomverhältnis davon vollauf ausreichend auf 1/1 eingestellt wurde. Ohne Bezugnahme auf das Vorliegen oder das Fehlen der Substitution von Ni durch ein anderes Metall ermöglicht diese vollauf ausreichende Einregulierung des Atomverhältnisses der MI/B-Keramikphase auf 1/1, daß der hergestellte gesinterte Artikel eine verbesserte Strukturdichte und eine erhöhte Gleichlörmigkeit der Komponentenphasen der Zusammensetzung aufweist, sich durch seine Festigkeit, Wärmeleitfähigkeit, Steifigkeit, Bruchzähigkeit, Wärmebeständigkeit (Festigkeit bei erhöhten Temperaturen), Beständigkeit gegenüber Oxidation und Korrosionsbeständigkeit auszeichnet und eine bemerkenswert hohe Wiederholbarkeit und Zuverlässigkeit aufweist. Als Material für die Glasformungsmatrize ist daher diese Verbundkeramik vom Bortyp höchst geeignet.
  • Es werden nunmehr untenstehend unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen die Merkmale der Erfindung im Vergleich zum Stand der Technik ausführlicher beschrieben.
  • Die Fig. 1 ist ein Querschnitt einer Form zum Formen eines Glaselements unter Verwendung einer Verbundkeramik vom Bortyp, wie sie durch die vorliegende Erfindung in Betracht gezogen wird. In Fig. 1 stehen die Bezugsziffern 1 und 3 jeweils für ein oberes Segment und ein unteres Segment emer Formungsmatrize für optisches Glas aus hochschmelzendem Stahl. Die Bezugsziffern 1' und 3' stehen jeweils für obere und untere Preßoberflächenteile, die stets aus einer Verbundkeramik vom Bortyp bestehen und jeweils mechanisch oder chemisch mit dem oberen Segment 1 und dem unteren Segment 3 - etwa durch Verlöten - verbunden oder aneinandergefügt sind. Der Umfang der Formungsmatrize ist von der zylindrischen Matrize 2, die aus hochschmelzendem Stahl besteht, umgeben. Ein Glasblock (Speisertropfen) 4 wird durch Einfügen zwischen das obere und untere Segment 1' und 3' aus der Verbundkeramik vom Bortyp geformt und damit gepreßt.
  • Wenn das obere Segment 1' und das untere Segment 3' der Matrize aus dem herkömmlichen Material hergestellt werden, weisen sie eine schlechte Beständigkeit gegenüber Oxidation bei erhöhten Temperaturen auf, erleiden eine Obertlächenkorrosion und führen nicht zu einem hochpräzisen Formen. Obwohl das Pressen mit der Matrize unter Spülen mit N&sub2;-Gas durchgeführt werden kann, um diesen Nachteil auszuschließen, weist die Matrize immer noch eine unzureichende Haltbarkeit auf Als eine Gegenmaßnahme war daher die Praxis der Erzeugung eines Unterschieds zwischen der Erwärmungstemperatur TC von Glas und der Erwärmungstemperatur TD der Matrize, des Beendens der Preßarbeiten, bevor die Temperatur der Matrize die Temperatur des Festfressens erreicht, und des Entnehmens des geformten Glasartikels (wie etwa einer Linse) eine Notwendigkeit. Die Folge ist, daß die auf diese Weise geformte Linse eine Temperaturverteilung annimmt, einer Verformung infolge der resultierenden Wärmebelastung unterzogen wird und nicht die vorgeschriebene Form und die gewünschte Oberflächengenauigkeit erhalten kann. Die Praxis erfordert daher, daß reichlich Verarbeitungsmaterial zum Schleifen bereitgestellt wird und der Formartikel einer komplizierten Schleifarbeit unterzogen wird.
  • Im Gegensatz zum Stand der Technik läßt die Erfindung zu, daß die Temperatur der Matrize selbst im Freien auf den Erweichungspunkt des gerade geformten Glases angehoben wird, was im Stand der Technik als unpraktikabel vermieden wurde, und ermöglicht, daß die geformte Glaslinse eine merkliche Verbesserung in der Form und der Obertlächengenauigkeit erfährt, da die Preßoberflächen (1' und 3') der Glasformungsmatrize aus der die obenstehend genannten Charakteristiken besitzenden Verbundkeramik vom Bortyp gebildet werden. Infolge der idealen Beständigkeit der Verbundkeramik vom Bortyp gegenüber Oxidation, sind die Preßoberflächen der Matrize in der Lage, eine glatte Oberfläche bis 750ºC beizubehalten, und sind daher in der Lage, das bislang nicht praktizierbare Formen eines hocherweichenden Glases bei Temperaturen im Bereich von 700ºC bis 750ºC zu bewerkstelligen. Somit ermöglicht die Erfindung ein hochpräzises Preßformen eines hocherweichenden Glases, das ein solches Seltenerdelement wie La enthält, und eine hohe Streuung und hohe Brechung aufweist, und ermöglicht eine großzügige Senkung der Verarbeitungskosten im Anschluß an den Schritt des Preßformens. Da sich die Preßoberflächenteile der Matrize durch Beständigkeit gegenüber Oxidation auszeichnen, erhält die Matrize selbst eine verbesserte Haltbarkeit und weist eine Nutzungsdauer von mehr als dem Zehnfachen der Nutzungsdauer der herkömmlichen Matrize auf, wenn der Vergleich bei der Matrizentemperatur des Stands der Technik erfolgt.
