EP0362351A1 - Verfahren zur Herstellung einer ODS-Sinterlegierung sowie Legierung herstellbar nach diesem Verfahren. - Google Patents

Verfahren zur Herstellung einer ODS-Sinterlegierung sowie Legierung herstellbar nach diesem Verfahren.

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EP0362351A1
EP0362351A1 EP89904067A EP89904067A EP0362351A1 EP 0362351 A1 EP0362351 A1 EP 0362351A1 EP 89904067 A EP89904067 A EP 89904067A EP 89904067 A EP89904067 A EP 89904067A EP 0362351 A1 EP0362351 A1 EP 0362351A1
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EP
European Patent Office
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alloy
base metal
oxide
niobium
strength
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EP89904067A
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EP0362351B1 (de
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Wolfgang Glatzle
Udo Gennari
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Metallwerk Plansee GmbH
Original Assignee
Metallwerk Plansee GmbH
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1078—Alloys containing non-metals by internal oxidation of material in solid state
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
    • C22C32/0015—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides with only single oxides as main non-metallic constituents
    • C22C32/0031—Matrix based on refractory metals, W, Mo, Nb, Hf, Ta, Zr, Ti, V or alloys thereof

Definitions

  • the invention relates to a process for producing a ductile, high-strength oxide dispersion-hardened sintered alloy from a base metal with a high melting point, possibly with small proportions of substitution mixed crystal phase, which does not have a lasting effect on the alloy properties, in which a metal oxide powder is mixed as a dispersoid to form the powder of the base metal, oxides of such metals are used, which at temperatures ⁇ 0.5 T M greater formation energies than the oxides of
  • dispersoids are understood to mean those particles which are generally built into the metallic base matrix continuously and which do not react with the base metal or dissolve at higher temperatures and are not built into the base lattice as a substitute metal. Oxides, carbides and nitrides are used in particular as dispersoids.
  • the disadvantage of dispersion hardening compared to alloy hardening by continuously or discontinuously separating a second phase in the basic phase from a common solution is that "it is hardly possible to achieve such a degree of dispersity and the increase in strength as one can in many cases it is achieved during excretion processes "(H.Böhm, Introduction to Metallurgy, University Pocket Books, Verlag, Mannheim, Zurich).
  • the dispersoids are usually introduced into the powder of the base metal by impregnating the powder with a dispersoid suspension or else by mixing powdered dispersoids.
  • Dispersoids introduced in this way can be further homogenized by "mechanical alloying".
  • the aim of mechanical alloying is to distribute the dispersoids as homogeneously as possible even within the individual metal powder grains.
  • the finely divided, homogeneous introduction of the dispersoid into the metal matrix is mentioned as a particular advantage. But even with this method, the distribution is limited by the particle size of the components.
  • dispersion-hardened alloys consist, by definition, of incorporating particles which do not react or alloy with the basic matrix as dispersoids.
  • dispersoids with a melting point that is generally well above the alloy sintering temperature are generally used in the sintered metallurgical processes for producing dispersion alloys.
  • the dispersoids are in a solid phase during the entire manufacturing process.
  • oxide dispersion alloys of metals with high melting points by melt metallurgy, in particular by melting in an arc.
  • the second phase meaning the carbides, nitrides and / or oxides contained in the base matrix (base metal) after melting, forms a solution with the base matrix.
  • the second phase should remain in solution during cold working and should only be excreted homogeneously and finely by aging annealing.
  • the achievable quality is documented by examples and in the form of strength properties compiled in tables.
  • the means of substitution mixed crystal alloying and the precipitation hardening are used together with the means of dispersion hardening to increase the mechanical properties of such alloys.
  • the strengths achieved thus result from two or three processes running side by side that increase strength and hardness.
  • the comparatively small amounts of 0, but also N and / or C in the alloy prove that there the oxide excretion plays only a comparatively minor role as a means of increasing strength.
  • the casting block is remelted six times in order to ensure that the metals and dispersoids are homogenized in a manner which is usable, but in no way good due to the process. The process is nevertheless comparatively expensive.
  • column 1, line 015 ff also expressly states "not to unnecessarily prolong the solution annealing of the sheets in order to prevent grain growth".
  • US Pat. No. 3,181,946 describes a niobium-based alloy which contains 0.25-0.5% oxygen and / or 1-3% zirconium and / or titanium, the weight ratio oxygen to titanium or zirconium being 3: 1 up to 12: 1 is enough.
  • Material hardening is achieved there by oxide dispersion hardening and, according to the examples given, to a certain extent also by interstitially dissolved oxygen and by alloying niobium with titanium and / or zirconium. It is pointed out there that higher proportions of interstitially dissolved oxygen in the niobium cause great brittleness.
  • the object of the present invention is to develop a process which is more economical than known processes for producing ODS sintered alloys with high ductility and strength properties using a base metal with a high melting point.
  • the strength values of alloys produced by known metallurgical processes, both in the deformed and in the recrystallized state, should at least be achieved without substitution mixed crystal formation and classic precipitation of a second metal or compound phase being used as a means of increasing the strength.
  • the process should be able to control the degree of dispersion hardening very precisely.
  • the ductility of the alloy should also be sufficiently large for subsequent cold forming of the material.
  • the properties of a single metallic element such as its corrosion behavior and the radiation-physical properties, should be preserved as far as possible unaffected by foreign elements and at the same time the mechanical strength of the metals compared to the high-purity phase, with or without deformation hardening, should be significantly increased.
  • Part of the total oxygen in the alloy evaporates from the surface of the sintered body in a controlled manner, preferably as an oxide of the base metal.
  • the method can only be applied to a limited number of alloys.
  • the metals with high melting points are primarily those of the V. and VI.
  • Subgroup of the periodic table suitable Due to the free negative energy of formation, only a limited number of oxides can be used for the desired dispersion hardening.
  • the following table provides an overview of oxides that can be used at least in individual cases and their free formation energy and, in comparison, the oxides of some high-melting metals with comparatively low formation energies:
  • Solution metal Solution metal oxide Approximate values of the negative and hard temperative free oxide solid metal formation energy at oxide 25oC in kilojoules per gram atom of oxygen
  • Rhenium ReO 3 189 kJ An important factor determining the choice of suitable combinations of base metal and dispersoid is the solubility of the oxygen and the oxide metal in the base metal at the respective sintering temperature and the melting temperature of the oxide metal itself. Insufficient solubility or the formation of intermetallic compounds between oxide metal and base metal exclude some combinations from metal and oxide or at least limit the achievable dispersoid content in the alloy.
  • the concentration of the oxide in the base metal essentially determines the respective temperature at which the individual processes according to the invention take place or become dominant over the others.
  • the total oxygen content in the sintered material should preferably be set so that just the stoichiometrically necessary amount remains for the formation of the oxide, which is strictly only valid for the sinterling center due to a diffusion-controlled concentration profile.
  • the oxygen content will be set lower, ie sub-stoichiometric, in order to prevent the oxide from precipitating too quickly and therefore as a rule coarse-grained when cooling after the annealing treatment - at the expense of a slight reduction in strength.
  • Excess oxygen in the sintered material leads to interstitially dissolved oxygen in addition to completely excreted oxide. An oxygen deficit results in incomplete oxide excretion. In the latter case, the oxide metal remains partially dissolved in the basic matrix and thus acts as a getter for impurities in later processing steps - but also as a mixed crystal component.
  • the sintering and annealing process can take place both by direct sintering and by means of direct sintering.
  • the sintered material is heated by direct current passage.
  • the necessary water cooling of the connections enables the sintered goods to cool down particularly quickly when the sintering process has ended.
