EP2193538B1 - Röntgenanode mit verbesserter wärmeableitung - Google Patents

Röntgenanode mit verbesserter wärmeableitung Download PDF

Info

Publication number
EP2193538B1
EP2193538B1 EP08799932A EP08799932A EP2193538B1 EP 2193538 B1 EP2193538 B1 EP 2193538B1 EP 08799932 A EP08799932 A EP 08799932A EP 08799932 A EP08799932 A EP 08799932A EP 2193538 B1 EP2193538 B1 EP 2193538B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
diamond
region
strength
ray anode
vol
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
EP08799932A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP2193538A1 (de
Inventor
Peter RÖDHAMMER
Wolfgang Glatz
Bernhard Tabernig
Hannes Wagner
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Plansee SE
Original Assignee
Plansee SE
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Plansee SE filed Critical Plansee SE
Publication of EP2193538A1 publication Critical patent/EP2193538A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP2193538B1 publication Critical patent/EP2193538B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C26/00—Alloys containing diamond or cubic or wurtzitic boron nitride, fullerenes or carbon nanotubes
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J35/00—X-ray tubes
    • H01J35/02—Details
    • H01J35/04—Electrodes ; Mutual position thereof; Constructional adaptations therefor
    • H01J35/08—Anodes; Anti cathodes
    • H01J35/10—Rotary anodes; Arrangements for rotating anodes; Cooling rotary anodes
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J2235/00—X-ray tubes
    • H01J2235/08—Targets (anodes) and X-ray converters
    • H01J2235/081—Target material
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J2235/00—X-ray tubes
    • H01J2235/08—Targets (anodes) and X-ray converters
    • H01J2235/083—Bonding or fixing with the support or substrate
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J2235/00—X-ray tubes
    • H01J2235/08—Targets (anodes) and X-ray converters
    • H01J2235/086—Target geometry
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J2235/00—X-ray tubes
    • H01J2235/12—Cooling
    • H01J2235/1204—Cooling of the anode
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J2235/00—X-ray tubes
    • H01J2235/12—Cooling
    • H01J2235/1225—Cooling characterised by method
    • H01J2235/1291—Thermal conductivity
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J2235/00—X-ray tubes
    • H01J2235/12—Cooling
    • H01J2235/1225—Cooling characterised by method
    • H01J2235/1291—Thermal conductivity
    • H01J2235/1295—Contact between conducting bodies

