AT391435B - Verfahren zur herstellung einer odssinterlegierung - Google Patents

Description

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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 Tj^ 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 (Ausscheidungshärten) 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-Pulverkömer 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-Al 35 40 255 wird zur Herstellung einer ODS-Legierung vorgeschlagen, das Grundmetall 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, defmitionsgemäß 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 Mittel 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 der DE-Cll 12 90 727 ist es beispielsweise bekannt, schmelzmetallurgisch eine Niob-Legierung hoher Festigkeit herzustellen, 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 - 2100 °C lösungsgeglüht, abgekühlt, verformt und schließlich einem Prozeß der Ausscheidungsglühung oder Auslagerung unterzogen wird. In der Patentbeschreibung ist ausgeführt, daß während der Lösungsglühung 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 härtesteigemden Prozessen. Die vergleichsweise kleinen Mengen O, 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 -2-

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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 Komwachstum 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-PS 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-Sinterlegierungen 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 Substitutionsmischkristallbildung 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, wesenüich gesteigert werden.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch ein Verfahren gelöst, bei dem ein aus der Pulvermischung geformter Pulveipreßling während des Sintervorganges zumindest zeitweise bei Temperaturen im Bereich 0,7 - 0,9 TM gesintert wird, wobei die folgenden Vorgänge ablaufen: - 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: -3-

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Tabelle Lösungsmetalloxid und hartes tempera-turfestes Metalloxid Lösungsmetall Näherungswerte der negativen freien Oxidbildungsenergie bei 25 °C in Kilojoule pro Grammatom Sauerstoff

Silizium Si02 403 kJ Titan Ti02 424 kJ Zirkon Zr02 512 kJ Aluminium ai2o3 529 kJ Beryllium BeO 584 kJ Thorium Th02 613 kJ Chrom Cr2°3 348 kJ Magnesium MgO 572 kJ Mangan MnO 365 kJ Mn02 233 kJ Lanthan 580 kJ Hafnium Hfö2 566 kJ Barium BaO 529 kJ Strontium SiO 560 kJ Kalzium CaO 605 kJ Yttrium y2o3 604 kJ Niobium 1¾¾ 357 kJ Tantal Ta2°5 388 kJ Vanadium VO 416 kJ Molybdän Mo02 251 kJ M0O3 227 kJ Wolfram wo2 251 kJ wo3 247 kJ Rhenium ReOj 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 -4-

Nr. 391 435 den Sauerstoffgehalt niedriger, d. h. unterstöchiometrisch 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 5 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 Mischkristallkomponente. 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 10 angepaßtes Optimum der Einflußgrößen festgelegt werden.

Der Sinter- und Glühprozeß kann sowohl mittels Diiektsintem als auch mittels Indirektsintem erfolgen. Beim Direktsinteiprozeß 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 15 Konzentration die Wiederausscheidung in Form feinster, homogen verteilter Oxidteilchen 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 20 Oxidteüchen 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 25 Lösungsglühung, möglichst nahe an einen gerade noch tolerieibaren 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 30 Sauerstoff enthält, wobei neben geringen Mengen intersteitiell gelösten Sauerstoffs im Niob-Grundgitter T1O2 als feinverteiltes Dispersoid in der Grundmatrix vorliegt. Eine andere bevorzugte Niob-Legierung enthält 0,2 -1,5 Gew-% ZrOj. 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 35 beispielsweise in der Veröffentlichung "Niobium, TMS-AIME, Proceedings of the International Symposium 1981, ed. H. Stuart (1984)", 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 Legierungsbüdung nach dem Stand der Technik bezüglich Temperatur und Zeit in etwa vergleichbare Glühverfahren angewandt wurden, ließen sich die Ergebnisse vorliegender Erfindung nicht annähernd 40 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 45 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 50 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 Oxidmetalle deutlich unter den nach vorliegender Erfindung jeweils wünschenswerten Glühtemperaturen liegen und liegen in bevorzugten 55 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 Umschmelzen der Oxide im Gußteil mittels 60 des Lichtbogenschmelzens.

Aufgrund der jeweils erreichbaren Festigkeiten nach den verschiedenen Verfahren darf davon ausgegangen -5-

Nr. 391 435 werden, daß sich für ODS-Sinterlegierungen gemäß Erfindung mit wirtschaftlichem Aufwand wesentlich feinere Oxidpartikel und homogene Dispersoidverteilungen 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 mittels Mischkristallphasenbildung, ggf. mit Ausscheidung einer zweiten Metallphase, erhalten. Ein bewußter Verzichtauf 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 Körperverträglichkeit als Humanimplantat, aber auch die Verwendung beispielsweise des Niobs aufgrund seines niedrigen Neuhonen-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-Kühlkreisläufen, 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.% T1O2 wird entsprechend dem erfinderischen Verfahren hergestellt. Dazu werden 3980 g Niob-Pulver der mittleren Korngröße 10 pm mit einem Sauerstoffgehalt < 1000 ppm mit 20 g TiC>2-Pulveragglomerat der mittleren Korngröße 0,25 pm während 10 Stunden homogen vermischt. Anschließend wird die Pulvermischung bei ca. 2000 bar hydrostatisch auf 80 % der theoretischen Dichte verpreßt.