  • the oxide dispersion alloy according to the invention In order to carry out mechanical shaping processes, in particular cold forming by forging, rolling or hammering, the oxide dispersion alloy according to the invention must have sufficient ductility in addition to high strength. It is therefore important to determine the strength properties of the alloy according to the invention by choosing the dispersoid concentration, but especially by the Controlled control of the solution annealing according to the invention so that it can be brought as close as possible to a just tolerable limit value.
  • the alloy consists of niobium or tantalum as the base metal and, in addition to small amounts of dissolved oxygen, essentially contains 0.2-1.5% by weight of oxides using one or more of the metals Ti, Zr, Hf, Ba , Sr, Ca, Y, La.
  • niobium alloy which contains 0.2-1% by weight of titanium and oxygen, whereby in addition to small amounts of interstetially dissolved oxygen, TiO 2 is present in the basic matrix as a finely divided dispersoid in the basic matrix.
  • niobium alloy contains 0.2-1.5% by weight of ZrO 2 .
  • the metal component of the decomposing oxide should evaporate out of the alloy much more easily when the alloy material is melted. It therefore has no possibility of being distributed comparatively homogeneously in the base metal.
  • oxide dispersion alloys have previously been produced by sintering, the sintering has been carried out at comparatively substantially lower temperatures than according to the present invention. This ensured that the oxide particles distributed in the compact remain as unchanged and stationary as possible at their place of introduction.
  • the feasibility of the annealing treatment according to the invention to the extent that was actually possible was surprising. According to the prevailing doctrine, there was a fear that at the annealing or sintering temperatures according to the invention, in addition to the oxides of the base metal, the dissolved oxide metals would also evaporate at high rates from the sintered body surface. Because taking into account the boundary conditions to be fulfilled for the oxide formation energies, the melting points of the oxide metals can be significantly below the annealing temperatures which are respectively desirable according to the present invention and, in preferred embodiments, are also below the annealing temperatures.
  • a major advantage of the method according to the invention is its economy. Insofar as dispersion alloys previously produced by melt metallurgy were produced using roughly comparable annealing processes, the entire production process was significantly more cost-intensive with significantly lower solidifications. B. melting and repeated re-melting of the oxides in the casting by means of arc melting.
  • the ODS sintered alloys have a comparatively high ductility and can therefore be formed much more economically to higher ultimate strengths
  • Materials manufactured according to the present invention are required in chemistry as well as in tools for the high-performance forming of special alloys, e.g. Superalloys.
  • Niobium and tantalum alloys An important field of application for niobium and tantalum alloys is implants for human medicine.
  • Niobium and tantalum alloys produced by the method according to the invention therefore considerably expand the field of application in implant medicine.
  • a promising application of alloys according to the inventive method is in pipe systems for alkali metal cooling circuits, for. B. in nuclear power plants.
  • An alloy of niobium - 0.5% by weight of TiO 2 is produced in accordance with the inventive method.
  • 3980 g of niobium powder with an average particle size of 10 ⁇ m and an oxygen content of ⁇ 1000 ppm are mixed homogeneously with 20 g of TiO 2 powder agglomerate with an average particle size of 0.25 ⁇ m for 1 hour.
  • the powder mixture is then hydrostatically pressed at 80 bar of the theoretical density at approx. 2000 bar.
  • the compact thus obtained is slowly heated in a high vacuum (better 1 ⁇ 10 -5 mbar) and finally sintered at a temperature of 2100 ° C. for 12 hours.
  • These sintering conditions are matched to the size of the samples and the diffusion and degassing processes to be achieved. This leads to decomposition and solid solution of the TiO 2 as well as diffusion of the Ti and O 2 components in the niobium.
  • a part of the oxygen, especially in the form of niobium oxide, is evaporated from the surface of the sintered body.
  • the result is a very homogeneous distribution of titanium and oxygen, in a stoichiometric ratio in the core area of the sample and in a slightly sub-stoichiometric ratio in terms of oxygen in the edge area of the sample. Furthermore, it was found that the concentration of the titanium is approximately constant over the entire cross section of the sintered body except for an edge zone in the mm range.
  • Alloys of this type can be processed further using the known hot and cold forming processes.
  • hot forming is first carried out by extrusion at 1000 ° C. with a forming ratio of 8.7: 1.
  • the alloy sample was then further processed by profile rolling and rotary hammers up to a degree of cold deformation of 72%.
  • the cold forming could easily be increased to 99.9% without intermediate annealing.
  • Table 1 shows two sets of tensile strengths at room temperature, 800 ° C, 1000 ° C and 1200 ° C, for the deformed sample and for the sample subsequently recrystallized at 1400 ° C for 1 hour. In addition to the tensile strengths, the table also contains associated elongation values.
  • the alloy has excellent ductility. This manifests itself on the one hand in the good processability and further in a very low value of approx. -50oC for the transition temperature, in a high notched impact strength of approx. 135 J / cm 2 at room temperature and in a high elongation at break of
  • An oxide dispersion-strengthened niobium-1 TiO 2 alloy was produced by the process described in Example 1. For this purpose, the TiO 2 was weighed in twice as high as in Example 1.
  • the higher TiO 2 content in the alloy caused a higher resistance to deformation, so that the samples were advantageously annealed before the individual steps of cold forming in order to achieve a more uniform structure.
  • a niobium-0.5 ZrO 2 alloy was produced according to the process steps listed in Example 1.
  • the powder compact was further processed by means of direct sintering, especially with a view to rapid cooling of the sintered material after the sintering and annealing process.
  • the sintering temperature was increased to 2300 ° C to ensure on the one hand that the components of the ZrO 2 completely dissolve, but on the other hand to set the total oxygen content of the sample somewhat lower and thus a too fast and Comparative to prevent rough re-excretion of the oxide when the sample cools after the sintering process. Measures known per se ensured rapid cooling of the sintered product.
  • the heating or aging temperature was increased by 100 ° C to 1100 ° C before the first hot forming process.
  • Table 1 shows items 1 to 7 tensile strengths and associated
  • the results according to the invention can only be compared to a limited extent with the cited literature values, because on the one hand the deformation process of the samples according to the cited prior art is not described in detail and because others on the basis of the detailed description given there, it can be assumed that in addition to the oxide dispersion precipitates, the alloy also contains significant proportions of oxide metals of the dispersion oxides in the base matrix and has an alloy effect which increases strength. From a purely qualitative point of view, however, it can be stated that, according to the prior art, it is not possible to achieve high strength values comparable with the present invention. With the information for pure niobium under item 7 it is shown that, for dispersion alloys produced according to this invention, significantly higher strengths can be achieved at least at room temperature than by means of forming and possibly recrystallizing pure niobium.
  • Tantals has to be taken into account for some process parameters.
  • the sintering temperature is 2300 ° C compared to the usual approx. 2600 ° C. This achieves an almost stoichiometric oxygen concentration corresponding to the titanium concentration introduced.
  • the lower sintering density due to the lower sintering temperature is completely sufficient for complete compression during the subsequent extrusion.
  • the aging annealing for the separation of the finest TiO 2 particles is preferably carried out at 1100 ° C.
  • Table 1 shows in item 8 the tensile strengths and elongation values obtained in turn on 8 mm test specimens in the deformed state and after recrystallization.
  • the high recrystallization temperature (1600 ° C / 1 h) leads to a clear coarsening of the TiO 2 dispersoids and thus to a weakening of the dispersion hardening compared to the cold-formed material.
  • the combination of work hardening and dispersion hardening results in particularly high strengths while maintaining sufficient ductility. For comparison, values of pure tantalum with 82% deformation are given in position 9, the production steps and process parameters corresponding to the above.