Definitions

  • the invention relates to an X-ray anode, which consists of a X-rays by bombardment with focused electrons generating coating, which is connected to a carrier body.
  • the carrier body comprises a strength-giving region of a material with a strength at 500 ° C greater than 100 MPa.
  • the overwhelming majority of the radiation sources used today in X-ray computed tomography are X-ray rotary anodes in which the energy of the electron beam introduced in the line focus is distributed to a ring, the so-called focal path, by rotation of the anode at high speed.
  • the supplied during recording energy of up to several megajoules is initially largely stored in the X-ray anode and delivered especially in the pause time between shots by radiation in rotary anodes with Gleitrillenlager also by heat conduction into the camp to the surrounding cooling medium.
  • Rotary anodes consist of a X-radiation by the bombardment with focused electrons generating coating, for example of a tungsten-rhenium alloy, on a support body, such as a disc of a Molybdenum-based material is applied.
  • a molybdenum base material customary for this application is TZM with the composition Mo-0.5% by weight Ti-0.08% by weight Zr-0.04% by weight CI, as is known from, for example, US Pat EP 0 874 385 A1 evident.
  • the anode can be soldered to increase the heat storage capacity and heat radiation on the back of the metal disc a graphite body.
  • the thermal conductivities of W-10Gew.% Re, TZM and graphite are at about 85, 125 and 135 W / m ⁇ K, but decrease significantly with increasing anode temperature.
  • the anode In a new generation of X-ray tubes, the so-called rotary tubes, the anode is firmly connected to the floor as a whole with a rotating tube and actively cooled at its rear. The energy balance of the anode is dominated by the heat dissipation into the cooling medium. The heat storage plays a minor role.
  • the DE 10 2005 039 188 B4 describes an X-ray tube with a cathode and an anode made of a first material, wherein the anode is provided on its side facing away from the cathode at least partially with a heat conducting element for removing heat, which is made of a second material having a higher heat conductivity than the first material, wherein the second material has a thermal conductivity of at least 500 W / mK and the second material is made of titanium doped graphite.
  • the DE 10 2004 003 370 A1 describes a high-performance anode plate for a directly cooled rotary tube, which consists of a high-temperature resistant material, such as tungsten, molybdenum or a composite of both materials, wherein formed in the Brennfteckbahn the bottom of the anode plate and / or in this another highly thermally conductive material or it is appropriate that results in an improved heat dissipation and thus a lower temperature gradient within this material range.
  • a material with high thermal conductivity while copper is mentioned.
  • the heat sink has a metallic matrix containing diamond particles.
  • the metallic matrix is inserted in a dense metallic shell.
  • the JP 2002 093355 A describes an anode for an X-ray tube, in which a heat-dissipating layer is arranged between the focal track and the main body. This layer may also comprise Cu-Ti with diamond admixtures.
  • the X-ray anode consists of a coating and a carrier body, wherein the carrier body comprises a region of a diamond-metal composite material in addition to a strength-giving region.
  • the diamond-metal composite consists of diamond grains surrounded by binder phase (s).
  • the binder phase (s) consists of a binder metal based on copper, silver, aluminum and alloys of these materials, and optionally up to 20% by volume of carbides.
  • Diamond-metal composite material wherein the proportion of diamond to the top is highest and decreases in the direction of maximum heat flow.
  • a minimization of the bond stresses, caused by different thermal expansion coefficients of the materials used can be achieved.
  • diamond powder having a wide grain size spectrum can be processed. Preferred particle sizes are in the range of 50 to 400 ⁇ m, ideally 100 to 250 ⁇ m.
  • cheaper synthetic diamonds can also be processed accordingly.
  • the volume fraction of the diamond grains is 40 to 90 vol.%, That of the binder phase (s) 10 to 60 vol.%.
  • a diamond content of 40 to 90 vol.% Ensures that the bond stresses are reliably reduced to an uncritical level for the application.
  • Particularly advantageous diamond and binder phase contents are 50 to 70% by volume and 30 to 50% by volume.
  • the binder metal consists of 80 to 100 At.% Of at least one matrix metal from the group Cu, Ag, Al, and preferably 0 to 20 at.% Of a metal having a solubility at room temperature in the matrix metal less than 1 At.% And 0 to 1 At. % of a metal with a solubility at room temperature in the matrix metal greater than 1 At%., Remaining impurities. Alloying elements with a solubility at room temperature in the matrix metal smaller than 1 at.% Reduce the thermal conductivity to a small extent and can therefore be present up to 20 at.%, While alloying elements with a solubility greater than 1 at.% Due to their negative influence on the thermal conductivity with 1 At% are limited.
  • Carbide-forming elements have the elements of the group 4b- (Ti, Zr, Hf), 5b- (V, Nb, Ta), 6b (Cr, Mo, W) metals of the periodic table, as well as B and Si proven. Particularly suitable for this purpose are the weak carbide formers Si and B.
  • the matrix metal is a carbide-forming element, such as aluminum
  • the element forming the carbide phase is also contained in the binder metal.
  • the carbide-forming elements which have a solubility of less than 1 at.% In the respective matrix metal. If the solubility is greater, in turn, the thermal conductivity of the binder metal and thus the diamond-metal composite material is reduced.
  • Present invention binder metal compositions are 0.005 to 3At% aluminum materials. one or more elements of the group V, Nb, Ta, Ti, Zr Hf, B, Cr, Mo, W and / or with 0.005 to 20 At.% Si.
  • these materials with 0.005 to 5 at.% Of one or more elements of the group Zr, Hf and / or 0.005 to 10 at% of one or more elements of the group V, Nb, Ta, Cr, Mo, W and /. or 0.005 to 20 at.% Si.
  • Particularly advantageous properties are achieved with Cu-base matrix metals containing from 0.005 to 3 at.% Of one or more elements of the group Ti, Zr, Hf and / or 0.005 to 10 at.% Of one or more elements of the group Mo, W, B, V, Nb, Ta, Cr, and / or 0.005 to 20 At.% B are alloyed.
  • binder metals are Ag alloys with 0.1 to 12 At.% Si, and Cu alloys with 0.1 to 14 at.% Boron, balance usual impurities proved.
  • a particularly advantageous effect can also be achieved if already coated diamond powders (metallic or carbide coating) are used.
  • the support body in addition to the diamond-metal composite material still a strength giving region of a structural material having a strength at 500 ° C of greater than 100 MPa.
  • the diamond-metal composite is protected against destructive deformation or crack initiation by centrifugal forces or thermo-mechanical stresses due to the structural rigidity of the structural component. This makes it possible to optimize the diamond-metal composite on the one hand in terms of thermal conductivity, in particular by increasing the proportion of diamond.
  • the thermal expansion of the diamond-metal composite material can be adapted to the structural material.
  • the functions of the carrier body can be decoupled in terms of structural strength and bursting strength on the one hand and on heat dissipation on the other hand.
  • Structural materials according to the invention are Mo, Mo alloys, W, W alloys, W-Cu composite materials, Mo-Cu composite materials, particle-reinforced Cu and particle-reinforced Al alloys.
  • Particularly advantageous molybdenum alloys are TZM (Mo-0.5% by weight, titanium-0.08% by weight, zirconium-0.04% by weight C) and MHC (Mo-1.2% by weight Hf-O) , 08 wt.% C).
  • the area of the diamond-metal composite material can connect directly to the covering. This is possible and useful if the temperature on the backing surface can be lowered by the diamond-metal composite so far that no material damage, such as melting of the binder phase (s) of the diamond-metal composite occur. If this is not the case, it is advantageous if the strength-giving region consists of a structural material which is dimensionally stable under conditions of use, preferably molybdenum, tungsten or an alloy thereof Metals, between the Diamond-metal composite material and the covering extends.
  • the diamond-metal composite material is preferably arranged under that region of the covering in which the heat is generated by the action of the electron beam. For an X-ray rotary anode, this is the annular focal track. This results in preferred embodiments for the area of the Diamond-metal composite, namely those with axially symmetric geometry, such as a disc or a ring.
  • the cross section is preferably approximately rectangular or trapezoidal.
  • a further heat-dissipating region of a highly thermally conductive metal follows, which in the final shaping, especially with regard to attachment of cooling structures with conventional machining processes can be edited shaping.
  • highly thermally conductive metals are copper, aluminum, silver and their alloys to mention.
  • This heat-dissipating area is again preferably designed as a ring element or as a disk and with the Diamond-metal composite material and / or materially bonded to the strength-giving area.
  • Diamond-metal composite material have reduced thermal conductivity. It is particularly advantageous if the thickness of the covering is 0.2 to 0.4 mm or that of the strength-giving area is 0.5 to 4 mm.
  • the construction according to the invention of an X-ray anode can be used particularly advantageously in the case of rotating anodes and, in turn, when the rotary anode is used as the actively cooled bottom of a rotary-piston tube.
  • the center is formed only from the structural material.
  • the region made of the diamond-metal composite material is embedded as a ring-shaped or disc-shaped element in a corresponding recess of the strength-giving region of the carrier body and is thus supported by this with respect to the mechanical loads occurring.
  • the structural material on the one hand with the coating, on the other hand materially connected to the diamond-metal composite material.
  • the cohesive bonding between the structural component and the diamond-metal composite can advantageously already be carried out in situ during its synthesis in suitable recesses of the strengthening region of the anode body (for example by pressure infiltration or by hot isostatic pressing).
  • the composite material can be synthesized on its own and a filler material can be produced therefrom in a suitable form, which is then adhesively bonded to the structural component, for example by soldering or another known joining process.
  • the binder metal is bonded to the diamond either via the melt phase or via the solid phase.
  • the processes advantageously proceed by means of pressure infiltration. Typical infiltration temperatures are about 100 ° C above the respective melting point of the binder metal. From the reactions with the diamond grain, the carbide phases which surround the diamond grains may then optionally be formed.
  • the attachment of the diamond grain to the binder metal is caused by diffusion.
  • Suitable methods are, for example, hot pressing or hot isostatic pressing of Diamond-metal powder mixtures.
  • the connection is advantageously improved or accelerated by suitable coatings of the diamond grains.
  • the contents of filler metals can be reduced orders of magnitude or possibly completely omitted with suitable pretreatment of the diamond grains and choice of consolidation conditions, whereby the high thermal conductivity of the pure binder phase can be largely maintained.
  • Combinations of both reaction paths for example passing through the melt phase under pressure for pore-free backfilling of the diamond bed followed by a solid-pressure diffusion phase at lowered temperatures, may also be advantageous, in particular for realizing high diamond fractions of the composite material.
  • a diamond bed having a mean grain diameter (determined laser-optically) of 150 ⁇ m was introduced into the resulting recess for the production of the diamond-metal composite material and the ring mold was infiltrated via gas pressure infiltration with Cu alloys of the following compositions: Cu-O, 5At.% B, Cu-2At.% B and Cu-8At.% B.
  • diamond powder with a mean grain diameter (determined by laser optics) of 150 .mu.m coated with Nb (layer thickness about 1 .mu.m) was introduced into the ring mold and above that pure Cu was positioned in lumpy form.
  • the gas pressure infiltration was carried out in each case under Ar protective gas atmosphere at 1100 ° C with a gas pressure of 2 bar.
  • the volume fraction diamond was about 55% for all samples.
  • the thermal conductivity of the Cu-diamond composites at 500 ° C was between 290 and 350 W / m.K.
  • Diamond-metal composite material in each case a diamond bed with a mean grain diameter (determined by laser optics) of 150 microns introduced and the ring mold infiltrated via gas pressure infiltration with Ag alloys of the following compositions: Ag-0.5At.% Si, Ag-3At.% Si, Ag-11At.% Si and Ag-18At.% Si.
  • diamond powder with a mean grain diameter (determined laser-optically) of 150 .mu.m coated with Nb was introduced into the ring mold and above this pure Ag was positioned in lumpy form. Idente experiments were carried out with Cr, Ti and Mo coated powders. The gas pressure infiltration was carried out under Ar protective gas atmosphere at 1000 ° C with a gas pressure of 2 bar. The volume fraction diamond was about 55% for all samples.
  • the thermal conductivity of Ag-diamond composites was between 340 and 440 W / mK at 500 ° C.
  • Example 2 To set the Al-based binder phase, blanks were prepared according to Example 1.
  • a diamond bed having a mean grain diameter (determined laser-optically) of 150 ⁇ m was introduced into the depression and the ring mold was infiltrated by gas pressure infiltration with Al materials of the following compositions: Al, Al-3At.% Si, Al-12At.% Si and Al-15At.% Si.
  • diamond powder with a mean grain diameter (determined by laser optics) of 150 ⁇ m coated with Nb (layer thickness about 1 ⁇ m) was introduced into the ring mold and above this Rein-Al was positioned in lumpy form. Idente experiments were carried out with Cr, Ti and Mo coated powders.
  • the gas pressure infiltration was carried out in each case under Ar protective gas atmosphere at 700 ° C with a gas pressure of 2 bar.
  • the volume fraction diamond was about 55% for all samples.
  • the thermal conductivity of the Al-diamond composites at RT was between 400 and 450 W / m.K.
  • a rotary anode -1- with a structure according to Fig. 1 The strengthening region -4- of the support body -3- was prepared from TZM by the usual powder metallurgical method via powder pressing / sintering / forging and overdriving the precontour (with external diameter 125 mm). Then the X-ray generating coating -2- from W-5Gew.% Re was applied by means of vacuum plasma spraying. From the strength-giving area -4- of the support body -3- below the covering -2- an annular area of 25 mm width was turned out with a residual thickness of the festtechnikssellden range -4- of 1 mm.
  • the resulting diamond-metal composite region -5- had a volume fraction of about 55% diamond and an expansion coefficient at RT of 6.5 E -6 / ° K.
  • the thermal conductivity of the Cu-diamond composite was 480 W / mK at 22 ° C and 350 W / mK at 500 ° C, respectively.
  • a rotary anode -1- with a structure according to Fig. 2 was made as follows.
  • the festtechniksstagede range -4- of the support body -3- was made of the high-strength Mo alloy MHC (Mo-1.2Gew.% Hf-0.04 to 0.15 wt.% C), wherein the X-ray generating coating - 2- from W10Gew.% Re was bonded by the usual powder metallurgical method via co-pressing / sintering and composite forging with the strength-giving range -4-.
  • the production of the annular groove was carried out as described in Example 4.
  • a diamond bed with a mean grain diameter of 150 (determined by laser optics) was introduced into the machined annular groove to produce the region -5- of the diamond-metal composite material.
  • an Ag-11 At.% Si alloy was positioned in particulate form.
  • the infiltration was carried out under Ar protective gas atmosphere at 1000 ° C with a gas pressure of 2 bar.
  • the area -5- was completed on the underside of the rotary anode -1- with an excess of molten metal with a thickness of about 2 mm.
  • a thermal conductivity of 590 W / mK at 22 ° C or 420 W / mK at 500 ° C was achieved.
  • a rotary anode -1- with a structure according to Fig. 3 was prepared as follows.
  • the production of the strength-giving area -4- from TZM (thickness 15 mm, diameter 140 mm) and the application of the coating -2- from W-5Gew.% Re was carried out according to Example 4.
  • the strength-giving area -4- of the support body -3- was turned in the diamond-metal composite to be backfilled ring area (outer diameter 125 mm, inner diameter 80 mm) to a residual thickness of the TZM of 1 mm.
  • the strength-giving area -4- formed together with an annular washer built thereon a portion of the hot-pressing tool, with a mixture of 50 vol.%. Diamond and 50 vol.% Of high purity copper to form the
  • Area -5- was backfilled.
  • the diamond grains had a diameter of 150 ⁇ m (measured by laser optics) and were coated with 1 ⁇ m SiC for subsequent attachment of the matrix.
  • the high-purity Cu powder likewise had a grain diameter of 150 ⁇ m.
  • a cover fill of 3 mm copper powder of the same grain size was used to form the heat-dissipating area -6-. This bed was pre-pressed at room temperature and hot-pressed at a temperature of 900 ° C for 1.5 hours at a pressure of 40 MPa and thereby compressed to 99.8% of the theoretical density. At the same time by diffusion between SiC and Cu, a firm and good thermal conductivity bond of the diamond grains to the copper matrix, and the matrix to the support body -3-.
  • the thermal conductivity measured on the copper-diamond composite thus obtained was 490 W / m.K (at 22 ° C).
  • a rotary anode -1- with a structure according to Fig. 3 was prepared as follows. The production of the strength-giving area -4-, application of the lining - 2- and production of the ring area was carried out as described in Example 5. A powder bed of a mixture of 70% by volume of diamond and 30% by volume of silver to form the region -5- was made into a compact by means of die pressing in the approximate shape of the twisted ring area of the strength-giving area -4- and inserted into the twisted ring area. The diamond grains had a diameter of 300 ⁇ m and were coated with 3 to 5 ⁇ m SiC. The Ag powder had a grain diameter of 150 ⁇ m.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Cooling Or The Like Of Semiconductors Or Solid State Devices (AREA)
  • Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
  • X-Ray Techniques (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft eine Röntgenanode mit Belag und Trägerkörper. Der Trägerkörper umfasst neben einem festigkeitsgebenden Bereich einen Bereich aus einem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff. Der Diamant-Metall-Verbundwerkstoff besteht aus 40 bis 90 Vol.% Diamantkörnern und 10 bis 60 Vol.% Bindephase (n) aus einem Metall oder einer Legierung der Metalle der Gruppe Cu, Ag, AI und zumindest einem Karbid der Elemente der Gruppe Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, B und Si. Der hoch wärmeleitfähige Bereich kann rückseitig formschlüssig mit einem wärmeableitenden Bereich, beispielsweise aus Cu oder einer Cu-Legierung, verbunden sein. Die Röntgenanode weist eine verbesserte Wärmeabfuhr sowie geringere Verbundspannungen auf.