  • Was die Probleme infolge der niedrigen Wärmeleitfähigkeit angeht, welchen Matrizen, die die herkömmlichen Keramiksubstanzen, wie SiC und Si&sub3;N&sub4;, verwenden, ausgesetzt sind, ist die Matrize gemäß der Erfindung im wesentlichen völlig frei von diesen Problemen, da die Verbundkerarnik vom Bortyp eine Wärmeleitfähigkeit, welche derjenigen eines metallischen Materials nahekommt, aufweist.
  • Der gesinterte Artikel aus einer Verbundkeramik vom Bortyp, welcher bei der vorliegenden Erfindung verwendet wird, ist im wesentlichen als ein gesinterter Artikel aus einer Verbundkeramik vom Bortyp definiert, welcher in der Grundzusammensetzung hiervon einen gesinterten Artikel aus einer Mischkeramikphase aufweist, bestehend aus mindestens einem IV- Gruppe-dibond, das aus TiB&sub2;, ZrB&sub2; und HfB&sub2; gewählt ist, und einer MIB-(vorzugsweise NiB-)Phase mit einem MI/B-(vorzugsweise Ni/B)-Atomverhältnis, das auf 1/1 eingestellt ist, und einen gesinterten Artikel aus einer Mischkeramikphase, bestehend aus einer CrB-Phase mit einem auf 1/1 eingestellten Cr/B-Atomverhältnis, einer (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Phase und einer (Ni, Cr)B- Phase mit einem (Ni + Cr)/B-Atomverhältnis, das auf 1/1 eingestellt ist, und bei der weiterhin in diese gesinterten Artikel eine NiMIIB-Keramikphase mit einem (Ni + MII)/B- Atomverhältnis, das auf 1/1 eingestellt ist, in einer Weise eingebracht ist, daß die relevanten Verbindungen stöchiometrisch in geeigneter Weise kombiniert sind.
  • Die bei der Erfindung eingesetzte IV-Gruppe-diborid-Keramik hat wünschenswerterweise eine hohe Reinheit und einen kleinen Teilchendurchmesser, so daß die Atomverhältnisse von Ni/B-, Cr/B- und (Ni + MII)/B-Phasen, die zusammen den Rest des gesinterten Artikels bilden, vollauf ausreichend jeweils auf 1/1 eingestellt werden können und der hergestellte gesinterte Artikel bezüglich der Dichte, Zähigkeit etc. verbessert werden kann.
  • Da die CrB-Keramikphase mit einem Cr/B-Atomverhältnis von 1/1 und die (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Phase nur in der Form eines gesinterten Artikels vorliegen müssen, können die für diese Phasen verwendeten Ausgangsmaterialien in einer beliebigen Form vorliegen.
  • Die Mischung aus Rohmaterialien wird durch gleichmäßiges Mischen von zwei oder mehr Arten der Rohmaterialien, die im allgemeinen in feinzerteilter Form erhältlich sind, hergestellt.
  • Der bei der Erfindung verwendete gesinterte Artikel wird durch Sintern der Mischung bei einer Temperatur von mehr als 1600ºC hergestellt. Obgleich verschiedene Verfahren (unter Vakuum, in einer Inertatmosphäre oder in einer reduzierenden Atmosphäre durchgeführte Sinterverfahren) für den Zweck dieses Sinterns verfügbar sind, erweist sich das Sintern eines Feststoffartikels unter Anwendung des Drucks besonders wünschenswert in punkto Stabilität und Reproduzierbarkeit der Phasenzusammensetzung.
  • Was die Anteile der Komponentenphasen in dem bei der vorliegenden Erfindung eingesetzten gesinterten Artikel angeht, so besitzt der gesinterte Artikel einer Verbundkeramik vom TiB&sub2;- NiB-Typ beispielsweise eine NiB-Phase mit einem Ni/B-Atomverhältnis von 1/1, kombiniert in einem Anteil im Bereich von 3 bis 50 Vol.-% mit einem IV-Gruppe-diborid.