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Description

VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINER ODS-SINTERLEGIERUNG
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer duktilen, hochfesten oxiddispersionsgehärteten Sinterlegierung aus einem Grundmetall hohen Schmelzpunktes, gegebenenfalls mit kleinen, die Legierungseigenschaften jedoch nicht nachhaltig beeinflussenden Anteilen an Substitutionsmischkristallphase, bei dem zum Pulver des Grundmetalles ein Metalloxidpulver als Dispersoid gemischt wird, wobei Oxide solcher Metalle verwendet werden, welche bei Temperaturen < 0,5 TM größere Bildungsenergien als die Oxide des
Grundmetalles besitzen.
Klassische Verfahren zur Beeinflussung der Festigkeitseigenschaften von Metallen sind das Legieren über Mischkristallphasen und das mechanische Umformen. Daneben ist es bekannt, die Festigkeit von schmelzmetallurgisch oder sintermetallurgisch hergestellten Werkstoffen durch Einbau bzw. Ausscheidung von Dispersoiden zu erhöhen. Unter Dispersoiden versteht man definitionsgemäß solche in der Regel kontinuierlich in der metallischen Grundmatrix eingebaute Teilchen, welche auch bei höheren Temperaturen nicht mit dem Grundmetall reagieren bzw. in Lösung gehen und nicht als Substitutionsmetall in das Grundgitter eingebaut werden. Als Dispersoide werden insbesondere Oxide, Karbide und Nitride verwendet.
Entsprechend gefestigter Lehrmeinung besteht der Nachteil der Dispersionshärtung gegenüber der Legierungshärtung durch kontinuierliches oder diskontinuierliches Ausscheiden einer zweiten Phase in der Grundphase aus einer gemeinsamen Lösung CAusscheidungshärten) darin, "daß es kaum möglich ist, einen solchen Dispersitätsgrad und die Steigerung der Festigkeit zu erzielen, wie man sie in vielen Fällen bei Ausscheidungsvorgängen erreicht" (H.Böhm, Einführung in die Metallkunde, Hochschultaschenbücher Verlag, Mannheim, Zürich). Zur Herstellung dispersionsgehärteter Legierungen nach pulvermetallurgischen Verfahren werden die Dispersoide üblicherweise durch Tränken des Pulvers mit einer Dispersoid-Suspension oder auch durch Einmischen von pulverförmigen Dispersoiden in das Pulver des Grundmetalles eingebracht.
Durch "mechanisches Legieren" lassen sich derart eingebrachte Dispersoide weiter homogenisieren. Das Ziel beim mechanischen Legieren ist es, die Dispersoide selbst noch innerhalb der einzelnen Metall-Pulverkörner möglichst homogen zu verteilen. Diese Verfahren sind sehr zeitaufwendig und erfordern hochwertige Mahlaggregate. Sie sind daher sehr teuer und in ihrer Anwendbarkeit von der Beschaffenheit der Komponenten abhängig. Weiters ist in der Praxis ein Kompromiß hinsichtlich Homogenisierungsgrad und Mahlkosten erforderlich; d. h. die Mahlung wird zeitlich beschränkt.
Nach der DE-A1 35 40255 wird zur Herstellung einer ODS-Legierung vorgeschlagen, das Grundfiiecall in Form einer Salzlösung mit den Dispersionspartikeln in kolloidaler Suspension zu vermischen und letztendlich zu Metall zu reduzieren.
Als besonderer Vorteil wird die feinverteilte, homogene Einbringung des Dispersoides in die Metallmatrix genannt. Doch auch bei diesem Verfahren ist die Verteilung durch die Partikelgröße der Komponenten begrenzt.
Die Herstellung von dispersionsgehärteten Legierungen besteht darin, definitionsgemäß nicht mit der Grundmatrix reagierende bzw. legierende Teilchen als Dispersoide einzubauen. Damit zusammenhängend werden bis heute bei den sintermetallurgischen Verfahren zur Herstellung von Dispersions-Legierungen Dispersoide mit in der Regel wesentlich über der Legierungs-Sintertemperatur liegendem Schmelzpunkt verwendet. Die Dispersoide liegen während des gesamten Herstellungsprozesses in fester Phase vor.
Aufgrund der vorerwähnten Lehrmeinung, über die Dispersionshärtung allein nur vergleichweise geringe Festigkeitssteigerung zu erreichen, wurde in der Vergangenheit in denjenigen Fällen zusätzlich das Kittel des Mischkristall Legierungshärtens bzw. des Ausscheidungshärtens angewendet, in denen höhere Festigkeiten gefordert waren. Dazu wurden den Grundmetallen neben den Dispersoiden größere Anteile an Zusatzmetallen beigegeben.
Neben der sintermetallurgischen Herstellung ist es bekannt, Oxid-Dispersions-Legierungen von Metallen hoher Schmelzpunkte schmelzmetallurgisch, insbesondere durch Erschmelzen im Lichtbogen herzustellen.
Aus de r DE-01 12 90 727 ist es beispielsweise bekannt, schmelzmetallurgisch eine Niob-Legierung hoher Festigkeit I.erzustellen, indem dem Niob neben 0,5 - 12 % Zirkonium kleine Mengen an Sauerstoff, Kohlenstoff und/oder Stickstoff sowie ggf. größere Mengen an weiteren Metallen hohen Schmelzpunktes zugegeben werden und die so (im Lichtbogen) erschmolzene Legierung zwischen 5 Minuten und 9 Stunden bei 1600 - 2100ºC lösungsgeglüht, abgekühlt, verformt und schließlich einem Prozeß der Ausscheidungsgluhung oder Auslagerung unterzogen wird. In der Patentbeschreibung ist ausgeführt, daß während der Lösungs- glühung die zweite Phase, gemeint sind die nach dem Erschmelzen in der Grundmatrix (Grundmetall) enthaltenden Karbide, Nitride und/oder Oxide, mit der Grundmatrix eine Lösung bildet. Gemäß jener Erfindung sollen durch das Lösungsglühen und anschließende Abschrecken die zweite Phase während der Kaltverformung in Lösung bleiben und erst durch die Auslagerungsglühung homogen und fein ausgeschieden werden. Die erreichbare Qualität ist durch Beispiele sowie in Form von in Tabellen zusammengestellten Festigkeitseigenschaften dokumentiert.
Nach diesem Patent wird das Mittel des Substitutionsmischkristall-Legierens sowie die Ausscheidungshärtung, entsprechend Spalte 1, Zeile 65 der Beschreibung gemeinsam mit dem Mittel des Dispersionsverfestigung zur Erhöhung der mechanischen Eigenschaften derartiger Legierungen angewendet. Die erzielten Festigkeiten resultieren somit aus zwei oder drei nebeneinander ablaufenden, festigkeits- und härtesteigernden Prozessen. Die vergleichsweise kleinen Mengen 0, aber auch N und/oder C in der Legierung belegen, daß dort die Oxidausscheidung als Mittel zur Festigkeitssteigerung eine nur vergleichsweise untergeordnete Rolle spielt. In Beispiel 1 ist von sechsmaligem Umschmelzen des Gußblockes die Rede, um eine brauchbare, aber prozessbedingt keinesfalls gute Homogenisierung der Metalle und Dispersoide zu gewährleisten. Der Prozeß ist gleichwohl vergleichsweise teuer. Derartige Legierungen haben nach dem Erschmelzen und auch noch nach dem Warmumformen vergleichsweise grobes, die Materialfestigkeit beeinträchtigendes Korn. Aus diesem Grund wird in der Beschreibung, Spalte 1, Zeile 015 ff, auch ausdrücklich daraufhingewiesen, "das Lösungsglühen der Bleche nicht unnötig zu verlängern, um ein Kornwachstum zu verhindern".