Der so erhaltene Preßling wird im Hochvakuum (besser 1 x 10*^ mbar) langsam aufgeheizt und schließlich bei einer Temperatur von 2100 °C 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 Festköiperlösung des T1O2 sowie zur Diffusion der Ti- und (^-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 Kembereich 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 TiC^-Konzentration in der Legierung erfolgt während des Abkühlens nach dem Sintervorgang noch keine nennenswerte TiC^-Ausscheidung, sondern eine nahezu vollständige Ausscheidung während eines ca. einstündigen Anwärm- und Auslagerungsvorganges zu Beginn des Warmumformprozesses. Elektronenmikroskopische Untersuchungen von Proben nach dem Auslagerungsglühen zeigten, daß die Legierung sehr homogen verteilte, feinkörnige TiC^-Teilchen mit einer Teilchengröße von 2-20 nm, vorzugsweise 8 - 12 nm aufwies.

Derartige Legierungen lassen sich nach den bekannten Warm- und Kaltumformverfahren weiterverarbeiten. Im vorliegenden Fall erfolgt zunächst eine Warmumformung durch Strangpressen bei 1000 °C mit einem Umformverhältnis von 8,7:1. Anschließend wurde die Legierungsprobe durch Profilwalzen und Rundhämmem 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 800 °C, 1000 °C und 1200 °C 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 Dehnungsweite.

Neben der Zugfestigkeit wurde auch die Wechselfestigkeit derartiger Legierungen untersucht. Die Tests ergaben bei 2.10** Zyklen nach einer Ultraschallmethode mit ca. 400 N/mm^ Dauerfestigkeit an Luft überdurchschnittlich gute Werte. -6-

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Die Legierung besitzt eine ausgezeichnete Duktilität. Diese äußert sich zum einen in der guten Verarbeitbarkeit und weiters in einem mit ca. -50 °C sehr niedrigen Wert für die Übergangstemperatur, in einer hohen Kerbschlagzähigkeit von ca. 135 J/cm^ bei Raumtemperatur und in einer hohen Bruchdehnung von > 10 % bei verformtem Material.

Beisniel 2:

Nach dem in Beispiel 1 beschriebenen Verfahren wurde eine oxid-dispersionsverfestigte Niob-1 TiC^-Legierung hergestellt. Dazu erfolgte eine doppelt so hohe Einwaage an TK>2 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 TiC>2 beobachtet werden. Beim Anwärmen der Legierung vor dem anschließenden Warmumformen wurde das noch in Lösung befindliche Titan praktisch vollständig als Ti02 ausgeschieden. Der höhere TiC^-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 ZrC^-Legierung hergestellt.

Vor allem im Hinblick auf schnelle Abkühlung des Sinterguts nach dem Sinter- und Glühvorgang wurde der Pulverpreßling mittels Direktsintern weiterverarbeitet. Da Zrt>2 beständiger ist als T1O2, wurde die Sintertemperatur auf2300 °C erhöht um einerseits sicherzustellen, daß die Komponenten des ZrC>2 vollständig in Lösung gehen, zum anderen aber auch um den Gesamtsauerstoffgehalt der Probe etwas niedriger einzustellen und damit eine zu schnelle und vergleichsweise 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 T1O2 höheren Zri^-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-TK^-Legierung entsprechend Beispiel 1 vorliegender Erfindung

Position 2 eine Nb-T^-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 3 181 945

Position 4 eine Nb-Zrt^-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 Beschreibungsdetails 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. -7-

Claims (5)

1. Nr. 391435 TABELLE 1 Pos. Material Angaben in Gew-% Zustand Prüftemp. °C Zugfestigk. MPa Dehnung % 1 Nb-0.5 Ti02 verformt RT 950 12 800 405 12 1000 350 15 1200 250 18 rekrisL RT 490 34 800 175 33 1000 135 46 2 Nb-1 Ti02 verformt RT 1100 12 rekrisL RT 535 29 3 Nb-1.5 Ti- 0.5 O warm verformt RT 506 29 871 307 19 (US-PS 3 181 946) 982 251 14 1204 185 20 4 Nb-0.5 Zr02 verformt RT 760 11 rekrisL RT 450 32 5 Nb-1 Zr verformt RT 350-550 5-15 (Niobium TMS-AIME) rekrisL 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 rekrisL RT 200-300 20-45 PATENTANSPRÜCHE 1. Verfahren zur Herstellung einer duktilen, hochfesten oxiddispersionsgehärteten Sinterlegierung aus einem Grundmetall (wie beispielsweise aus der Gruppe der Metalle der V. und VI. Nebengruppe des Periodensystems) hohen Schmelzpunktes (Tj^), gegebenenfalls mit Meinen, 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, dadurch gekennzeichnet, daß ein aus der Pulvermischung geformter Pulverpreßling während des Sintervorganges -8- Nr. 391 435 zumindest zeitweise bei Temperaturen im Bereich 0,7 bis 0,9 TM gesintert wird, wobei die folgenden Vorgänge ablaufen: - 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 da* Oberfläche des Sinterkörpers ab.
2. 2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Sinterlegierung mittels Direktsintem des Pulverpreßlings hergestellt wird.
3. 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 bis 1,5 Gew.% Oxide unter Verwendung eines oder mehrerer der Metalle Ti, Zr, Hf, Ba, Sr, Ca, Y, La enthält.
4. 4. ODS-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß diese eine Niob-Legierung mit 0,2 bis 1 Gew.% TiOj, sowie kleinen Mengen an gelöstem Sauerstoff ist.
5. 5. ODS-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß diese eine Niob-Legierung mit 0,2 bis 1,5 Gew.% Zr02 ist. -9-