Description

  • Die Erfindung betrifft eine Röntgenanode, die aus einem die Röntgenstrahlen durch Beschuss mit fokussierten Elektronen erzeugenden Belag besteht, der mit einem Trägerkörper verbunden ist. Der Trägerkörper umfasst einen festigkeitsgebenden Bereich aus einem Werkstoff mit einer Festigkeit bei 500°C größer 100 MPa.
  • Bei der Erzeugung von Röntgenstrahlen durch den Beschuss eines Anodenmaterials mit einem fokussierten Elektronenstrahl werden etwa 99 % der Strahlenergie in Wärme umgewandelt. Es treten dabei im Brennfleck sehr hohe spezifische Flächenbelastungen auf, die in der Größenordnung von 10 bis 100 MW/m2 liegen. Dies hat sehr hohe Brennflecktemperaturen und im Falle der gepulsten Belastung von Röntgendrehanoden eine thermomechanische Ermüdung der Brennbahn zur Folge. Die Grenze der Belastbarkeit ist durch die Alterung der Brennbahn gegeben, verbunden mit einem fortschreitenden Abfall der Dosisleistung und/oder mit dem Verlust der Hochspannungsstabilität der Röhre. Zur Verlangsamung dieser Effekte ist eine optimierte Ableitung der Wärme aus dem Brennfleck bzw. der Brennbahn erforderlich.
  • Der weitaus überwiegende Teil der heute in der Röntgencomputertomographie eingesetzten Strahlungsquellen sind Röntgendrehanoden, bei denen durch Rotation der Anode mit hoher Drehzahl die im Strichfokus eingebrachte Energie des Elektronenstrahls auf einen Ring, der so genannten Brennbahn, verteilt wird. Die während der Aufnahme zugeführte Energie von bis zu einigen Megajoule wird zunächst weitgehend in der Röntgenanode zwischengespeichert und vor allem in der Pausenzeit zwischen den Aufnahmen durch Strahlung, bei Drehanoden mit Gleitrillenlager auch durch Wärmeleitung in das Lager, an das umgebende Kühlmedium abgegeben.
  • Drehanoden nach dem Stand der Technik bestehen aus einem die Röntgenstrahlung durch den Beschuss mit fokussierten Elektronen erzeugenden Belag, beispielsweise aus einer Wolfram-Rhenium Legierung, der auf einem Trägerkörper, beispielsweise einer Scheibe aus einem Molybdän-Basiswerkstoff, aufgebracht wird. Ein für diese Anwendung üblicher Molybdän-Basiswerkstoff ist TZM mit der Zusammensetzung Mo-0,5Gew.% Ti-0,08Gew.%Zr-0,04Gew.%C I, wie dies beispielsweise aus der EP 0 874 385A1 hervorgeht. Je nach Einsatzbereich der Anode kann zur Erhöhung des Wärmespeichervermögens und der Wärmeabstrahlung auf der Rückseite der Metallscheibe ein Grafitkörper aufgelötet sein. Bei der Ausgangstemperatur des Röhrenbetriebes (etwa 40°C) liegen die Wärmeleitfähigkeiten von W-10Gew.%Re, TZM und Graphit bei etwa 85, 125 bzw. 135 W/m·K, sinken aber mit steigender Anodentemperatur deutlich ab.
  • Bei einer neuen Generation von Röntgenröhren, den so genannten Drehkolbenröhren, ist die Anode als Boden fest mit einer als Ganzes rotierenden Röhre verbunden und an ihrer Rückseite aktiv gekühlt. Der Energiehaushalt der Anode ist durch die Wärmeabfuhr ins Kühlmedium dominiert. Die Wärmespeicherung spielt eine untergeordnete Rolle.
  • Die DE 10 2005 039 188 B4 beschreibt eine Röntgenröhre mit einer Kathode und einer aus einem ersten Material hergestellten Anode, wobei die Anode an ihrer der Kathode abgewandten ersten Seite zumindest abschnittsweise mit einem aus einem eine höhere Wärmeleitfähigkeit als das erste Material aufweisenden zweiten Material hergestellten Wärmeleitelement zum Abführen von Wärme versehen ist, wobei das zweite Material eine Wärmeleitfähigkeit von zumindest 500 W/mK aufweist und das zweite Material aus mit Titan dotiertem Grafit hergestellt ist.
  • Die DE 10 2004 003 370 A1 beschreibt einen Hochleistungsanodenteller für eine direkt gekühlte Drehkolbenröhre, der aus einem hochtemperaturbeständigen Material, wie z.B. Wolfram, Molybdän oder einem Verbund beider Materialien besteht, wobei im Bereich der Brennfteckbahn die Unterseite des Anodentellers so geformt und/oder in diesen ein anderes hoch wärmeleitendes Material ein- oder angebracht ist, dass sich eine verbesserte Wärmeableitung und damit ein geringerer Temperaturgradient innerhalb dieses Werkstoffbereichs ergibt. Als Werkstoff mit hoher Wärmeleitfähigkeit ist dabei Kupfer erwähnt.
  • Es gab in den vergangenen Jahren zahlreiche Ansätze, die Wärmeableitung bei Röntgendrehanoden zu verbessern. Diamant fand dabei trotz der ausgezeichneten Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur auf Grund der stark abfallenden Wärmeleitfähigkeit bei erhöhten Temperaturen und der Umwandlung in Grafit bei T > 1100°C nur geringfügige Beachtung.
  • So wurde in der US 4,972,449 die Verwendung einer Diamantschicht vorgeschlagen, die zwischen dem Belag und dem Trägerkörper eingelagert ist. Diamant hat jedoch zudem einen deutlich niedrigeren Ausdehnungskoeffizient als die benachbarten Werkstoffe, wodurch Spannungen im Verbundkörper induziert werden. Weiters kann die klassische pulvermetallurgische Herstellungsroute für Röntgenanoden, nämlich das pulvermetallurgische Verbinden von Brennbahnbelag und Trägerkörper, nicht zur Anwendung kommen, da der Sinterprozess zu einer Umsetzung der Diamantschicht in Grafit führen würde. Röntgenanoden gemäß der US 4,972,449 können daher nur durch Beschichtungsverfahren, wie beispielsweise CVD-Verfahren, hergestellt werden. Diamanthaltige Kühlstrukturen gehen auch aus der DE 101 28 245 A1 und der JP 2002 093355 A hervor. So beschreibt die DE 101 28 245 einen Kühlkörper für Teile, die einem Beschuss mit Teilchen ausgesetzt sind. Der Kühlkörper weist eine metallische Matrix auf, die Diamantteilchen enthält. Die metallische Matrix ist in eine dichte metallische Hülle eingefügt. Die JP 2002 093355 A beschreibt eine Anode für eine Röntgenröhre, bei der zwischen der Brennbahn und dem Grundkörper eine die Wärmeabfuhr fördernde Schicht angeordnet ist. Diese Schicht kann auch Cu-Ti mit Diamantbeimengungen umfassen.
  • Es ist daher Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Röntgenanode bereitzustellen, die einen Trägerkörper mit verbesserter Wärmeableitung aufweist. Eine weitere Aufgabe besteht darin, die Spannungen im Verbund Trägerkörper / Belag zu reduzieren.
  • Die Aufgabe wird durch den unabhängigen Anspruch gelöst.
  • Die Röntgenanode besteht dabei aus einem Belag und einem Trägerkörper, wobei der Trägerkörper neben einem festigkeitsgebenden Bereich einen Bereich aus einem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff umfasst. Der Diamant-Metall Verbundwerkstoff besteht aus Diamantkörnern, die von Bindephase(n) umgeben sind. Die Bindephase(n) besteht / bestehen aus einem Bindemetall is auf Basis von Kupfer, Silber, Aluminium und Legierungen dieser Werkstoffe, sowie optional bis zu 20 Vol.% Karbiden. Durch Variation des Diamant- und Bindephasen-Gehaltes ist es möglich, den Diamant-Metall-Verbundwerkstoff in Hinblick auf Wärmeleitfähigkeit und Wärmedehnung derart an die umgebenden Werkstoffe anzupassen, dass maßgeschneiderte Lösungen für die unterschiedlichste Anforderungsbedingungen möglich sind. Vorteilhaft kann dabei ein gradierter
  • Aufbau des
    Diamant-Metall-Verbundwerkstoffs sein, wobei der Diamantanteil zum Belag hin am höchsten ist und in Richtung des maximalen Wärmeflusses abnimmt. Dadurch kann eine Minimierung der Verbundspannungen, verursacht durch unterschiedliche Wärmeausdehnungskoeffizienten der verwendeten Werkstoffe, erzielt werden. Des Weiteren kann Diamantpulver mit einem breiten Korngrößenspektrum verarbeitet werden. Bevorzugte Korngrößen liegen im Bereich von 50 bis 400 µm, idealerweise bei 100 bis 250 µm. Neben Naturdiamanten lassen sich auch preisgünstigere synthetische Diamanten entsprechend verarbeiten. Der Volumenanteil der Diamantkörner beträgt 40 bis 90 Vol.%, jener der Bindephase(n) 10 bis 60 Vol.%. Durch einen Diamantgehalt von 40 bis 90 Vol.% ist gewährleistet, dass die Verbundspannungen zuverlässig auf ein für die Anwendung unkritisches Maß reduziert werden. Als besonders vorteilhafte Diamant- und Bindephasengehalte sind 50 bis 70 Vol.% bzw. 30 bis 50 Vol.% zu nennen.
  • Das Bindemetall besteht aus 80 bts 100 At.% zumindest eines Matrixmetalls aus der Gruppe Cu, Ag, Al, und bevorzugt 0 bis 20 At.% eines Metalls mit einer Löslichkeit bei Raumtemperatur im Matrixmetall kleiner 1 At.% und 0 bis 1 At.% eines Metalls mit einer Löslichkeit bei Raumtemperatur im Matrixmetall größer 1 At%., Rest herstellbedingte Verunreinigungen. Legierungselemente mit einer Löslichkeit bei Raumtemperatur im Matrixmetall kleiner 1 At.% reduzieren die Wärmeleitfähigkeit in einem geringen Ausmaß und können daher bis 20 At.% vorliegen, während Legierungselemente mit einer Löslichkeit größer 1 At.% auf Grund deren negativen Einflusses auf die Wärmeleitfähigkeit mit 1 At.% begrenzt sind.