Die Raumtemperatur-Daten sind in der Beschreibung nicht angeführt. Erfahrungsgemäß kann man bei nach diesem Verfahren hergestellten Legierungen zwar mit relativ hohen Festigkeiten, zugleich aber nur mit geringer Duktilität bei Raumtemperatur rechnen (siehe z. B. V.G. Grigorovich und E.N. Sheftel' Met. Sei. And Heat Treatment 24 (7-8), S. 472, (1983)
In der US Patentschrift 3 181 946 ist eine Niob-Basislegierung vorbeschrieben, welche 0,25 - 0,5 % Sauerstoff und/oder 1 - 3 % Zirkonium und/oder Titan enthält, wobei das Gewichtsverhältnis Sauerstoff zu Titan oder Zirkonium von 3 : 1 bis 12 : 1 reicht. Eine Materialverfestigung wird dort durch Oxid-Dispersionsverfestigung und entsprechend der ausgeführten Beispiele zu einem gewissen Anteil auch durch interstitiell gelösten Sauerstoff und durch Legieren von Niob mit Titan und/oder Zirkonium erreicht. Es ist dort darauf hingewiesen, daß höhere Anteile an interstitiell gelöstem Sauerstoff im Niob große Sprödigkeit verursachen. Um diesem Effekt entgegenzuwirken, werden dort Metalloxide von Metallen mit größerer Bindungsenergie (negative Bildungsenthalpie) als der des Grundmetalles nur zusammen mit einem Überschuß an Oxidmetall eingesetzt. Die Patentbeschreibung ist ausschließlich auf eine schmelzmetallurgische Herstellung dieser Legierung ausgerichtet. Die Zusätze werden während eines Umschmelzprozesses des hochreinen Niobs im Lichtbogen z.B. als Titanoxid-Pulver und schwammartiges Titan-Metall zugesetzt. Dem für die Form der Dispersionsausscheidung wichtigen Abkühlprozeß wird in der Patentbeschreibung keine Aufmerksamkeit geschenkt. Dieses Verfahren erlaubt keine hochfeine Verteilung der Dispersoide im Grundmetall. Die erreichbaren Festigkeitseigenschaften von zusätzlich warm umgeformten, aber nicht rekristallisierten Niob-Legierungen werden in einer Tabelle zusammengestellt und mit den Eigenschaften reiner kommerziell gehandelter Niob-Qualitäten verglichen. Sie dienen später als Vergleich für die nach vorliegender Erfindung erreichbaren Festigkeitssteigerungen.
Die Aufgabe vorliegender Erfindung besteht darin, ein gegenüber bekannten Verfahren wirtschaftlicheres Verfahren zur Herstellung von ODS-Sinterlegie- rungen mit hohen Duktilitäts- und Festigkeitseigenschaften unter Verwendung eines Grundmetalles hohen Schmelzpunktes zu entwickeln. Dabei sollten die Festigkeitswerte von nach bekannten metallurgischen Verfahren hergestellten Legierungen sowohl im verformten als auch im rekristallisierten Zustand zumindest erreicht werden, ohne daß Substitutionsmischkristall-Bildung und klassische Ausscheidung einer zweiten Metall- oder Verbindungsphase als Mittel zur Erhöhung der Festigkeit eingesetzt werden.
Durch das Verfahren soll sich der Grad der Dispersionsverfestigung sehr exakt steuern lassen. Die Duktilität der Legierung soll auch für ein anschließendes Kaltverformen des Materials noch ausreichend groß sein.
Die Eigenschaften eines einzelnen metallischen Elementes, wie dessen Korrosionsverhalten und die strahlenphysikalischen Eigenschaften, sollen möglichst von Fremdelementen unbeeinflußt erhalten bleiben und gleichzeitig soll die mechanische Festigkeit der Metalle gegenüber der hochreinen Phase, mit oder ohne Verformungshärtung, wesentlich gesteigert werden.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch ein Verfahren gelöst, bei dem ein aus der Pulvermischung geformter Pulverpreßling während des Sintervorganges zumindest zeitweise bei Temperaturen im Bereich 0,7 - 0,9 TM unter Ablauf der folgenden Vorgänge gesintert wird:
- das eingebrachte Oxid zersetzt sich und/oder wird vom Grundmetall reduziert, die entstehenden Komponenten gehen im Grundmetall in Lösung
- die gelösten Komponenten werden infolge Diffusion im Grundmetall fein verteilt
- ein Teil des insgesamt in der Legierung befindlichen Sauerstoffes dampft kontrolliert, vorzugsweise als Oxid des Grundmetalles, von der Oberfläche des Sinterkörpers ab.
Aufgrund der aufgeführten Erfindungsmerkmale wird sich das Verfahren nur auf eine beschränkte Anzahl von Legierungen anwenden lassen. Unter den Metallen mit hohen Schmelzpunkten sind in erster Linie diejenigen der V. und VI. Nebengruppe des Periodensystems geeignet. Aufgrund der freien negativen Bildungsenergie sind jeweils nur eine beschränkte Anzahl von Oxiden für die angestrebte Dispersionshärtung anwendbar. Die nachfolgende Tabelle gibt eine Übersicht über zumindest in Einzelfällen verwendbare Oxide und deren freie Bildungsenergie und im Vergleich dazu die Oxide einiger hochschmelzender Metalle mit vergleichsweise niedrigen Bildungsenergien:
T a b e l l e
Lösungsmetall Lösungsmetalloxid Näherungswerte der negaund hartes temperativen freien Oxidturfestes Metallbildungsenergie bei oxid 25ºC in Kilojoule pro Grammatom Sauerstoff
Silizium SiO2 403 kJ
Titan TiO2 424 kJ
Zirkon ZrO2 512 kJ
Aluminium Al2O3 529 kJ
Beryllium BeO 584 kJ
Thorium ThO2 613 KJ
Chrom Cr2O3 348KJ
Magnesium MgO 572 kJ
Mangan MnO 365 kJ MnO2 233 kJ
Lanthan La2O3 580 kJ
Hafnium HfO2 566 kJ
Barium BaO 529 kJ
Strontium SrO 560 kJ
Kalzium CaO 605 kJ
Yttrium Y2O3 604 kJ
Niobium Nb2O5 357 kJ
Tantal Ta2O5 388 kJ
Vanadium VO 416 kJ
Molybdän MoO2 251 kJ MoO3 227 kJ
Wolfram WO2 251 kJ WO3 247 kJ
Rhenium ReO3 189 kJ Ein wesentlicher, die jeweilige Wahl geeigneter Kombinationen Grundmetall und Dispersoid bestimmender Faktor ist die Löslichkeit des Sauerstoffes und des Oxidmetalls im Grundmetall bei der jeweiligen Sintertemperatur sowie die Schmelztemperatur des Oxidmetalles selbst. Eine zu geringe Löslichkeit oder die Bildung intermetallischer Verbindungen zwischen Oxidmetall und Grundmetall schließen einige Kombinationen von Metall und Oxid aus oder beschränken zumindest den erreichbaren Dispersoid-Anteil in der Legierung.
Jeder der drei gemäß Erfindung beim Lösungsglühen nebeneinander ablaufenden Vorgänge ist an sich bekannt, ebenso die Mittel und Maßnahmen, um einen kontrollierten Ablauf dieser Vorgänge sicherzustellen. Es liegt daher im Rahmen des Durchschnittsfachmannes, geeignete Maßnahmen zur gewünschten Abstimmung der drei Vorgänge zueinander im Einzelfall vorzunehmen.