  • Es wird nunmehr untenstehend der gesinterte Artikel aus einer Verbundkeramik spezifisch bezüglich einer Verbundkeramik vom TiB&sub2;-NiB-Typ beschrieben. Wenn bei dem gesinterten Verbundartikel TiB&sub2;-Teilchen gleichmäßig in einer NiB-Keramikphase mit einem Ni/B- Atomverhältnis von 1/1 verteilt sind, erhält der hergestellte gesinterte Artikel eine Wärmeleitfähigkeit, Festigkeit etc. mit äußerst hoher Wiederholbarkeit von der NiB-Seite bis zur TiB&sub2;-Seite, in Abhängigkeit von dem Volumenverhältnis der zwei Rohmaterialien. Besonders auf der TiB&sub2;-Seite wird das statistische und unvermeidbare Auftreten einer Ni&sub4;B&sub3;-Phase und einer Ni&sub3;B-Phase eingedämmt, und die Charakteristiken des gesinterten Artikels, wie Wärmeleitfähigkeit, Festigkeit etc., weisen eine verbesserte Zuverlässigkeit auf. Für das Verdichten des gesinterten Artikels aus der Verbundkeramik darf der Anteil der NiB-Phase in der Verbundkeramik nicht weniger als 3 Vol.-% betragen. Wenn der Anteil der NiB-Phase weniger als 3 Vol.-% beträgt, können die TiB&sub2;-Teilchen nicht mehr vollständig mit der NiB- Phase kombiniert werden, und die Zahl der erkennbaren Stellen des gegenseitigen Kontakts zwischen den benachbarten TiB&sub2;-Teilchen wird erhöht. Im allgemeinen sammeln sich bei diesen Stellen des gegenseitigen TiB&sub2;-TiB&sub2;-Kontakts leicht Poren, und diese führen das Auftreten zahlreicher Poren an den Stellen des gegenseitigen Kontakts herbei. Wenn die Sintertemperatur zum Zwecke der Abmilderung des Auftretens dieser Poren erhöht wird, kommt es zu einem abnormalen Wachstum von TiB&sub2;-Teilchen insbesondere an den TiB&sub2;-TiB&sub2;-Kontaktstellen. Die Mängel und das Fehlen an Gleichmäßigkeit bei der Mikrostruktur, wie obenstehend erwähnt, beeinträchtigen ernsthaft die Zuverlässigkeit des gesinterten Artikels in Bezug auf Festigkeit, Wärmeleitfähigkeit etc. Eine Erhöhung des Anteils der NiB-Phase ist für die Verdichtung des erläuterten gesinterten Artikels erwünscht. Wenn der Anteil der NiB-Phase jedoch 50 Vol.-% überschreitet, ist die Auswirkung des Einbindens der TiB&sub2;-Phase in die Verbundkeramik auf solche Charakteristiken, wie Steifigkeit und Wärmeleitfähigkeit des gesinterten Artikels auffallend beeinträchtigt. Es ist daher notwendig, die Obergrenze für den Anteil der NiB-Phase auf 50 Vol.-% festzulegen.
  • AUSFÜHRLICIIE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFUHRUNGSFORMEN
  • Die vorliegende Erfindung wird nunmehr untenstehend spezifisch unter Bezugnahme auf Arbeitsbeispiele beschrieben. Diese Arbeitsbeispiele sind rein zum Zwecke der Erläuterung aufgeführt und sollten nicht als eine Einschränkung der Erfindung ausgelegt werden.
  • Beispiel 1
  • Eine Verbundkeramik vom Bortyp wurde durch Mischen von TIB&sub2;-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 µm und NiB-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 5 µm in einem Volumenverhältnis von 3 : 2 in einer Kugelmühle hergestellt. Ein gesinterter Artikel aus einer Verbundkeramik vom Bortyp mit 15 mm Durchmesser und 3 mm Höhe wurde durch Kaltformen der Verbundkeramik vom Bortyp und anschließendes Erhitzen in einer Hochdruck-Sintervorrichtung vom Band-Typ unter 10,3 x 10&sup8; Pa (10.000 Atmosphären) bei 1700ºC während 10 Minuten erhalten.
  • Die Oberfläche dieses gesinterten Keramikartikels wurde mit einem Diamantschleifstein geschliffen und durch Feinschleifen nach- bzw. endbearbeitet. Der gesinterte Artikel mit der endbearbeiteten Oberfläche wurde bei einer vorgeschriebenen Temperatur 1 Stunde lang stehen gelassen, um die Beständigkeit der Oberfläche gegenüber Oxidation zu bewerten. Während des Tests verblieb die glatte feingeschliffene Oberfläche intakt und zeigte kein Anzeichen einer Verschlechterung der Oberfläche durch Oxidation bis 750ºC. Die Ergebnisse des Tests der Beständigkeit gegenüber Oxidation durch Bestimmung der Oberflächenrauhigkeit sind in Fig. 4 aufgeführt. Zum Vergleich wurde der gleiche Test mit einer hochschmelzenden Legierung auf Ni-Basis durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Fig. 5 aufgeführt.
  • Eine Matrize, hergestellt aus der zuvor erwähnten Keramik, wurde für das Preßformen eines hocherweichenden Glases BK7 (SiO2-B&sub2;O&sub3;-R&sub2;O-Typ, wobei R beispielsweise für ein Alkalimetall, wie Na oder K, steht) bei erhöhten Temperaturen in Betrieb genommen. Danach wurde die Matrize bezüglich der Trennbarkeit des geformten Glasartikels aus der Matrize bewertet. Die Ergebnisse sind in Fig. 2 aufgeführt. Zum Vergleich wurde dieser Test mit einer Matrize aus einer hochschmelzenden Legierung auf Ni-Basis durchgeführt. Die Ergebnisse sind ebenfalls in demselben Diagramm aufgeführt.