  • Eine gute Anbindung zwischen der Diamant- und Metallphase ist erforderlich, um einen Übergang von der Phonenleitfähigkeit des Diamants auf die Elektronenleitfähigkeit des Bindemetalls zu gewährleisen. Dies kann beispielsweise durch die Ausbildung einer karbidischen Phase, die zwischen der Diamant- und der Metallphase angeordnet ist, erreicht werden. Untersuchungen haben dabei gezeigt, dass bereits Karbidfilme mit einer Dicke von einigen Atomlagen die Wärmeleitfähigkeit deutlich verbessern. Als karbidbildende Elemente haben sich die Elemente der Gruppe 4b- (Ti, Zr, Hf), 5b- (V, Nb, Ta), 6b (Cr, Mo, W)- Metalle des Periodensystems, sowie B und Si bewährt. Als besonders geeignet sind dabei die schwachen Karbidbildner Si und B zu nennen. Wenn das Matrixmetall ein karbidbildendes Element, wie beispielsweise Aluminium, ist, kann auf die Zugabe weiterer karbidbildender Elemente verzichtet werden. Des Weiteren ist es vorteilhaft, wenn das die karbidische Phase bildende Element auch im Bindemetall enthalten ist. Zu bevorzugen sind dabei die karbidbildenden Elemente, die im jeweiligen Matrixmetall eine Löslichkeit kleiner 1 At.% aufweisen. Wenn die Löslichkeit größer ist, wird wiederum die Wärmeleitfähigkeit des Bindemetalls und damit des Diamant-Metall-Verbundwerkstoffes reduziert. Erfindungsgemäße Zusammensetzungen des Bindemetalls sind Aluminiumwerkstoffe mit 0,005 bis 3At%. eines oder mehrerer Elemente der Gruppe V, Nb, Ta, Ti, Zr Hf, B, Cr, Mo, W und/oder mit 0,005 bis 20 At.% Si.
  • Auf Basis von Ag sind dies Werkstoffe mit 0,005 bis 5 At.% eines oder mehrerer Elemente der Gruppe Zr, Hf und/oder 0,005 bis 10At.% eines oder mehrerer Elemente der Gruppe V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und/oder 0,005 bis 20 At.% Si. Besonders vorteilhafte Eigenschaften werden mit Cu-Basis-Matrixmetallen erzielt, die mit 0,005 bis 3 At.% eines oder mehrerer Elemente der Gruppe Ti, Zr, Hf und/oder 0,005 bis 10 At.% eines oder mehrerer Elemente der Gruppe Mo, W, B, V, Nb, Ta, Cr, und/oder 0,005 bis 20 At.% B legiert sind.
  • Als besonders vorteilhafte Bindemetalle haben sich Ag-Legierungen mit 0,1 bis 12 At.% Si, sowie Cu-Legierungen mit 0,1 bis 14 At.% Bor, Rest übliche Verunreinigungen, erwiesen.
  • Eine besonders vorteilhafte Wirkung kann auch erzielt werden, wenn bereits beschichtete Diamantpulver (metallische oder karbidische Schicht) eingesetzt werden.
  • Durch den Einsatz des erfindungsgemäßen Diamant-Metall-Verbundwerkstoffes ist es nun möglich, den Wärmestrom kegelig aufzuweiten und damit bei aktiv gekühlten Röntgenanoden die Effizienz der Aktivkühlung zu erhöhen. Umfangreiche Versuche an derartigen Röntgenanoden haben gezeigt, dass durch die erfindungsgemäße Lösung die Temperatur soweit abgesenkt wird, dass die prognostizierte niedrige Wärmeleitfähigkeit des Diamant-Metall-Verbundwerkstoffes bei erhöhten Einsatztemperaturen noch keine funktionsbeschränkende Auswirkung hat.
  • Da die erfindungsgemäßen Diamant-Metall-Verbund-Werkstoffe in ihren mechanischen Eigenschaften wie Zug- und Druckfestigkeit, Bruchzähigkeit und Ermüdungsfestigkeit begrenzt, und dementsprechend unter Einsatzbedingungen von Röntgenanoden als freitragende Struktur nicht thermisch zyklierbar sind, umfasst der Trägerkörper neben dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff noch einen festigkeitsgebenden Bereich aus einem Strukturwerkstoff, der eine Festigkeit bei 500°C von größer 100 MPa aufweist. Der Diamant-Metall-Verbundwerkstoff wird durch die Struktursteifigkeit der Strukturkomponente gegen zerstörende Verformung oder Risseinleitung durch Fliehkräfte oder thermomechanische Spannungen geschützt. Damit wird es möglich, den Diamant-Metall-Verbundwerkstoff einerseits in Hinblick auf thermische Leitfähigkeit zu optimieren, insbesondere durch Steigerung des Diamantanteils. Andererseits kann der Diamant-Metall-Verbundwerkstoff in seiner Wärmedehnung an den Strukturwerkstoff angepasst werden. Auf diese Weise können die Funktionen des Trägerkörpers in Hinblick auf Strukturfestigkeit und Berstfestigkeit einerseits und auf Wärmeableitung andererseits entkoppelt werden. Als erfindungsgemäße Strukturwerkstoffe sind Mo, Mo-Legierungen, W, W-Legierungen, W-Cu Verbundwerkstoffe, Mo-Cu Verbundwerkstoffe, teilchenverstärkte Cu- und teilchenverstärkte Al-Legierung zu nennen. Als besonders vorteilhafte Molybdän-Legierungen sind TZM (Mo-0,5 Gew.%, Titan-0,08 Gew.%, Zirkon-0,04 Gew. C) und MHC (Mo-1,2 Gew.% Hf-0,08 Gew.% C) zu erwähnen.
  • Der Bereich aus dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff kann direkt an den Belag anschließen. Dies ist dann möglich und sinnvoll, wenn die Temperatur auf der Belagsrückseite durch den Diamant-Metall-Verbundwerkstoff so weit abgesenkt werden kann, dass keine Materialschädigungen, wie beispielsweise Aufschmelzen der Bindephase(n) des Diamant-Metall-Verbundwerkstoffes, auftreten. Ist dies nicht gegeben, so ist es vorteilhaft, wenn sich der festigkeitsgebende Bereich aus einem unter Einsatzbedingungen formstabilen Strukturwerkstoff, bevorzugt Molybdän, Wolfram oder einer Legierung dieser Metalle, zwischen den
    Diamant-Metall-Verbundwerkstoff und den Belag erstreckt.
    Der Diamant-Metall-Verbundwerkstoff ist bevorzugt unter jenem Bereich des Belages angeordnet, in dem durch die Einwirkung des Elektronenstrahls die Wärme entsteht. Für eine Röntgendrehanode ist dies die ringförmige Brennbahn. Daraus ergeben sich bevorzugte Ausführungsformen für den Bereich aus dem
    Diamant-Metall-Verbundwerkstoff, nämlich solche mit axialsymmetrischer Geometrie, wie beispielsweise eine Scheibe oder ein Ring. Der Querschnitt ist dabei vorzugsweise annähernd rechteckig oder trapezförmig.
  • In Richtung des maximalen Wärmeflusses gesehen, ist es weiters vorteilhaft, wenn anschließend an den Bereich aus dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff ein weiterer wärmeableitender Bereich aus einem hoch wärmeleitfähigen Metall folgt, der bei der Endformgebung, insbesondere auch in Hinblick auf Anbringung von Kühlstrukturen, mit herkömmlichen Zerspanungsprozessen formgebend bearbeitet werden kann. Als hoch wärmeleitfähige Metalle sind dabei Kupfer, Aluminium, Silber und deren Legierungen zu erwähnen. Dieser wärmeableitende Bereich ist wiederum bevorzugt als Ringelement oder als Scheibe ausgebildet und mit dem
    Diamant-Metall-Verbundwerkstoff und/oder mit dem festigkeitsgebenden Bereich stoffschlüssig verbunden.
  • Dem maximalen Wärmefluss folgend weist die Röntgenanode bevorzugt zumindest im Bereich der maximalen Wärmebelastung den folgenden Aufbau auf:
    • 0,01 mm bis 1 mm Belag, 0 bis 4 mm festigkeitsgebender Bereich, 2 bis 15 mm Bereich aus dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff und 0 bis 10 mm wärmeableitender Bereich. Eine Mindeststärke des Belags von 0,01 mm ist aus röntgenphysikalischen Gründen erforderlich. Bei Belagsstärken über 1 mm und/oder einer Dicke des festigkeitsgebenden Bereichs über 4 mm wird die Wärmeableitung reduziert, da die üblicherweise verwendeten W-Re Legierungen und die zur Verfügung stehenden Strukturwerkstoffe eine im Vergleich zum
  • Diamant-Metall-Verbundwerkstoff reduzierte Wärmeleitfähigkeit aufweisen. Besonders vorteilhaft ist es, wenn die Dicke des Belags bei 0,2 bis 0,4 mm bzw. jene des festigkeitsgebenden Bereichs bei 0,5 bis 4 mm liegt.
  • Der erfindungsgemäße Aufbau einer Röntgenanode kann insbesondere bei Drehanoden und dabei wiederum bei Einsatz der Drehanode als aktiv gekühlter Boden einer Drehkolbenröhre besonders vorteilhaft angewandt werden. Um eine ausreichende Strukturfestigkeit der Drehanode zu erreichen, bewährt es sich, wenn das Zentrum nur aus dem Strukturwerkstoff gebildet ist. Weiters ist es vorteilhaft, wenn der Bereich aus dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff als ring- oder scheibenförmiges Element in eine entsprechende Vertiefung des festigkeitsgebenden Bereichs des Trägerkörpers eingelagert ist und so durch diesen hinsichtlich der auftretenden mechanischen Belastungen abgestützt wird. Vorteilhaft ist der Strukturwerkstoff einerseits mit dem Belag, andererseits mit dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff stoffschlüssig verbunden. Das stoffschlüssige Verbinden zwischen Strukturkomponente und Diamant-Metall-Verbundwerkstoff kann vorteilhaft bereits in situ bei dessen Synthese in geeigneten Ausnehmungen des festigkeitsgebenden Bereiches des Anodenkörpers erfolgen (beispielsweise durch Druckinfiltration oder durch heißisostatisches Pressen). Andererseits kann der Verbundwerkstoff für sich synthetisiert und daraus ein Füllkörper in geeigneter Form hergestellt werden, der dann beispielsweise durch Löten oder einen anderen bekannten Fügeprozess stoffschlüssig mit der Strukturkomponente verbunden wird.