Die Konzentration des Oxides im Grundmetall bestimmt im wesentlichen die jeweilige Temperatur, bei der sich die einzelnen erfindungsgemäßen Vorgänge abspielen bzw. gegenüber den anderen dominant werden. Durch Abstimmung von Sinterzeit und Sintertemperatur auf die in der jeweiligen Legierung vorhandenen Komponenten und deren Konzentration, lassen sich die drei Vorgänge zur Oxid-Homogenisierung im Zuge der Sinterung erreichen.
Der Gesamt-Sauerstoffgehalt im gesinterten Werkstoff sollte vorzugsweise so eingestellt werden, daß gerade die stöchiometrisch notwendige Menge für die Bildung des Oxides verbleibt, wobei das wegen eines diffusionskontrollierten Konzentrationsprofiles streng nur für die Sinterling-Mitte gültig ist. Fallweise wird man den Sauerstoffgehalt niedriger, d. h. unterstochiometrisch einstellen, um eine zu rasche und damit in der Regel grobkörnige Ausscheidung des Oxides beim Abkühlen nach der Glühbehandlung zu vermeiden - dies auf Kosten einer leichten Verringerung der Festigkeit. Sauerstoffüberschuß im Sintergut führt zu interstitiell gelöstem Sauerstoff neben vollständig ausgeschiedenem Oxid. Ein Sauerstoff-Defizit hat eine unvollständige Oxidausscheidung zur Folge. Im letzteren Fall bleibt das Oxidmetall zum Teil in der Grundmatrix gelöst und wirkt dadurch bei späteren Verarbeitungsschritten als Getter für Verunreinigungen - aber auch als Misch- kristallkomponente.
Da interstitiell gelöster, nicht als Oxid ausgeschiedener Überschuß-Sauerstoff zwar eine zusätzliche Festigkeitssteigerung bewirkt, gleichzeitig aber zu einer sinkenden Duktilität führt, muß in der Praxis ein auf sämtliche Anforderungen angepaßtes Optimum der Einflußgrößen festgelegt werden.
Der Sinter- und Glühprozeß kann sowohl mittels Direktsintern als auch mittels Ihdirektsintern erfolgen. Beim Direktsinterprozeß erfolgt die Aufheizung des Sinterguts mittels direktem Stromdurchgang. Die dafür nötige Wasserkühlung der Anschlüsse ermöglicht ein besonders rasches Abkühlen des Sintergutes bei Beendigung des Sinterprozesses.
Anschließend an den Sintervorgang mit Lösungsglühung wird je nach Dispersoid und Konzentration die Wiederausscheidung in Form feinster, homogen verteilter Oxidteilehen bereits während des Abkühlens oder aber bei einer anschließenden Auslagerungsglühung erfolgen. Dabei spielt die Abkühlungsgeschwindigkeit eine wichtige Rolle, und zwar um so mehr, je höher die Oxidkonzentration in der Legierung ist. Direktgesintertes Gut läßt sich besonders schnell auf tiefe Temperaturen abschrecken. Durch Erwärmung der Legierung, z. B. vor dem Strangpressen als erster Umformprozeß, wird die Präzipitation der Oxidteilchen fallweise überhaupt erst ermöglicht oder aber vervollständigt.
Zur Durchführung mechanischer Umformprozesse, insbesondere der Kaltverformung durch Schmieden, Walzen oder Hämmern, muß die erfindungsgemäße Oxiddispersions-Legierung neben hoher Festigkeit noch ausreichende Duktilität besitzen. Daher ist es wichtig, die Festigkeitseigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung durch Wahl der Dispersoid-Konzentration, vor allem aber durch die kontrollierte Steuerung der erfindungsgemäßen Lösungsglühung, möglichst nahe an einen gerade noch tolerierbaren Grenzwert heranführen zu können.
Nach einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung besteht die Legierung aus Niob oder Tantal als Grundmetall und enthält neben kleinen Mengen an gelöstem Sauerstoff im wesentlichen 0,2 - 1,5 Gew.% Oxide unter Verwendung eines oder mehrerer der Metalle Ti, Zr, Hf, Ba, Sr, Ca, Y, La.
Besonders herausragende Ergebnisse werden mit einer Niob-Legierung erzielt, die 0,2 - 1 Gew.% Titan und Sauerstoff enthält, wobei neben geringen Mengen interstetiell gelösten Sauerstoffs im Niob-Grundgitter TiO2 als feinverteiltes Dispersoid in der Grundmatrix vorliegt. Eine andere bevorzugte Niob-Legierung enthält 0,2 - 1,5 Gew-% ZrO2.
überraschend und in diesem Ausmaße nicht vorhersehbar waren die ungewöhnlich hohen, mittels der Erfindung erreichten Festigkeiten bei vergleichsweise hoher Duktilität für Dispersions-Sinterlegierungen. So wird beispielsweise in der Veröffentlichung "Niobium, TMS-AIME, Proceedings of the International Symposium 1981, ed. H. Stuart C1984)", auf S. 247 ausgeführt, daß sich in Niob mangels ausreichend feinverteilter Dispersoide nur sehr geringe Dispersionsverfestigung erreichen läßt. Selbst in den Fällen, in denen bei schmelzmetallurgischer Legierungsbildung nach dem Stand der Technik bezüglich Temperatur und Zeit in etwa vergleichbare Glühverfahren angewandt wurden, ließen sich die Ergebnisse vorliegender Erfindung nicht annähernd erzielen. Es muß vielmehr davon ausgegangen werden, daß sich dort aufgrund der unterschiedlichen Randbedingungen die drei bei vorliegendem Verfahren neben dem Sintern ablaufenden Vorgänge nicht vergleichbar aufeinander abstimmen lassen. Insbesondere dürfte im Unterschied zu Sinterlegierungen bei erschmolzenem Legierungsgut die Metallkomponente des sich zersetzenden Oxids wesentlich leichter aus der Legierung abdampfen. Sie hat daher keine Möglichkeit sich vergleichsweise homogen im Grundmetall zu verteilen. Soweit bisher Oxiddispersions-Legierungen mittels Sintern hergestellt wurden, erfolgte die Sinterung bei vergleichsweise wesentlich niedrigeren Temperaturen als nach vorliegender Erfindung. Damit wurde sichergestellt, daß die im Preßling verteilten Oxidteilchen möglichst unverändert und stationär an ihrem Einbringungsort verbleiben.
Die Durchführbarkeit der Glühbehandlung gemäß Erfindung im tatsächlich möglichen Umfang war überraschend. Nach herrschender Lehrmeinung war nämlich zu befürchten, daß bei den erfindungsgemäßen Glüh- bzw. Sintertemperaturen neben den Oxiden des Grundmetalles auch die gelösten Oxidmetalle mit hohen Raten von der Sinterkörper-Oberfläche abdampfen werden. Denn bei Berücksichtigung der zu erfüllenden Randbedingungen für die Oxid-Bildungsenergien können die Schmelzpunkte der Oxidrnetalle deutlich unter den nach vorliegender Erfindung jeweils wünschenswerten Glühtemperaturen liegen und liegen in bevorzugten Ausführungen auch unter den Glühtemperaturen.
Ein wesentlicher Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens liegt in seiner Wirtschaftlichkeit. Soweit bisher schmelzmetallurgisch hergestellte Dispersions-Legierungen unter Einbeziehung in etwa vergleichbarer Glühverfahren gefertigt wurden, war das gesamte Herstellungsverfahren bei deutlich geringeren Verfestigungen wesentlich kostenintensiver - z. B. Einschmelzen und mehrmaliges Umschrnelzen der Oxide im Gußteil mittels des Lichtbogenschmelzens.