  • Der Test für das Formtrennvermögen wurde durchgeführt durch Abzwicken einer Borsilikatglas-(BK7-)Probe mit einem Durchmesser von 7 mm und einer Höhe von 3 mm zwischen dem oberen und unteren Segment der aus den obenstehend erwähnten Materialien hergestellten Matrize, Pressen der Probe in den vertikal entgegengesetzten Richtungen unter den Bedingungen von 1,02 MPa (104 g/mm²) Druck der Preßoberflächen und 684ºC Preßtemperatur sowohl bei dem Glas als auch der Matrize, Abtrennen der geformten Glasprobe aus dem oberen und unteren Segment der Matrize und Ermitteln des Druck, der für die erste Abtrennung auf den Ablösungsobertlächen erforderlich ist. Die Formtrennung wurde in bezug auf die Höhe dieses Drucks bewertet.
  • Es geht klar aus den in Fig. 2 aufgeführten Ergebnissen hervor, daß, während keine Trennung selbst unter einem Oberflächendruck von 1,47 MPa (150 g/mm²) bei der Matrize unter Verwendung einer hochschmelzenden Legierung auf Ni-Basis erzielt wurde, eine hochzufliedenstellende Trennung unter einem Druck von 0,166 MPa (17 g/mm²) bei der Matrize unter Verwendung der vorerwähnten Verbundkeramik vom Bortyp (TiB&sub2; - 40 % NiB) erzielt wurde. Das geformte Glas, das folglich mit letzterer Matrize erhalten wurde, zeigte eine zufriedenstellende Oberflächenqualität.
  • Danach wurde die vorerwähnte Verbundkeramik vom TiB&sub2;-NiB-Typ auf Veränderungen der Wärmeleitfähigkeit bei Temperaturen von Raumtemperatur bis 1000ºC getestet. Die Ergebnisse sind in Fig. 3 gezeigt. Dieser Test wurde auch mit einer einfachen TiB&sub2;-Keramik durchgeführt. Die Ergebnisse sind in demselben Diagramm aufgeführt. Es geht aus den Ergebnissen klar hervor, daß die Wärmeleitfähigkeit der Verbundkeramik vom TiB&sub2;-NiB-Typ zwischen 40ºC und 85 (W/m k) in Abhängigkeit von dem TiB-Gehalt variierte. Die Wärmeleitfähigkeit ist wünschenswerter als diejenige der herkömmlichen Keramikmaterialien, wie SiC und Si&sub3;N&sub4;.
  • Es werden nun untenstehend Arbeitsbeispiele zur Herstellung verschiedener Verbundkeramiken vom Bortyp, die vorteilhafterweise bei der Erfindung verwendbar sind, beschrieben.
  • Herstellungsbeispiel 1
  • Ein gesinterter Artikel wurde durch Kombinieren von ZrB&sub2;-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 3 µm und NiB-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 5 µm in einem Volumenverhältnis von 4:1, durch Behandeln der resultierenden Mischung in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 und durch Erhitzen der verarbeiteten Mischung durch Verwendung einer Hochdruck- Sintervorrichtung vom Band-Typ unter 10,3 x 10&sup8; Pa (10.000 Atmosphären) bei 1800ºC während 10 Minuten erhalten. Die Charakteristiken des hergestellten gesinterten Artikels waren nicht weniger als 98 % relative Dichte, 16 170 MPa (1650 kg/mm²) Mikrohärte, 55 W/m k Wärmeleitfähigkeit und 900 MPa Biegefestigkeit. Durch Röntgenstrahlbeugung wurde bei diesem gesinterten Artikel eine Zusammensetzung aus einer ZrB&sub2;-NiB-Zweiphasen-Verbundkeramik festgestellt.
  • Herstellungsbeispiel 2
  • Ein Sintertest wude durch Wiederholen des Verfahrens aus dem Herstellungsbeispiel 1 durchgeführt, mit der Ausnahme, daß HfB&sub2;-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 µm an Stelle von 70 Vol.-% des ZrB&sub2;-Pulvers verwendet wurde. Die relative Dichte des gesinterten Artikels war mit der in dem Herstellungsbeispiel 1 erhaltenen Verbundkeramik vom Bortyp identisch, und dessen Wärmeleitfähigkeit wurde in 45 W/ m k geändert. Der gesinterte Artikel bestand aus einer HfB&sub2;Phase, einer ZrB&sub2;-Phase (die teilweise eine gemeinsame Feststoff-Lösungs-Phase enthält) und einer NIB-Phase. Durch den Sintertest, der insgesamt in 10 Durchläufen erfolgte, wurde eine Verteilung der Wärmeleitfähigkeitscharakteristik unter den Proben innerhalb eines Bereichs von + 10 % festgestellt.