  • Für die Herstellung des Diamant-Metall-Verbundwerkstoffes steht eine Reihe von Verfahren zur Verfügung, bei denen das Bindemetall entweder über die Schmelzphase oder über die Festphase mit dem Diamant stoffschlüssig verbunden wird. Über die Schmelzphase laufen vorteilhaft die Prozesse mittels Druckinfiltration ab. Typische Infiltrationstemperaturen liegen etwa 100°C über dem jeweiligen Schmelzpunkt des Bindemetalls. Aus den Reaktionen mit dem Diamantkorn entstehen dann gegebenenfalls die bereits genannten, die Diamantkörner umhüllenden Karbidphasen.
  • Ein besonders geeignetes Herstellverfahren umfasst dabei die folgenden Herstellschritte:
    • ■ Herstellen eines Verbundkörpers, welcher aus dem Strukturwerkstoff und dem Belagswerkstoff gebildet ist, durch pulvermetallurgisches Verbundpressen / Sintern / Schmieden oder Aufbringen des Belagwerkstoffs auf den Strukturwerkstoff durch Vakuumplasmaspritzen;
    • ■ Einbringen einer Vertiefung in den Strukturwerkstoff auf der belagsabgewandten Seite
    • ■ Einfüllen von Diamantpulver mit einer Korngröße von 50 bis 400 µm in die Vertiefung, wobei das Diamantpulver unbeschichtet oder beschichtet (Schichtstärke 0,05 bis 50 µm) bevorzugt mit einem Metall oder einem Karbid eines Metalls aus der Gruppe der 4b, 5b, 6b Metalle des Periodensystems, B und Si, vorliegen kann;
    • ■ Infiltrieren der Diamantpulverschüttung mit dem Bindemetall bei einem Druck von 1 bis 500 bar und einer Temperatur T, mit Liquidustemperatur des Bindemetalls < T < Liquidustemperatur des Bindemetalls plus 200°C; optional mit Überschuss des Bindemetalls zur Ausbildung des wärmeableitenden Bereichs;
    • ■ Mechanische Bearbeitung.
  • Bei der Herstellung des Verbundes zwischen Diamantkorn und Bindemetall in der Festphase entsteht die Anbindung des Diamantkorns an das Bindemetall durch Diffusion. Die erforderlichen Diffusionswege können bereits bei Temperaturen T - 0,5 bis 0,8 Tm (Tm = Schmelzpunkt des Bindemetalls in Grad Kelvin) und Haltezeiten von wenigen Stunden erreicht werden. Geeignete Verfahren sind beispielsweise das Heißpressen oder das heißisostatische Pressen von
    Diamant-Metall-Pulvergemischen. Die Anbindung wird vorteilhaft durch geeignete Beschichtungen der Diamantkörner verbessert bzw. beschleunigt. Im Falle der Festphasen-Reaktion können bei geeigneter Vorbehandlung der Diamantkörner und Wahl der Konsolidierungsbedingungen die Gehalte an Zusatzwerkstoffen um Größenordnungen reduziert werden bzw. gegebenenfalls ganz fortfallen, wodurch die hohe Wärmeleitfähigkeit der reinen Bindephase weitestgehend erhalten werden kann.
  • Auch Kombinationen beider Reaktionswege, zum Beispiel kurzzeitiges Durchlaufen der Schmelzphase unter Druck zur porenfreien Hinterfüllung der Diamantschüttung gefolgt von einer Feststoff-Druckdiffusionsphase bei abgesenkten Temperaturen, können vorteilhaft sein, insbesondere zur Realisierung hoher Diamantanteile des Verbundwerkstoffes.
  • Ein besonders geeignetes Verfahren umfasst hier die Herstellschritte:
    • ■ Herstellen eines Verbundkörpers, welcher aus dem Strukturwerkstoff und dem Belagswerkstoff gebildet ist, durch pulvermetallurgisches Verbundpressen / Sintern / Schmieden oder Aufbringen des Belagwerkstoffs auf den Strukturwerkstoff durch Vakuumplasmaspritzen;
    • ■ Einbringen einer Vertiefung in den Strukturwerkstoff auf der belagsabgewandten Seite;
    • ■ Einfüllen einer Mischung aus Diamantpulver und dem Bindemetall in die Vertiefung, wobei das Diamantpulver eine Korngröße von 50 bis 400 µm aufweist und unbeschichtet oder beschichtet (Schichtstärke 0,05 bis 50 µm) bevorzugt mit einem Metall oder einem Karbid eines Metalls aus der Gruppe der 4b, 5b, 6b Metalle des Periodensystems, B und Si vorliegen kann;
    • ■ Heißpressen der Mischung bei einem Druck von 10 bis 200 MPa und einer Temperatur T, mit 0,6 x Solidustemperatur des Bindemetalls < T < Solidustemperatur des Bindemetalls; optional mit Überschuss des Bindemetalls zur Ausbildung des wärmeableitenden Bereichs;
    • ■ Mechanische Bearbeitung.
  • Ein weiteres geeignetes Verfahren umfasst die Herstellschritte:
    • ■ Herstellen einer eines Verbundkörpers, welcher aus dem Strukturwerkstoff und dem Belagswerkstoff gebildet ist, durch pulvermetallurgisches Verbundpressen / Sintern / Schmieden oder Aufbringen des Belagwerkstoffs auf den Strukturwerkstoff durch Vakuumplasmaspritzen;
    • ■ Einbringen einer Vertiefung in den Strukturwerkstoff auf der belagsabgewandten Seite;
    • ■ Herstellen eines Grünlings durch das Pressen einer Mischung aus Diamant- und Bindemetallpulver, wobei das Diamantpulver eine Korngröße von 50 bis 400 µm und das Bindemetallpulver von 0,5 bis 600 µm aufweist und das Diamantpulver unbeschichtet oder beschichtet (Schichtstärke 0,05 bis 50 µm) bevorzugt mit einem Metall oder einem Karbid eines Metalls aus der Gruppe der 4b, 5b, 6b Metalle des Periodensystems, B und Si vorliegen kann, bei einem Druck bevorzugt von 70 bis 700 MPa;
    • ■ Einbringen des Grünlings in die Vertiefung des Strukturwerkstoffs und Kannen des so hergestellten Zusammenbaus unter Verwendung üblicher Kannenwerkstoffe (beispielsweise Stahl, Titan);
    • ■ Heißisostatisches Pressen des gekannten Zusammenbaus bei einem Druck von 50 bis 300 MPa und einer Temperatur T, mit 0,6 x Solidustemperatur des Bindemetalls < T < Liquidustemperatur des Bindemetalls plus 200°C; optional mit Überschuss des Bindemetalls zur Ausbildung des wärmeableitenden Bereichs;
    • ■ Mechanische Bearbeitung.
  • Grundsätzlich kommen zur Herstellung des Diamant-Metall-Verbundwerkstoffes auch weitere Verfahren, insbesondere auch solche zur Herstellung von Verbundwerkstoffen, wie z.B. die Gasphasen-Infiltration des Bindemetalls, in Betracht.
  • Im Folgenden ist die Erfindung durch Beispiele näher erläutert.
    • Figur 1
    zeigt skizzenhaft den Querschnitt der erfindungsgemäßen Röntgenanode gemäß Beispiel 4
    Figur 2
    zeigt skizzenhaft den Querschnitt der Röntgenanode gemäß Beispiel 5
    Figur 3
    zeigt skizzenhaft den Querschnitt der Röntgenanoden gemäß Beispiel 6 und 7
    Beispiel 1
  • Zur Einstellung der Bindephase auf Cu-Basis wurden Ronden aus der hochfesten Mo-Legierung TZM (Mo-0,5Gew.%Ti-0,08Gew.%Zr-0,01 bis 0,06 Gew.%C ) mit einem Durchmesser von 50 mm und einer Dicke von 30 mm auf üblichem pulvermetallurgischem Weg über Pulverpressen / Sintern / Schmieden hergestellt. In diese Ronden wurde eine zylindrische Vertiefung mit einem Durchmesser von 30 mm und einer Tiefe von 20 mm eingearbeitet. Im folgenden Arbeitsschritt wurde in die so entstandene Vertiefung zur Herstellung des Diamant-Metall-Verbundwerkstoffs jeweils eine Diamantschüttung mit einem mittleren Korndurchmesser (laseroptisch bestimmt) von 150 µm eingebracht und die Ringform über Gasdruckinfiltration mit Cu-Legierungen der folgenden Zusammensetzungen infiltriert: Cu-0,5At.%B, Cu-2At.%B und Cu-8At.%B.
  • Zudem wurde mit Nb beschichtetes (Schichtstärke ca. 1 µm) Diamantpulver mit einem mittleren Korndurchmesser (laseroptisch bestimmt) von 150 µm in die Ringform eingebracht und darüber Rein-Cu in stückiger Form positioniert. Idente Versuche wurden mit Cr, Ti und Mo beschichteten Pulvern durchgeführt. Die Gasdruckinfiltration wurde jeweils unter Ar-Schutzgasatmosphäre bei 1100°C mit einem Gasdruck von 2 bar durchgeführt. Der Volumenanteil Diamant betrug bei allen Proben ca. 55 %. Die Wärmeleitfähigkeit der Cu-Diamant-Verbundwerkstoffe lag bei 500°C zwischen 290 und 350 W/m.K.
    • Beispiel 2
  • Zur Einstellung der Bindephase auf Ag-Basis wurden Ronden gemäß Beispiel 1 hergestellt. In die Vertiefung wurde zur Herstellung des
  • Diamant-Metall-Verbundwerkstoffs jeweils eine Diamantschüttung mit einem mittleren Korndurchmesser (laseroptisch bestimmt) von 150 µm eingebracht und die Ringform über Gasdruckinfiltration mit Ag-Legierungen der folgenden Zusammensetzungen infiltriert: Ag-0,5At.%Si, Ag-3At.%Si, Ag-11At.%Si und Ag-18At.%Si.
  • Zudem wurde mit Nb beschichtetes (Schichtstärke ca. 1 µm) Diamantpulver mit einem mittleren Korndurchmesser (laseroptisch bestimmt) von 150 µm in die Ringform eingebracht und darüber Rein-Ag in stückiger Form positioniert. Idente Versuche wurden mit Cr, Ti und Mo beschichteten Pulvern durchgeführt. Die Gasdruckinfiltration wurde jeweils unter Ar-Schutzgasatmosphäre bei 1000°C mit einem Gasdruck von 2 bar durchgeführt. Der Volumenanteil Diamant betrug bei allen Proben ca. 55 %.