Aufgrund der jeweils erreichbaren Festigkeiten nach den verschiedenen Verfahren darf davon ausgegangen werden, daß sich für ODS-Sinterlegierungen gemäß Erfindung mit wirtschaftlichem Aufwand wesentlich feinere Oxidpartikel und homogene Dispersoidvertei lungen in der Grundmatrix erreichen lassen als bei üblichen schmelzmetallurgischen Verfahren unter Einbeziehung einer Glühbehandlung. Dabei wirkt sich als Vorteil aus, daß beim Sintern regelmäßig ein wesentlich feineres Korn erhalten wird als auf schmelzmetallurgischem Wege. Ein wesentlicher wirtschaftlicher Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens beruht auf der Integration der Glühbehandlung gemäß Erfindung in den generell erforderlichen Sintervorgang.
Vergleichbar hochfeste Legierungen - vor allem bei Raumtemperatur und mittelhohen Temperaturen - wurden bisher für das jeweilige Grundmetall nur mittelsMischkristallphasenbildung, ggf. mit Ausscheidung einer zweiten Metallphase, erhalten. Ein bewußter Verzicht auf Mischkristallphasenbildung hat folgende Vorteile:
- die ODS-Sinterlegierungen besitzen eine vergleichsweise hohe Duktilität und lassen sich daher wesentlich wirtschaftlicher auf höhere Endfestigkeiten umformen
- die Legierungen sind regelmäßig korrosionsfester als nach bekannten Verfahren hergestellte
- typische für ihre Verwendbarkeit ausschlaggebende Eigenschaften einzelner Grundmetalle, wie extreme Korrosionsbeständigkeit und damit Körperverträg- lichkeit als Huπanimplantat, aber auch die Verwendung beispielsweise des Niobs aufgrund seines niedrigen Neutronen-Einfangquerschnitt, werden durch die geringen Dispersoid-Konzentrationen praktisch nicht beeinflußt.
Werkstoffe, hergestellt nach vorliegender Erfindung, werden in der Chemie ebenso benötigt wie in Werkzeugen für die Hochleistungsumformung von Speziallegierungen, z.B. Superlegierungen.
Ein bedeutendes Anwendungsfeld von Niob- und Tantal-Legierungen liegt bei Implantaten für die Humanmedizin. Die Verwendung derartiger, als besonders gewebeverträglich bekannter, hochreiner Niob- und Tantal-Legierungen war bisher vielfach an ihren ungenügenden Festigkeitseigenschaften gescheitert. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Niob- und Tantal-Legierungen erweitern daher das Anwendungsfeld in der Implantatmedizin beträchtlich. Ein erfolgversprechendes Anwendungsgebiet von Legierungen entsprechend dem erfinderischen Verfahren liegt bei Rohrsystemen für Alkalimetall-Kühlkreislaufen, z. B. in Kernkraftwerken.
Die herausragenden Festigkeitseigenschaften von Legierungen gemäß Erfindung werden in Verbindung mit den nachfolgenden Beispielen aufgezeigt.
Beispiel 1
Eine Legierung Niob - 0,5 Gew.% TiO2 wird entsprechend dem erfinderischen Verfahren hergestellt. Dazu werden 3980 g Niob-Pulver der mittleren Korngröße 10.um mit einem Sauerstoffgehalt <1000 ppm mit 20g TiO2-Pulveragglomerat der mittleren Korngröße 0,25.um während 1 Stunde homogen vermischt. Anschließend wird die Pulvermischung bei ca. 2000 bar hydrostatisch auf 80 7. der theoretischen Dichte verpreßt.
Der so erhaltene Preßling wird im Hochvakuum (besser 1 × 10-5 mbar) langsam aufgeheizt und schließlich bei einer Temperatur von 2100ºC 12 Stunden lang gesintert. Diese Sinterbedingungen sind auf die Größe der Proben und die zu erreichenden Diffusions- und Entgasungsprozesse abgestimmt. Dabei kommt es zur Zersetzung und zur Festkörperlösung des TiO2 sowie zur Diffusion der Ti- und O2-Komponenten im Niob. Daneben wird ein Teil des Sauerstoffs vor allem in Form von Niob-Oxid von der Oberfläche des Sinterkörpers abgedampft. Das Ergebnis ist eine sehr homogene Verteilung von Titan und Sauerstoff, und zwar in einem stöchiometrischen Verhältnis im Kernbereich der Probe und in einem bezüglich Sauerstoff leicht unterstöchiometrischen Verhältnis im Randbereich der Probe. Weiterhin wurde gefunden, daß die Konzentration des Titan über den gesamten Querschnitt des Sinterkörpers bis auf eine Randzone im mm-Bereich annähernd konstant ist.
Aufgrund der niedrigen TiO2-Konzentration in der Legierung erfolgt während des Abkühlens nach dem Sintervorgang noch keine nennenswerte TiO2-Ausscheidung, sondern eine nahezu vollständige Ausscheidung während eines ca. ein- stündigen Anwärm- und Auslagerungsvorganges zu Beginn des Warmumformprozesses. Elektronenmikroskopische Untersuchungen von Proben nach dem Auslagerungsglühen zeigten, daß die Legierung sehr homogen verteilte, feinkörnige TiO2-Teilehen mit einer Teilchengröße von 2 - 20 nm, vorzugsweise 8 - 12 nm aufwies.
Derartige Legierungen lassen sich nach den bekannten Warm- und Kaltumformvesfahren weiterverarbeiten. Im vorliegenden Fall erfolgt zunächst eine Warmumformung durch Strangpressen bei 1000ºC mit einem Umformverhältnis von 8,7:1. Anschließend wurde die Legierungsprobe durch Profi lwalzen und Rundhämmern bis zu einem Kaltverformungsgrad von 72 % weiterverarbeitet. Die Kaltverformung ließ sich ohne Zwischenglühung problemlos bis auf 99,9 % steigern.
Anschließend wurden Festigkeitsuntersuchungen an Normproben durchgeführt, die aus Stäben mit 8 mm Durchmesser gefertigt waren. In Tabelle 1 sind unter Position 1 die erreichten Festigkeitswerte zusammengestellt worden. In der Tabelle sind zwei Sätze von Zugfestigkeiten bei Raumtemperatur 800ºC, 1000ºC und 1200ºC angegeben, und zwar für die verformte und für die anschließend bei 1400°C während 1 Stunde rekristallisierte Probe. Die Tabelle enthält neben den Zugfestigkeiten zugehörige Dehnungswerte.
Neben der Zugfestigkeit wurde auch die Wechselfestigkeit derartiger Legierun- gen untersucht. Die Tests ergaben bei 2.108 Zyklen nach einer Ultraschallmethode mit ca. 400 N/mm Dauerfestigkeit an Luft überdurchschnittlich gute
Werte.
Die Legierung besitzt eine ausgezeichnete Duktilität. Diese äußert sich zum einen in der guten Verarbeitbarkeit und weiters in einem mit ca. -50ºC sehr niedrigen Wert für die Übergangstemperatur, in einer hohen Kerbschlagzähigkeit von ca. 135 J/cm2 bei Raumtemperatur und in einer hohen Bruchdehnung von
> 10 % bei verformtern Material. Bei spiel 2
Nach dem in Beispiel 1 beschriebenen Verfahren wurde eine oxid-dispersionsver- festigte Niob-1 TiO2-Legierung hergestellt. Dazu erfolgte eine doppelt so hohe Einwaage an TiO2 wie in Beispiel 1.
Im Unterschied zu Beispiel 1 konnte in diesem Fall schon während des Kühlens im Anschluß an den Sinter- und Reaktionsglühvorgang eine teilweise Ausscheidung des TiO2 beobachtet werden. Beim Anwärmen der Legierung vor dem anschließenden Uarmumfoπnen wurde das noch in Lösung befindliche Titan praktisch vollständig als TiO2 ausgeschieden.