  • Herstellungsbeispiel 3
  • Ein Rohmaterial zum Sintern wurde hergestellt durch Mischen von 60 Vol.-% CrB-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 µm, wobei der Rest an Ni-Pulver einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 µm und derjenige an Borpulver einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 0,5 µm aufweist (in einem Atomverhältnis von 1/1 zugegeben). Ein gesinterter Artikel wurde durch CIP-Formen des erhaltenen Mischpulvers in der Form einer Scheibe von 30 mm Durchmesser und 5 mm Höhe und durch Erhitzen der Scheibe durch Verwendung einer Hochdruck-Sintervorrichtung vom Band-Typ unter 10,3 x 10&sup8; Pa (10.000 Atmosphären) bei 1600ºC während 5 Minuten erhalten. Durch die Pulver- Röntgenstrahlbeugung wurde festgestellt, daß der gesinterte Artikel aus einer CrB-Phase, einer (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Phase und einer (Ni, Cr)B-Phase bestand. Nach einer Analyse mittels EPMA wurde ein Ni/Cr-Atomverhältnis in der (Ni, Cr)B-Phase von 9/1 und ein Volumenanteil der (Ni, Cr)B-Phase von 25 Vol.-% ermittelt.
  • Ein gesinterter Artikel, der eine (Ni, Cr)B-Phase mit einem (Ni + Cr)B-Atomverhältnis von 1/1 in einem Volumenanteil von nicht mehr als 10 Vol.-% enthielt, wurde durch Variieren des Mischverhältnisses von CrB-Pulver, Ni-Pulver und B-Pulver hergestellt. Der gesinterte Artikel zeigte eine in auffälliger Weise verschlechterte Zähigkeit. Während die Bruchzähigkeit des gesinterten Artikels aus dem Beispiel 6 MNm-3/2 betrug, betrug diejenige eines gesinterten Artikels, welcher die (Ni, Cr)B-Phase in einem Volumenanteil von weniger als 10 Vol.-% enthielt, nicht mehr als 2 Mnm-3/2.
  • Ein gesinterter Artikel, der eine CrB-Phase enthält, konnte nicht erhalten werden, als dieser eine (Ni, Cr)B-Phase mit einem ungefähren Ni/Cr-Atomverhältnis von 9/1 in einem Volumenanteil von nicht weniger als 80 Vol.-% enthielt. Der hergestellte Artikel hatte eine auffallend unzureichende Zähigkeit sowie Hochtemperatur-Steifigkeit. Damit die Zähigkeit und die Steifigkeit auf einem sehr wünschenswerten Niveau gehalten werden, muß daher der Volumenanteil der (Ni, Cr)B-Phase im Bereich von 10 bis 80 Vol.-% liegen.
  • Herstellungsbeispiel 4
  • Ein Rohmaterial zum Sintern wurde durch Mischen von CrB-Pulver, Ni-Pulver und B-Pulver in dem gleichen Volumenverhältnis wie in dem Herstellungsbeispiel 3 und anschließendes Kombinieren von 20 Vol.-% der erhaltenen Mischung mit dem Rest eines TiB&sub2;-Pulvers hergestellt. Dieses Rohmaterial wurde einer Sinterbehandlung unter den gleichen Bedingungen wie in dem Herstellungsbeispiel 3 unterzogen.
  • Der gesinterte Artikel bestand aus TiB&sub2;-, CrB-, (Ni, Cr)B- und (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Phasen. Die Charakteristiken dieses gesinterten Artikels waren nicht weniger als 99 Vol.-% relative Dichte, 7 MNm-3/2 Bruchzähigkeit und eine sehr wünschenswerte Beständigkeit gegenüber Oxidation bei 800ºC im Freien.
  • Bei einem gesinterten Artikel, der eine Keramikphase aus mindestens zwei Vertretern, die aus CrB, (Ni, Cr)B und (Cr, Ni)&sub3;B&sub4; gewählt sind, in einem Volumenanteil von nicht mehr als 3 Vol.-% enthält, zeigte die Mikrostruktur des gesinterten Artikels die Bildung von Poren und ein ungleichmäßiges Teilchenwachstum aus dem gleichen Grund, wie obenstehend bezüglich der Verbundkeramik vom TiB&sub2;-NiB-Typ beschrleben, was darauf hindeutete, daß der gesinterte Artikel eine auffällig unzureichende Zuverlässigkeit bei den Sintercharakteristiken aufwies. Als der obenstehend erwähnte Volumenanteil höher als 50 Vol.-% war, verschlechterte sich die Wirkung der TiB&sub2;-Verbundkeramik auf die Charakteristiken des gesinterten Artikels, wie Steifigkeit und Wärmeleitfähigkeit, spürbar. Der Volumenanteil der aus mindestens zwei Vertretern, welche aus CrB, (Ni, Cr)B und (Cr, Ni)&sub3;B&sub4; gewählt sind, bestehenden Keramikphase muß daher auf 50 Vol.-% begrenzt werden.