  • Die Wärmeleitfähigkeit der Ag-Diamant-Verbundwerkstoffe lag bei 500°C zwischen 340 und 440 W/m.K.
    • Beispiel 3
  • Zur Einstellung der Bindephase auf Al-Basis wurden Ronden gemäß Beispiel 1 hergestellt. In die Vertiefung wurde zur Herstellung des Diamant-Metall-Verbundwerkstoffs jeweils eine Diamantschüttung mit einem mittleren Korndurchmesser (laseroptisch bestimmt) von 150 µm eingebracht und die Ringform über Gasdruckinfiltration mit Al-Werkstoffe der folgenden Zusammensetzungen infiltriert: Al, Al-3At.%Si, Al-12At.%Si und Al-15At.%Si. Zudem wurde mit Nb beschichtetes (Schichtstärke ca. 1 µm) Diamantpulver mit einem mittleren Korndurchmesser (laseroptisch bestimmt) von 150 µm in die Ringform eingebracht und darüber Rein-Al in stückiger Form positioniert. Idente Versuche wurden mit Cr, Ti und Mo beschichteten Pulvern durchgeführt.
  • Die Gasdruckinfiltration wurde jeweils unter Ar-Schutzgasatmosphäre bei 700°C mit einem Gasdruck von 2 bar durchgeführt. Der Volumenanteil Diamant betrug bei allen Proben ca. 55 %.
  • Die Wärmeleitfähigkeit der Al-Diamant-Verbundwerkstoffe lag bei RT zwischen 400 und 450 W/m.K.
    • Beispiel 4
  • Eine Drehanode -1- mit einem Aufbau gemäß Fig. 1 wurde wie folgt hergestellt: Der festigkeitsgebende Bereich -4- des Trägerkörpers -3- wurde aus TZM auf üblichem pulvermetallurgischem Weg über Pulverpressen / Sintern / Schmieden und Überdrehen der Vorkontur (mit Außendurchmesser 125 mm) hergestellt. Darauf wurde der die Röntgenstrahlung erzeugende Belag -2- aus W-5Gew.%Re mittels Vakuumplasmaspritzen aufgebracht. Aus dem festigkeitsgebenden Bereich -4- des Trägerkörpers -3- wurde unterhalb des Belages -2- ein Ringbereich von 25 mm Breite mit einer Reststärke des festigkeitsgebenden Bereichs -4- von 1 mm ausgedreht. Im folgenden Arbeitsschritt wurde in die so entstandene Ringnut zur Herstellung des Bereiches -5- aus dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff eine Diamantschüttung mit einem mittleren Korndurchmesser (laseroptisch bestimmt) von 150 µm eingebracht und die Ringform über Gasdruckinfiltration mit einer Cu-4At.%B Legierung, die in stückiger Form auf der Diamantpulverschüttung positioniert wurde, infiltriert. Die Gasdruckinfiltration wurde unter Ar-Schutzgasatmosphäre bei 1100°C mit einem Gasdruck von 2 bar durchgeführt. Unter Verwendung eines geeigneten Graphitwerkzeuges wurde an den Diamantverbund gleichzeitig mit der Infiltration der wärmeableitende Bereich -6- in Form einer Cu-4At.% B Rückplatte mit einer Stärke von 3,7 mm hintergossen. In diese Rückplatte wurde zur Verbesserung der Wärmeabgabe an das Kühlmedium eine Finnenstruktur eingearbeitet.
  • Der so hergestellte Bereich -5- aus dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff hatte einen Volumenanteil von ca. 55 % Diamant und einen Ausdehnungskoeffizient bei RT von 6,5 E-6 /°K. Die Wärmeleitfähigkeit des Cu-Diamant-Verbundwerkstoffes betrug 480 W/m.K bei 22°C bzw. 350 W/m.K bei 500°C.
    • Beispiel 5
  • Eine Drehanode -1- mit einem Aufbau gemäß Fig. 2 wurde wie folgt gefertigt. Der festigkeitsgebende Bereich -4- des Trägerkörpers -3- wurde aus der hochfesten Mo-Legierung MHC (Mo-1,2Gew.%Hf-0,04 bis 0,15 Gew.%C) hergestellt, wobei der die Röntgenstrahlung erzeugende Belag -2- aus W10Gew.%Re nach der üblichen pulvermetallurgischen Methode über Co-Pressen / Sintern und Verbundschmieden mit dem festigkeitsgebende Bereich -4- verbunden wurde. Die Herstellung der Ringnut erfolgte wie in Beispiel 4 beschrieben.
  • Im folgenden Arbeitsschritt wurde in die bearbeitete Ringnut zur Herstellung des Bereichs -5- aus dem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff eine Diamantschüttung mit einem mittleren Korndurchmesser von 150 (laseroptisch bestimmt) eingebracht. Auf der Diamantschüttung wurde eine Ag-11 At.%Si Legierung in stückiger Form positioniert. Die Infiltration wurde unter Ar-Schutzgasatmosphäre bei 1000°C mit einem Gasdruck von 2 bar durchgeführt. Der Bereich -5- wurde auf der Unterseite der Drehanode -1- mit einem Überschuss an Metallschmelze mit einer Stärke von ca. 2 mm abgeschlossen. Durch die Verwendung der Ag-Matrix wurde eine Wärmeleitfähigkeit von 590 W/m.K bei 22°C bzw. 420 W/m.K bei 500°C erzielt.
    • Beispiel 6
  • Eine Drehanode -1- mit einem Aufbau gemäß Fig. 3 wurde wie folgt hergestellt. Die Herstellung des festigkeitsgebenden Bereichs -4- aus TZM (Stärke 15 mm, Durchmesser 140 mm) und das Aufbringen des Belages -2- aus W-5Gew.%Re erfolgte entsprechend Beispiel 4. Der festigkeitsgebende Bereichs -4- des Trägerkörper -3- wurde in dem mit Diamant-Metall-Verbundwerkstoff zu hinterfüllenden Ringbereich (Außendurchmesser 125 mm, Innendurchmesser 80 mm) auf eine Reststärke des TZM von 1 mm ausgedreht. Der festigkeitsgebende Bereichs -4- bildete zusammen mit einer darauf aufgebauten ringförmigen Beilagscheibe einen Teil des Heißpresswerkzeuges, das mit einem Gemisch von 50 Vol.%. Diamant und 50 Vol.% hochreinem Kupfer zur Ausbildung des
  • Bereiches -5- hinterfüllt wurde. Die Diamantkörner hatten einen Durchmesser von 150 µm (laseroptisch gemessen) und waren zur späteren Anbindung der Matrix mit 1 µm SiC beschichtet. Das hochreine Cu-Pulver hatte ebenfalls einen Korndurchmesser von 150 µm. Abschließend erfolgte eine Deckschüttung von 3 mm Kupferpulver gleicher Körnung zur Ausbildung des wärmeableitenden Bereiches -6-. Diese Schüttung wurde bei Raumtemperatur vorgepresst und bei einer Temperatur von 900°C über 1,5 Stunden bei einem Druck von 40 MPa heißgepresst und dadurch auf 99,8 % der theoretischen Dichte verdichtet. Gleichzeitig erfolgte durch Diffusion zwischen SiC und Cu eine feste und gut wärmeleitfähige Anbindung der Diamantkörner an die Kupfermatrix, sowie der Matrix an den Trägerkörper -3-.
  • Die an dem so erhaltenen Kupfer-Diamant-Verbundwerkstoff gemessene Wärmeleitfähigkeit lag bei 490 W/m.K (bei 22°C).
    • Beispiel 7
  • Eine Drehanode -1- mit einem Aufbau gemäß Fig. 3 wurde wie folgt hergestellt. Das Herstellen des festigkeitsgebenden Bereichs -4-, Aufbringen des Belages - 2- und Herstellen des Ringbereiches erfolgte wie in Beispiel 5 beschrieben. Eine Pulverschüttung aus einem Gemisch von 70 Vol.% Diamant und 30 Vol.% Silber zur Ausbildung des Bereiches -5- wurde mittels Matrizenpressen zu einem Pressling in der angenäherten Form des ausgedrehten Ringbereiches des festigkeitsgebenden Bereichs -4- verdichtet und in den ausgedrehten Ringbereich eingelegt. Die Diamantkörner hatten einen Durchmesser von 300 µm und waren mit 3 bis 5 µm SiC beschichtet. Das Ag-Pulver hatte einen Korndurchmesser von 150 µm. Auf die Rückseite des Diamant-Ag Grünlings wurde ein Ag-Blech mit einem Durchmesser von 140 mm und einer Stärke von 3 mm gelegt. Der gesamte Aufbau wurde in einer Stahlkanne vakuumdicht verschweißt und diese evakuiert. Die Ag-Anteile wurden im HIP-Prozess durch Aufheizen auf 980°C bei 2 Minuten Haltezeit unter einem Druck von 50 MPa erschmolzen, und dabei die Hohlräume des Grünlings mit Ag-Schmelze hinterfüllt. Anschließend wurde die Temperatur auf 650°C gesenkt und das gekannte Bauteil über 1 h unter einem Druck von 70 MPa gehalten. Das Abkühlen auf Raumtemperatur erfolgte ebenfalls unter Druck im Bereich von ca. 70 MPa, mit einer Haltezeit von 2 h bei 400°C. Der so erhaltene Silber-Diamant-Verbundwerkstoff wies eine Wärmeleitfähigkeit von 610 W/m.K auf.
  • Als Referenzanode für Vergleichstests in Röntgenröhren wurde eine nach dem heutigen Stand der Technik baugleich gefertigte Anode für Drehkolbenröhren, jedoch mit Kupfer anstelle von Diamant-Metall-Verbundwerkstoff hinterfüllt, herangezogen.
  • Alle gemäß den Beispielen 4 bis 7 mit Diamant-Metall-Verbundwerkstoff hinterfüllten Drehanoden zeigten im Test in Drehkolbenröhren unter gegenüber der heutigen Grenzbelastung verschärften Testbedingungen (Steigerung der elektrischen Leistung um 20 % gegenüber den Referenzanoden nach dem Stand der Technik) ein ausgezeichnetes Einsatzverhalten, bei einem im Vergleich zu den Referenzanoden trotz der erhöhten Belastung deutlich verlangsamten Abfall der Röntgendosis über die Testdauer. Die Reduktion der Brennbahnaufrauung, welche für die Abnahme der Röntgendosis über die Lebensdauer der Anode verantwortlich ist, korrelierte hierbei in guter Näherung mit der relativen Erhöhung der Wärmeleitfähigkeit der jeweils vorliegenden Diamant-Metall-Verbunde. In nach Testende durchgeführten zerstörenden Analysen der verschiedenen Anoden konnte keine Schädigung des Verbundes zwischen der festigkeitsgebenden Komponente und dem Diamant-Metall-Verbund bzw. innerhalb desselben zwischen Diamantkörnern und Bindemetall festgestellt werden.