Der höhere TiO2-Gehalt in der Legierung bewirkte einen höheren Verformungswiderstand, so daß die Proben vor den einzelnen Schritten des Kaltumformens vorteilhafterweise jeweils zwischengeglüht wurden, um ein gleichmäßigeres Gefüge zu erzielen.
Die an dieser Probe gemessene Zugfestigkeit und Dehnung bei Raumtemperatur sind in der Tabelle 1 unter Position 2 angeführt.
Beispiel 3
Nach den in Beispiel 1 angeführten Verfahrensschritten wurde eine Niob-0,5 ZrO2-Legierung hergestellt.
Vor allem im Hinblick auf schnelle Abkühlung des Sinterguts nach dem Sinter- und Glühvorgang wurde der Pulverpreßling mittels Direktsintern weiterverarbeitet.
Da ZrO2 beständiger ist als TiO2, wurde die Sintertemperatur auf 2300°C erhöht um einerseits sicherzustellen, daß die Komponenten des ZrO2 vollständig in Lösung gehen, zum anderen aber auch um den Gesamtsauerstoffgehalt der Probe etwas niedriger einzustellen und damit eine zu schnelle und Vergleichs weise grobe Wiederausscheidung des Oxids beim Abkühlen der Probe nach dem Sintervorgang zu verhindern. Durch an sich bekannte Maßnahmen wurde eine schnelle Abkühlung des Sinterlings sichergestellt.
Der im Vergleich zu TiO2 höheren ZrO2-Stabilität Rechnung tragend, wurde auch die Anwärm- bzw. Auslagerungstemperatur vor dem ersten Warmumformvorgang um 100°C auf 1100°C erhöht.
Die weiteren Verfahrensschritte erfolgten entsprechend Beispiel 1. Die erhaltenen Zugfestigkeiten und Dehnungswerte im umgeformten sowie im rekristallisierten Zustand sind in Tabelle 1 unter Position 4 angeführt.
Tabelle 1 zeigt unter den Positionen 1 bis 7 Zugfestigkeiten und zugehörige
Dehnungswerte bei verschiedenen Temperaturen für eine Reihe unterschiedlicher
Proben.
Dabei ist
Position 1 eine Nb-TiO2-Legierung entsprechend Beispiel 1 vorliegender
Erfindung Position 2 eine Nb-TiO2-Legierung entsprechend Beispiel 2 vorliegender
Erfindung Position 3 eine Nb-1.5 Ti-0.5 O-Legierung entsprechend der zum Stand der
Technik zitierten US PS 3181 945 Position 4 eine Nb-ZrO2-Legierung nach Beispiel 3 Position 5 eine Nb-1 Zr-Legierung nach dem Stand der Technik ("Niobium,
TMS-AIME Proceedings of the International Symposium 1981) Position 6 eine Niob-1 Zr 0,25 O-Legierung entsprechend der zum Stand der
Technik zitierten US PS 3 181 945 Position 7 ein hochreiner Niob-Werkstoff entsprechend Literaturwerten und eigenen Messungen.
Die Ergebnisse nach der Erfindung sind mit den zitierten Literaturwerten nur bedingt vergleichbar, weil zum einen der Verformungsprozeß der Proben gemäß zitiertem Stand der Technik nicht im Detail beschrieben ist und weil zum anderen aufgrund der dort gegebenen Beschreibungsdetai ls davon auszugehen ist, daß in der Legierung neben den Oxiddispersionsausscheidungen auch noch nennenswerte Anteile an Oxidmetallen der Dispersionsoxide in der Grundmatrix vorliegen und dort einen festigkeitserhöhenden Legierungseffekt haben. Rein qualitativ läßt sich aber feststellen, daß sich nach dem Stand der Technik keine mit vorliegender Erfindung vergleichbar hohe Festigkeitswerte erreichen lassen. Mit den Angaben für reines Niob unter Position 7 wird gezeigt, daß für nach dieser Erfindung hergestellten Dispersions-Legierungen zumindest bei Raumtemperatur wesentlich höhere Festigkeiten erreichbar sind als mittels Umformen und eventuellem Rekristallisieren von Rein-Niob.
TABELLE 1
Pos. Material Zustand Prüftemp. Zugfestigk. Dehnung Angaben in Gew-% °C MPa %
1 Nb-0.5 TiO2 verformt RT 950 12
800 405 12
1000 350 15
1200 250 18 rekrist. RT 490 34
800 175 33
1000 135 46
2 Nb-1 TiO2 verformt RT 1100 12 rekrist. RT 535 29
3 Nb-1.5 Ti- 0. ,5 0 warm verformt RT 506 29
871 307 19 (US-PS 3 181 946) 982 251 14
1204 185 20
4 Nb-0.5 ZrO2 verformt RT 760 11 rekrist. RT 450 32
5 Nb-1 Zr verformt RT 350-550 5-15
(Niobium TMS- -AIKE) rekrist. RT 290 35
800 190 18
1000 135 32
1200 90 77
6 Nb-1 Zr 0.25 0 warm verformt RT 530 16
982 312 17 (US-PS 3 181 946) 1093 224 26
7 Niob; rein verformt RT 300-550 2-15 rekrist. RT 200-300 20-45
8 Ta-0,5 TiO2 verformt RT 890 13 rekrist. RT 470 31
9 Ta; rein verformt RT 450-650 2-7 rekrist. RT 300-350 35-55 Bei spiel 4
Analog zu den Ausführungsbeispielen 1 - 3 wird eine Legierung
Tantal - 0,5 Gew.% TiO2 hergestellt, wobei der höhere Schmelzpunkt des
Tantals bei einigen Verfahrensparametern zu berücksichtigen ist.
7760 g Tantal-Pulver der mittleren Korngröße 9,5,um mit einem Sauerstoffgehalt von 1050 ppm werden mit 39 g TiO2 der mittleren Korngröße 0,25,um (identisches Oxidpulver wie in Beispielen 1 - 3) homogen vermischt.
Zur Vermeidung einer zu starken Op-Abnahme aufgrund der Abdampfung von Tantal-Suboxiden (TaO, TaO2) beträgt die Sintertemperatur 2300°C gegenüber den üblichen ca. 2600ºC. Damit erreicht man annähernd stöchiometrische Sauerstoff-Konzentration entsprechend der eingebrachten Titan-Konzentration. Die geringere Sinterdichte aufgrund der niedrigeren Sintertemperatur ist völlig ausreichend für eine vollständige Verdichtung beim anschließenden Strangpressen. Die Auslagerungsglühung zur Ausscheidung feinster TiO2- Tei lehen erfolgt hier vorzugsweise bei 1100°C.
Aufgrund der hohen Warmfestigkeit des Tantals erfolgt das Strangpressen bei 1200°C.
Anschließend wird eine Kaltverformung mittels Profilwalzen und Rundhämmern durchgeführt - insgesamt ca. 80 % Umformung.
Tabelle 1 zeigt unter Position 8 die wiederum an 8 mm-Probestäben erhaltenen Zugfestigkeiten und Dehnungswerte im verformten Zustand sowie nach Rekristallisation. Die hohe Rekristallisationstemperatur (1600°C/1 h) führt zu einer deutlichen Vergröberung der TiO2-Dispersoide und damit zu einer Abschwächung der Dispersionsverfestigung gegenüber dem kalt verformten Material. Die Kombination aus Kaltverfestigung und Dispersionshärtung ergibt somit besonders hohe Festigkeiten bei Erhalt ausreichender Duktilität. Zum Vergleich sind in Position 9 Werte von Rein-Tantal mit 82 % Umformung angeführt, wobei die Herstellungsschritte und Verfahrensparameter den obengenannten entsprechen.