  • Bei demselben Sintertest wurde ein gesinterter Artikel durch Herstellen einer Diboridkeramik aus ZrB&sub2;- und HfB&sub2;-Pulver in einem Volumenverhältnis von 1/2, wobei 70 Vol.-% der Diborid-Keramik mit 30 Vol.-% der vorgenannten Mischung aus CrB-Pulver, Ni-Pulver und B-Pulver kombiniert wurden, und durch Erhitzen der erhaltenen Mischung unter 10,3 x 10&sup8; Pa (10.000 Atmosphären) bei 1800ºC während 5 Minuten erhalten. Die Oxidationsbeständigkeitscharakteristiken des hergestellten gesinterten Artikels waren bei 800ºC im Freien etwa das Zweifache derjenigen des TiB&sub2;-Systems. (Die "Oxidationsbeständigkeitscharakteristiken" wurden hier aufgrund der Tatsache bewertet, daß die Zuwachsmenge an Oxid durch die Erhitzung bei 800ºC während 1 Stunde gering war und das Verhältnis dieses Zuwachses nach einer hinausgezogenen Fortführung der Wärmebehandlung extrem gering war.)
  • Herstellungsbeispiel 5
  • Ein Rohmaterial zum Sintern wurde durch Kombination von 5 Vol.-% NbB mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 µm und 3 Vol.-% MoB mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 0,5 µm mit dem Mischpulver vom ZrB&sub2;-NiB-Typ, wie im Herstellungsbeispiel 1 angegeben, hergestellt. Für diesen Sintertest wurde ein heißes hydrostatisches (HIP-)Gerät verwendet. Ein gesinterter Artikel wurde durch CIP-Formen des Mischpulvers in die Form einer Scheibe mit einem Durchmesser von 30 mm und einer Höhe von 5 mm, hermetisches Versiegeln der Scheibe in einer Ta-Kapsel nach einer thermischen Entlüftung und Erhitzen der in der Kapsel eingeschlossenen Scheibe durch Verwendung des HIP-Gerätes unter 2,06 x 10&sup8; Pa (2000 Atmosphären) bei 1800ºC während 30 Minuten hergestellt.
  • Der hergestellte gesinterte Artikel hatte, wie man feststellte, eine relative Dichte von nicht weniger als 98 % und eine Mikrohärte mit etwa 20 % über deijenigen des gesinterten Artikels [19 600 MPa (2000 kg/mm²)], der in dem Herstellungsbeispiel 1 hergestellt wurde. Die Biegefestigkeit wurde auf 1200 MPa erhöht. Durch Röntgenstrahlbeugung wurde festgestellt, daß dieser gesinterte Artikel eine ZrB&sub2;-(Ni, Nb, Mo)B-Zweiphasen-Verbundkeramik war.
  • Die Wirkung der Hinzugabe von Boriden vom Nb- und Mo-Typ zu dem ZrB&sub2;-NiB-Zweiphasen-Verbundsystem beruht auf der Verbesserung der Steifigkeit und der Festigkeit, der Verbesserung der Wiederholbarkeit dieser Eigenschaften und darauf, daß die Einstellung des Wärmeausdehnungskoeffizienten des gesinterten Artikels ermöglicht wird. Der durchschnittliche Wärmeausdehnungskoeffizient des ZrB&sub2;-NiB-Systems bei einer Temperatur zwischen normaler Raumtemperatur und 800ºC beträgt 7,5 x 10&supmin;&sup6;/ ºC. Die Zugabe von Boriden vom Nb- und Mo-Typ verringert diesen Wert auf 6,8 x 10&supmin;&sup6;/ ºC.
  • Bei der obenstehend erwähnten Verbundkeramik ist, wenn der Volumenanteil der (Ni, MII)B- Phase (worin MII für V, Nb, Ta, Cr, Mo, W oder Mn steht) nicht mehr als 3 Vol.-% oder nicht weniger als 50 Vol -% beträgt, wie in der Beschreibung von Beispiel 1 angegeben, die Zuverlässigkeit der Biegefestigkeit ist merklich verschlechtert und die Verbundwirkung der ZrB&sub2;-Keramik auf die Steifigkeit, Wärmeleitfähigkeit etc. des gesinterten Artikels wird beeinträchtigt. Daher muß der Volumenanteil der (Ni, MII)B-Phase auf einen Bereich von 3 bis 50 Vol.-% begrenzt werden.
  • Als ein weiteres Beispiel für das zuvor erwähnte Verbundsystem wurde ein gesinterter Artikel durch Herstellen eines Mischpulvers vom TiB&sub2;-HfB&sub2;-NiB-Typ (das NiB in einem Volumenanteil von 20 Vol.-% enthält) mit einem TiB&sub2;/HfB&sub2;-Volumenverhältnis von 1/2 und Kombinieren dieses Mischpulvers mit 5 Vol.-% WB mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 0,5 µm, wobei 10 Vol.-% CrB einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 µm haben und 2 Vol.-% MnB einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 µm haben, und durch Behandeln der erhaltenen Mischung unter den gleichen Bedingungen wie in dem Herstellungsbeispiel 5 hergestellt.