Claims (8)

  1. Röntgenanode (1) zur Erzeugung von Röntgenstrahlen, bestehend aus einem die Röntgenstrahlung durch Beschuss mit fokussierten Elektronen erzeugenden Belag (2), der mit einem Trägerkörpers (3) verbunden ist, der einen festigkeitsgebenden Bereich (4) aus einem Werkstoff mit einer Festigkeit bei 500°C größer 100 MPa der Gruppe Mo, Mo-Legierung, W, W-Legierung, W-Cu Verbundwerkstoff, Cu-Verbundwerkstoff, teilchenverstärkte Cu-Legierung und teilchenverstärkte Al-Legierung umfasst, wobei der Trägerkörper (3) zudem einen Bereich (5) aus einem Diamant-Metall-Verbundwerkstoff umfasst, der 40 bis 90 Vol.% Diamantkörner und 10 bis 60 Vol.% Bindephase(n) enthält, wobei die Bindephase(n) aus 80 bis 100 Vol.% Bindemetall auf Basis von Kupfer, Silber, Aluminium oder Legierungen dieser Werkstoffe und optional bis 20 Vol.% zumindest eines Karbids eines Elements aus der Gruppe B, Si, 4b, 5b und der 6b Metalle des Periodensystems besteh(t)en,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass wenn Cu die Basis Ist, das Bindemetall 0,005 bis 3 At.% eines oder mehrerer Elemente aus der Gruppe Ti, Zr, Hf und/oder 0,005 bis 10 At.% eines oder mehrerer Elemente aus der Gruppe Mo, W, V, Ta, Nb, Cr und/oder 0,005 bis 20 At.% B enthält, wenn Ag die Basis ist, das Bindemetall 0,005 bis 5 At.% eines oder mehrerer Elemente aus der Gruppe Zr, Hf und/oder 0,005 bis 10 At.% eines oder mehrerer Elemente der Gruppe V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und/oder 0,005 bis 20 At.% Si enthält und wenn Al die Basis ist, das Bindemetall 0,005 bis 3 At.% eines oder mehrerer Elemente aus der Gruppe V, Nb, Ta, Ti, Zr Hf, Cr, Mo, W, B und/oder 0,005 bis 20 At.% Si enthält.
  2. Röntgenanode (1) nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Bereich (5) unterhalb des Belags (2) im Bereich der maximalen Wärmebelastung angeordnet ist.
  3. Röntgenanoden (1) nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Bereiche (4, 5) zumindest in Teilbereichen stoffschlüssig durch einen Hintergieß-, Druckinfiltrations-, Diffusionsschweiß- oder Lötprozess verbunden sind.
  4. Röntgenanode (1) nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Dicke des festigkeitsgebenden Bereichs (4) 0,5 bis 3 mm beträgt.
  5. Röntgenanode (1) nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der festigkeitsgebende Bereich (4) aus Mo-0,5Gew.%Ti-0,08Gew.%Zr-0,01 bis 0,06 Gew.%C oder Mo-1,2Gew.%Hf-0,04 bis 0,15 Gew.%C besteht.
  6. Röntgenanode (1) nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Belag (2) aus einer W-Re Legierung mit 1 bis 10 Gew.% Re besteht.
  7. Röntgenanode (1) nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass diese als axial symmetrische Drehanode ausgeführt ist und der festigkeitsgebende Bereich (4) und der Bereich (5) axialsymmetrisch angeordnet sind.
  8. Röntgenanode (1) nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Bereich (5) als Ring oder Scheibe ausgebildet ist, in eine geometrisch entsprechende Vertiefung des festigkeltsgebenden Bereichs (4) positioniert und mit diesem zumindest im Bereich unterhalb der Brennbahn stoffschlüssig verbunden ist.
EP08799932A 2007-09-28 2008-09-25 Röntgenanode mit verbesserter wärmeableitung Active EP2193538B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AT0058307U AT10598U1 (de) 2007-09-28 2007-09-28 Ríntgenanode mit verbesserter warmeableitung
PCT/AT2008/000343 WO2009039545A1 (de) 2007-09-28 2008-09-25 Röntgenanode mit verbesserter wärmeableitung

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP2193538A1 EP2193538A1 (de) 2010-06-09
EP2193538B1 true EP2193538B1 (de) 2011-08-31

Family

ID=40282468

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP08799932A Active EP2193538B1 (de) 2007-09-28 2008-09-25 Röntgenanode mit verbesserter wärmeableitung

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8243884B2 (de)
EP (1) EP2193538B1 (de)
JP (1) JP5450421B2 (de)
AT (2) AT10598U1 (de)
WO (1) WO2009039545A1 (de)