Claims

P a t e n t a n s p r ü c h e
1. Verfahren zur Herstellung einer duktilen, hochfesten oxiddispersionsgehär- teten Sinterlegierung aus einem Grundmetall hohen Schmelzpunktes (TM), gegebenenfalls mit kleinen,, die Legierungseigenschaften jedoch nicht nachhaltig beeinflussenden Anteilen an Substitutionsmischkristallphase, bei dem zum Pulver des Grundmetalles ein Metalloxidpulver als Dispersoid gemischt wird, wobei Oxide solcher Metalle verwendet werden, welche bei Temperaturen <0,5 T größere Bi Idungsenergien als die Oxide des Grundmetalles besitzen, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, daß ein aus der Pulvermischung geformter Pulverpreßling während des Sintervorganges zumindest zeitweise bei Temperaturen im Bereich 0,7 - 0,9 T, unter Ablauf der folgenden Vorgänge gesintert wird:
- das eingebrachte Oxid zersetzt sich und/oder wird vom Grundmetall reduziert, die entstehenden Komponenten gehen im Grundmetall in Lösung
- die gelösten Komponenten werden infolge Diffusion im Grundmetall fein verteilt
- ein Teil des insgesamt in der Legierung befindlichen Sauerstoffs dampft kontrolliert, vorzugsweise als Oxid des Grundmetalles, von der Oberfläche des Sinterkörpers ab.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Sinterlegierung mittels Direktsintern des Pulverpreßlings hergestellt wird.
3. ODS-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß diese aus dem Grundmetall Niob oder Tantal besteht und neben kleinen Mengen an gelöstem Sauerstoff im wesentlichen 0,2 - 1,5 Gew.% Oxide unter Verwendung eines oder mehrerer der Metalle Ti, Zr, Hf, Ba, Sr, Ca, Y, La enthält.
4. ODS-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß diese eine Niob-Legierung mit 0,2 - 1 Gew.% TiO2, sowie kleinen Mengen an gelöstem Sauerstoff ist.
5. ODS-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß diese eine Niob-Legierung mit 0,2 - 1,5 Gew.% ZrO2 ist.
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Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5320800A (en) * 1989-12-05 1994-06-14 Arch Development Corporation Nanocrystalline ceramic materials
GB2243160B (en) * 1990-02-13 1994-08-10 Honda Motor Co Ltd A method of producing a moulded article
JPH04246149A (ja) * 1991-01-31 1992-09-02 Daido Steel Co Ltd 酸化物分散強化型Ｎｂ基合金およびその製造方法
US5429793A (en) * 1994-05-17 1995-07-04 Institute Of Gas Technology Scaleable process for producing Ni-Al ODS anode
US5641719A (en) * 1995-05-09 1997-06-24 Flex Products, Inc. Mixed oxide high index optical coating material and method
JP2843900B2 (ja) * 1995-07-07 1999-01-06 工業技術院長 酸化物粒子分散型金属系複合材料の製造方法
US5868876A (en) * 1996-05-17 1999-02-09 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy High-strength, creep-resistant molybdenum alloy and process for producing the same
US6102979A (en) * 1998-08-28 2000-08-15 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Oxide strengthened molybdenum-rhenium alloy
EP1935996A1 (de) * 2002-11-04 2008-06-25 Paralloy Limited Legierungen mit hoher Temperaturbeständigkeit
GB2394959A (en) * 2002-11-04 2004-05-12 Doncasters Ltd Hafnium particle dispersion hardened nickel-chromium-iron alloys
EP1444993B2 (de) * 2003-02-10 2013-06-26 W.C. Heraeus GmbH Verbesserte Metalllegierung für medizinische Geräte und Implantate
US20070276488A1 (en) * 2003-02-10 2007-11-29 Jurgen Wachter Medical implant or device
US7255757B2 (en) 2003-12-22 2007-08-14 General Electric Company Nano particle-reinforced Mo alloys for x-ray targets and method to make
US20050133121A1 (en) * 2003-12-22 2005-06-23 General Electric Company Metallic alloy nanocomposite for high-temperature structural components and methods of making
US6902809B1 (en) 2004-06-29 2005-06-07 Honeywell International, Inc. Rhenium tantalum metal alloy
US7867626B2 (en) * 2007-09-14 2011-01-11 Siemens Energy, Inc. Combustion turbine component having rare earth FeCrAI coating and associated methods
US8043717B2 (en) * 2007-09-14 2011-10-25 Siemens Energy, Inc. Combustion turbine component having rare earth CoNiCrAl coating and associated methods
US8043718B2 (en) * 2007-09-14 2011-10-25 Siemens Energy, Inc. Combustion turbine component having rare earth NiCrAl coating and associated methods
US8039117B2 (en) * 2007-09-14 2011-10-18 Siemens Energy, Inc. Combustion turbine component having rare earth NiCoCrAl coating and associated methods
US20100061875A1 (en) * 2008-09-08 2010-03-11 Siemens Power Generation, Inc. Combustion Turbine Component Having Rare-Earth Elements and Associated Methods
US20100068405A1 (en) * 2008-09-15 2010-03-18 Shinde Sachin R Method of forming metallic carbide based wear resistant coating on a combustion turbine component
JP5194129B2 (ja) * 2008-10-14 2013-05-08 旭化成株式会社 熱反応型レジスト材料、それを用いた熱リソグラフィ用積層体及びそれらを用いたモールドの製造方法
JP6947851B2 (ja) * 2017-05-30 2021-10-13 シーメンス アクティエンゲゼルシャフト スキーラ先端を備えるタービンブレードおよび高密度酸化物分散強化層
US11519063B2 (en) * 2019-09-17 2022-12-06 Youping Gao Methods for in situ formation of dispersoids strengthened refractory alloy in 3D printing and/or additive manufacturing

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2973261A (en) * 1959-06-11 1961-02-28 Gen Electric Columbium base alloys
US3230119A (en) * 1963-09-17 1966-01-18 Du Pont Method of treating columbium-base alloy
DE1232353B (de) * 1963-11-12 1967-01-12 Berliner Gluehlampen Werk Veb Verfahren zur Herstellung metalloxydhaltiger hochschmelzender Metalle
US3434811A (en) * 1965-02-26 1969-03-25 Gen Electric Tungsten-hafnium-oxygen alloys
US3821036A (en) * 1972-05-15 1974-06-28 Us Interior Oxyreaction strengthening of metals
DE3030751A1 (de) * 1980-08-14 1982-03-18 Degussa Ag, 6000 Frankfurt Verfahren zur herstellung von halbzeugen aus dispersionsgehaertetem platin
NL8403031A (nl) * 1984-10-05 1986-05-01 Philips Nv Werkwijze voor het vervaardigen van een scandaatnaleveringskathode en scandaatnaleveringskathode vervaardigd volgens deze werkwijze.
DE3441851A1 (de) * 1984-11-15 1986-06-05 Murex Ltd., Rainham, Essex Molybdaenlegierung
JPS61136640A (ja) * 1984-12-04 1986-06-24 Toyota Motor Corp 酸化還元反応を利用した合金の製造方法
EP0290820B1 (de) * 1987-05-13 1994-03-16 Mtu Motoren- Und Turbinen-Union MàœNchen Gmbh Verfahren zur Herstellung dispersionsgehärteter Metallegierungen

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO8909840A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
AT391435B (de) 1990-10-10
US5049355A (en) 1991-09-17
JPH03500188A (ja) 1991-01-17
WO1989009840A1 (en) 1989-10-19
ATA96388A (de) 1990-04-15
EP0362351B1 (de) 1994-12-07
DE58908731D1 (de) 1995-01-19

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