  • Man stellte fest, daß der auf diese Weise erhaltene gesinterte Artikel einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten von 6,3 x 10&supmin;&sup6;/ ºC und eine Hochtemperatur-Steifigkeit von 8,820 MPa (900 kg/mm²) bei 900ºC neben einer hochzufliedenstellenden Beständigkeit gegenüber Oxidation aufwies.
  • In dem Herstellungsbeispiel 5 wurde eine ZrB&sub2;-(Ni, Nb, Mos)B-Zweiphasen-Verbundkeramik erhalten. Diese Verbundkeramik ließ den Einschluß einer sehr geringen Menge an NbB und MoB zu. Diese Verunreinigungen hatten keine nachteilige Auswirkung auf die Charakteristiken des gesinterten Artikels.
  • Herstellungsbeispiel 6
  • Ein Rohmaterial zum Sintern wurde hergestellt durch gleichmäßiges Vermischen von Ta- Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 µm, W-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 0,5 µm und einem Borpulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 0,5 µm in Mengenverhältnissen hergestellt, die berechnet wurden, um TaB und WB in stöchiometrischen Mengen von 3 Vol.-% und 10 Vol.- % hinzuzugeben, mit dem Rohmaterial zum Sintern, wie im Herstellungsbeispiel 3 angegeben,. Ein gesinterter Artikel wurde durch CIP-Formen des erhaltenen Mischpulvers in der Form einer Scheibe mit 30 mm Durchmesser und 5 mm Höhe und durch Erhitzen der Scheibe durch die Verwendung einer Hochdruck-Sintervorrichtung vom Band-Typ unter 10,3 x 10&sup8; Pa (10.000 Atmosphären) bei 1600ºC während 10 Minuten hergestellt. Durch Pulver- Röntgenstrahlenbeugung und die EPMA-Analyse des gesinterten Artikels wurde festgestellt, daß der hergestellte gesinterte Artikel 50 Vol.-% einer (Ni, Cr, Ta, W)B-Phase mit einem (Ni + Cr + Ta + W)/B-Atomverhältnis von 1/1 zusätzlich zu der CrB-Phase, (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Phase und der (Ni, Cr)B-Phase enthielt. Was die Charakteristiken des gesinterten Artikels angeht, betrug die Bruchzähigkeit 6 MNm-3/2, der gleiche Wert wie deijenige des gesinterten Artikels aus dem Herstellungsbeispiel 3, zeigte die Mikrohärte eine erkennbare Erhöhung [von 11 760 auf 15 680 MPa (1200 kg/mm² auf 1600 kg/mm²)], und war die Wärmebeständigkeit verbessert ebenso wie die Beständigkeit gegenüber Oxidation. Wie bereits in dem Herstellungsbeispiel 3 gezeigt, kam es zu einer auffälligen Abnahme der Bruchzähigkeit, als der Volumenanteil der (Ni, Cr, M)B-Phase (worin M für Ta oder W steht) nicht mehr als 10 Vol.-% betrug und die CrB-Phase nicht mehr existierte, als der Volumenanteil 80 Vol.-% überschritt. Damit der gesinterte Artikel eine zufriedenstellende Bruchzähigkeit, Beständigkeit gegenüber Oxidation und Wärmebeständigkeit erhält, muß daher der Volumenanteil der (Ni, Cr, MIII)B-Phase (worin MIII für V, Nb, Ta, Mo, W oder Mn steht) in einen Bereich von 10 bis 80 Vol.-% fallen.
  • Herstellungsbeispiel 7
  • Ein Rohmaterial zum Sintern wurde durch gleichmäßiges Mischen von V-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 µm, Mo-Pulver mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 1 µm und Borpulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 0,5 µm in Anteilen hergestellt, die berechnet wurden, um VB und MoB in stöchiometrischen Mengen von 5 Vol.-% und 5 Vol.-% zuzugeben, mit dem Rohmaterial aus TiB&sub2;-CrB-Ni-B zum Sintern, wie in dem Herstellungsbeispiel 4 angegeben. Ein gesinterter Artikel wurde durch CIP-Formen des erhaltenen Pulvers in der Form einer Scheibe mit 30 mm Durchmesser und 5 mm Höhe und Erhitzen der Scheibe durch die Verwendung einer Hochdruck-Sintervorrichtung vom Band-Typ unter 10,3 x 10&sup8; Pa (10.000 Atmosphären) bei 1700ºC während 5 Minuten erhalten. Der auf diese Weise erhaltene gesinterte Artikel zeigte eine relative Dichte von nicht weniger als 98 %, eine Bruchzähigkeit von 7 MNm-3/2, ein Wert, welcher demjenigen des in dem Herstellungsbeispiel 4 angegebenen Artikels entspricht, eine Erhöhung der Mikrohärte von etwa 10 %, eine geringe Abnahme der Mikrohärte bei einer erhöhten Temperatur von 800ºC im Vergleich zu dem gesinterten Artikel aus dem Herstellungsbeispiel 4 und eine Verbesserung der Wärmebeständigkeit sowie der Beständigkeit gegenüber Oxidation. Als metallisches Element M wurden auch die Kombination von Nb und Mn und die Kombination von Ta und W getestet. Die Ergebnisse zeigen, daß die Kombination von Ta und W die beste Wärmebeständigkeit zeigte. Die Auswirkung des Volumenanteils der (Ni, Cr, MIII)B-Phase (worin MIII für V, Nb, TA, Mo, W oder Mn steht) auf die Charakteristiken des gesinterten Artikels entsprach deijenigen der gesinterten Artikel in den Herstellungsbeispielen 1, 2, 4 und 5. Diese Tatsache zeigt, daß das Verhältnis dieser Phase in einem Bereich von 3 bis 50 Vol.-% gehalten werden muß.