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011018750A1 (en) * 2009-08-11 2011-02-17 Koninklijke Philips Electronics N.V. Rotary anode for a rotary anode x-ray tube and method for manufacturing a rotary anode
DE102011079878A1 (de) * 2011-07-27 2013-01-31 Siemens Aktiengesellschaft Röntgenröhre und Verfahren zu deren Herstellung
US20150117599A1 (en) 2013-10-31 2015-04-30 Sigray, Inc. X-ray interferometric imaging system
CA2881864A1 (en) 2012-08-17 2014-02-20 Nuvera Fuel Cells, Inc. Design of bipolar plates for use in electrochemical cells
US9449782B2 (en) * 2012-08-22 2016-09-20 General Electric Company X-ray tube target having enhanced thermal performance and method of making same
US9449781B2 (en) 2013-12-05 2016-09-20 Sigray, Inc. X-ray illuminators with high flux and high flux density
US10297359B2 (en) 2013-09-19 2019-05-21 Sigray, Inc. X-ray illumination system with multiple target microstructures
US10295485B2 (en) 2013-12-05 2019-05-21 Sigray, Inc. X-ray transmission spectrometer system
US9570265B1 (en) 2013-12-05 2017-02-14 Sigray, Inc. X-ray fluorescence system with high flux and high flux density
US10269528B2 (en) 2013-09-19 2019-04-23 Sigray, Inc. Diverging X-ray sources using linear accumulation
US9390881B2 (en) 2013-09-19 2016-07-12 Sigray, Inc. X-ray sources using linear accumulation
US9448190B2 (en) 2014-06-06 2016-09-20 Sigray, Inc. High brightness X-ray absorption spectroscopy system
US10304580B2 (en) 2013-10-31 2019-05-28 Sigray, Inc. Talbot X-ray microscope
USRE48612E1 (en) 2013-10-31 2021-06-29 Sigray, Inc. X-ray interferometric imaging system
US9594036B2 (en) 2014-02-28 2017-03-14 Sigray, Inc. X-ray surface analysis and measurement apparatus
US9823203B2 (en) 2014-02-28 2017-11-21 Sigray, Inc. X-ray surface analysis and measurement apparatus
US9992917B2 (en) 2014-03-10 2018-06-05 Vulcan GMS 3-D printing method for producing tungsten-based shielding parts
US10401309B2 (en) 2014-05-15 2019-09-03 Sigray, Inc. X-ray techniques using structured illumination
JP6429602B2 (ja) * 2014-11-12 2018-11-28 キヤノン株式会社 陽極及びこれを用いたｘ線発生管、ｘ線発生装置、ｘ線撮影システム
US10352880B2 (en) 2015-04-29 2019-07-16 Sigray, Inc. Method and apparatus for x-ray microscopy
US10295486B2 (en) 2015-08-18 2019-05-21 Sigray, Inc. Detector for X-rays with high spatial and high spectral resolution
US10247683B2 (en) 2016-12-03 2019-04-02 Sigray, Inc. Material measurement techniques using multiple X-ray micro-beams
WO2018175570A1 (en) 2017-03-22 2018-09-27 Sigray, Inc. Method of performing x-ray spectroscopy and x-ray absorption spectrometer system
US10847336B2 (en) * 2017-08-17 2020-11-24 Bruker AXS, GmbH Analytical X-ray tube with high thermal performance
US10748736B2 (en) 2017-10-18 2020-08-18 Kla-Tencor Corporation Liquid metal rotating anode X-ray source for semiconductor metrology
US10734186B2 (en) * 2017-12-19 2020-08-04 General Electric Company System and method for improving x-ray production in an x-ray device
US10578566B2 (en) 2018-04-03 2020-03-03 Sigray, Inc. X-ray emission spectrometer system
US10845491B2 (en) 2018-06-04 2020-11-24 Sigray, Inc. Energy-resolving x-ray detection system
GB2591630B (en) 2018-07-26 2023-05-24 Sigray Inc High brightness x-ray reflection source
US10656105B2 (en) 2018-08-06 2020-05-19 Sigray, Inc. Talbot-lau x-ray source and interferometric system
CN112638261A (zh) 2018-09-04 2021-04-09 斯格瑞公司 利用滤波的x射线荧光的系统和方法
US11056308B2 (en) 2018-09-07 2021-07-06 Sigray, Inc. System and method for depth-selectable x-ray analysis
EP4279999A3 (de) 2018-11-16 2024-01-17 The Swatch Group Research and Development Ltd Metallmatrixverbundmaterial und verfahren zur herstellung eines metallmatrixverbundmaterials
WO2021011209A1 (en) 2019-07-15 2021-01-21 Sigray, Inc. X-ray source with rotating anode at atmospheric pressure
US11719652B2 (en) 2020-02-04 2023-08-08 Kla Corporation Semiconductor metrology and inspection based on an x-ray source with an electron emitter array
CN114899068A (zh) * 2022-06-23 2022-08-12 四川华束科技有限公司 一种反射式x射线靶基体、制备方法及x射线管
US11955308B1 (en) 2022-09-22 2024-04-09 Kla Corporation Water cooled, air bearing based rotating anode x-ray illumination source

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0294344A (ja) * 1988-09-30 1990-04-05 Shimadzu Corp Ｘ線管用回転陽極ターゲットおよびその製造方法
US4972449A (en) * 1990-03-19 1990-11-20 General Electric Company X-ray tube target
AT1984U1 (de) 1997-04-22 1998-02-25 Plansee Ag Verfahren zur herstellung einer anode für röntgenröhren
JP3893681B2 (ja) * 1997-08-19 2007-03-14 住友電気工業株式会社 半導体用ヒートシンクおよびその製造方法
JP2000260369A (ja) * 1999-03-09 2000-09-22 Toshiba Corp Ｘ線管用ターゲットおよびそれを用いたｘ線管
FR2810395B1 (fr) 2000-06-16 2002-09-06 Thomson Tubes Electroniques Dissipateur thermique a performances thermiques accrues et procede de fabrication
JP3731136B2 (ja) 2000-09-14 2006-01-05 株式会社リガク Ｘ線管ターゲットおよびその製造方法
DE102004003370B4 (de) * 2004-01-22 2015-04-02 Siemens Aktiengesellschaft Hochleistungsanodenteller für eine direkt gekühlte Drehkolbenröhre
DE102005039188B4 (de) * 2005-08-18 2007-06-21 Siemens Ag Röntgenröhre

Also Published As

Publication number Publication date
US20100316193A1 (en) 2010-12-16
US8243884B2 (en) 2012-08-14
AT10598U1 (de) 2009-06-15
WO2009039545A1 (de) 2009-04-02
EP2193538A1 (de) 2010-06-09
JP2010541134A (ja) 2010-12-24
ATE522920T1 (de) 2011-09-15
JP5450421B2 (ja) 2014-03-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2193538B1 (de) Röntgenanode mit verbesserter wärmeableitung
US7879129B2 (en) Wear part formed of a diamond-containing composite material, and production method
AT502265B1 (de) Röntgenröhrentargets aus einer mit einer hochfesten oxiddispersion verstärkten molybdänlegierung
AT504405B1 (de) Verfahren zum herstellen eines röntgentargets
DE69329124T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines diffusionsgebundenen Sputtertargetaufbaus
KR102084121B1 (ko) 4원계 고엔트로피 합금 조성물, 이를 이용한 4원계 고엔트로피 합금 및 이의 제조방법
AT413161B (de) Verfahren zum verbinden eines molybdänlegierungssubstrates mit einer graphitscheibe zu einer drehanoden-röntgenröhrentargetanordnung
US7731810B2 (en) Nano particle-reinforced Mo alloys for x-ray targets and method to make
EP1632463B1 (de) Werkstoffverbund
AT14991U1 (de) Röntgenanode
US20040079191A1 (en) Hard alloy and W-based composite carbide powder used as starting material
DE69709251T2 (de) Keramisch gebundener kompakter Körper aus kubischem Bornitrid
He et al. The effect of Mo particles addition in Ag-Cu-Ti filler alloy on Ti (C, N)-based cermet/45 steel-brazed joints
KR102477415B1 (ko) 다중 나노-상분리 고엔트로피 내화금속-산화물 복합재 및 이의 제조방법
DE3637930C1 (en) Mfg. composite material for armour piercing ammunition - using alloy powder contg. tungsten@, nickel@, iron@, copper@, titanium@, aluminium@ and/or molybdenum@
JP4542696B2 (ja) 回転陽極ｘ線管用ターゲットおよびその製造方法
WO2015042622A1 (de) Kupfer-gallium sputtering target
JP2999355B2 (ja) 低熱膨張率強靱サーメットの製造法
CN118231206B (zh) 一种含有柱状晶粒结构的复合靶盘及其制备方法与应用
RU2813253C1 (ru) Способ получения мелкозернистой структуры в спеченных материалах
JP2000260369A (ja) Ｘ線管用ターゲットおよびそれを用いたｘ線管
JP7429432B2 (ja) 加圧焼結体及びその製造方法
DE102023135181A1 (de) Hartmetall
JPH0768600B2 (ja) 複硼化物焼結体
AT501381B1 (de) Anodentargetanordnung zur verwendung in einer drehanoden-röntgenröhre

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 20100326

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MT NL NO PL PT RO SE SI SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL BA MK RS

17Q First examination report despatched

Effective date: 20100916

DAX Request for extension of the european patent (deleted)
GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: PLANSEE SE

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MT NL NO PL PT RO SE SI SK TR

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: T3

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 502008004707

Country of ref document: DE

Effective date: 20111103

LTIE Lt: invalidation of european patent or patent extension

Effective date: 20110831

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: HR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: NO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20111130

Ref country code: LT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: SE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: FI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: IS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20111231

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LV

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: SI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: GR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20111201

Ref country code: CY

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FD4D

BERE Be: lapsed

Owner name: PLANSEE SE

Effective date: 20110930

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: SK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: MC

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20110930

Ref country code: CZ

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: PL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: PT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20120102

Ref country code: RO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: EE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

Ref country code: BE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20110930

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

26N No opposition filed

Effective date: 20120601

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 502008004707

Country of ref document: DE

Effective date: 20120601

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: MT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: ES

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20111211

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20110925

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: BG

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20111130

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: TR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: HU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20110831

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: CH

Payment date: 20130919

Year of fee payment: 6

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MM01

Ref document number: 522920

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20130925

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: AT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20130925

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20140930

Ref country code: LI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20140930

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 9

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 10

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 11

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 20210921

Year of fee payment: 14

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20220930

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IT

Payment date: 20230927

Year of fee payment: 16

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 20240918

Year of fee payment: 17

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 20240919

Year of fee payment: 17

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Payment date: 20240918

Year of fee payment: 17