Claims (8)

1. Form zum Formen eines Glaselements (4), umfassend eine obere und eine untere Matrize (1, 3), welche eine ein Metallbond umfassende, obere und untere Preßoberfläche (1', 3') vorsehen, dadurch gekennzeichnet, daß die Preßoberflächen (1', 3') aus einer Verbundkeramik vom Bortyp gebildet sind, umfassend (A) mindestens eine MIB-Keramikphase, worin MI für mindestens einen Vertreter steht, gewählt aus der Ni, Cr, V, Nb, Ta, Mo, W und Mn umfassenden Gruppe, mit einem MI/B-Atomverhältnis von 1/1 und (B) mindestens eine IV-Gruppe-diborid-Keramikphase, gewählt aus der TiB&sub2;, ZrB&sub2; und HfB&sub2; umfassenden Gruppe und/oder (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase, wobei die Körper der Matrizen (1, 3) aus einem nichtrostenden Stahl oder einer Verbundkeramik vom Bortyp, vorzugsweise der gleichen, wie der, welche die Preßoberflächen (1', 3') bildet, hergestellt sind.
2. Form nach Anspruch 1, wobei die Verbundkeramik vom Bortyp mindestens eine IV-Gruppe-diborid-Keramikphase, gewählt aus der TiB&sub2;, ZrB&sub2; und HfB&sub2; umfassenden Gruppe, umfaßt und die MIB-Keramikphase in einem Anteil im Bereich von 3 bis 50 Vol -% enthält.
3. Form nach Anspruch 2, wobei die MIB-Keramikphase eine NiB-Keramikphase mit einem Ni/B-Atomverhältnis von 1/1 ist.
4. Form nach Anspruch 2, wobei die MIB-Keramikphase eine (Ni, MII)B-Kermikphase ist, worin MII für mindestens einen Vertreter steht, gewählt aus der V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Mn umfassenden Gruppe, mit einem (Ni+ MII)/B-Atomverhältnis von 1/1.
5. Form nach Anspruch 2, wobei die MIB-Keramikphase mindestens zwei Keramikphasen umfaßt, gewählt aus einer CrD-Keramikphase mit einem Cr/B- Atomverhältnis von 1/1, einer (Ni, Cr)B-Keramikphase mit einem (Ni+Cr)/Br- Atomverhältnis von 1/1 und einer (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase.
6. Form nach Anspruch 1, wobei die Verbundkeramik vom Bortyp eine CrB- Keramikphase mit einem Cr/B-Atomverhältnis von 1/1, eine (Ni, Cr)B-Keramikphase mit einem (Ni+Cr)/B-Atomverhältnis von 1/1 und eine (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase umfaßt und die (Ni, Cr)B-Keramikphase in einem Anteil im Bereich von bis 80 Vol-% enthält.
7. Form nach Anspruch 1, wobei die Verbundkeramik vom Bortyp mindestens zwei Keramikphasen enthält, gewählt aus einer CrB-Keramikphase mit einem Cr/B-Atomverhältnis von 1/1, einer (Ni, Cr)B-Keramikphase mit einem (Ni+Cr)/B-Atomverhältnis von 1/1 und einer (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase, in einem Gesamtanteil im Bereich von 3 bis 50 Vol -%, wobei die restliche Keramikphase mindestens eine IV-Gruppe-diborid-Keramikphase umfaßt, welche aus der TIB&sub2;, ZrB&sub2; und HfB&sub2; umfassenden Gruppe gewählt ist.
8. Form nach Anspruch 1, wobei die Verbundkeramik vom Bortyp eine CrB- Keramikphase mit einem Cr/B-Atomverhältnis von 1/1, eine (Ni, Cr)B-Keramikphase mit einem (Ni+Cr)/Br-Atomverhältnis von 1/1, eine (Cr, Ni)&sub3;B&sub4;-Keramikphase und eine (Ni, Cr, MIII)B-Keramikphase umfaßt, worin MIII für mindestens einen Vertreter steht, gewählt aus der V, Nb, Ta, Mo, W und Mn umfassenden Gruppe mit einem (Ni+Cr+MIII)/B-Atomverhältnis von 1/1, und die (Ni, Cr, MIII)B-Keramikphase in einem Anteil im Bereich von 10 bis 80 Vol -% enthält.
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