DE1935329B2 - Verfahren zur Herstellung von Werkstücken aus dispersionsverstärkten Metallen oder Legierungen - Google Patents
Verfahren zur Herstellung von Werkstücken aus dispersionsverstärkten Metallen oder LegierungenInfo
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Description
reaktiver Bestandteil durch eine Atmosphäre hin- io wird. Abhängig von den gegebenen Bedingungen wird
durchgeleitet und auf dem Auffangträger aufge- durch diesen Atomisiemngsprozeß ein mehr oder
spritzt werden, wobei der reaktive ^Bestandteil in. weniger stark oxydiertes Pulver erzeugt. Bei einem
eine disperse Phase innerhalb des Matrixmetalls anderen Prozeß entsteht oxydiertes Aluminiumpulver,
umgewandelt wird. welches noch weiteroxydiert wird, sowohl an der
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn- 15 Oberfläche als auch im Innern beim Mahlen in Kugelzeichnet,
daß der Auffangträger gekühlt wird. mühlen unter oxydierenden Bedingungen. Auch atomi-
3. Verfahren nach Anspruch lTdadurch gekenn- siertes Blei, das bei einem weiteren Dispersionszeichnet,
daß ein Auffangträger aus einem Ma- härtungsverfahren verwendet wird, wird in Kugelterial
mit hoher Wärmekapazität verwendet wird. mühlen behandelt, um den Sauerstoffgehalt noch
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1, 2 20 weiter zu erhöhen. Ein besonderes Beryllium-Kupferoder
3, dadurch gekennzeichnet, daß ein Auffang- Pulver, das durch Atomisierung hergestellt wird,
träger verwendet wird, der als Form ausgebildet wird innenoxydiert mittels Wärmebehandlung unter
ist, in deren Innenraum ein Barren von definierter oxvdierenden Bedingungen, wonach dieses Pulver
Art gebildet werden kann. unter reduzierenden Bedingungen behandelt wird, so
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, 25 daß sich das K.upferoxid zu Kupfer zurückbildet, ohne
dadurch gekennzeichnet, daß eine Mischung von daß dabei eine Einwirkung auf das Berylliumoxid
Metallpulvern, die die Bestandteile der Legierung erfolgt. Derartig oxydierte Pulver werden danach
stellen, zerstäubt wird, wobei die in geschmol- durch Pressen und Sintern verdichtet und zu den gezenem
Zustand befindlichen Bestandteile noch vor wünschten Körpern geformt. Diese Herstellungsdem
AuftrelTen auf den Ailffangträger miteinander 30 verfahren sind kostspielig und zeitaufwendig,
legiert werden. In Ergänzung der obengenannten Verfahren wurc'e
legiert werden. In Ergänzung der obengenannten Verfahren wurc'e
6. Anwendung des Verft.irens nach einem der ferner vorgeschlagen, eine große Charge Grundmetall
vorhergehenden Ansprüche auf ein Edelmetall oder Grundlegierung zu schmelzen, die einen kleinen
oder eine Edelmetall-Legierung als Matrix. Anteil des für die Härtung erforderlichen, reaktiven
7. Anwendung des Verfahrens nach einem der 35 Bestandteiles enthält. Die Charge wird zunächst unter
vorhergehenden Ansprüche in einer Atmosphäre, inerten oder reduzierenden Bedingungen in einem
bei der eine dispergierte Phase des umgewandelten Induktionsofen, der ein kräftiges Rühren gewährreaktiven
Bestandteiles entsteht, die aus der leistet, geschmolzen. Danach werden atmosphärische
Gruppe von Oxiden, Karbiden, Nitriden oder SuI- Bedingungen eingestellt, so daß das reaktive Metall
fiden ausgewählt ist. 40 oxydiert, während das Grundmetall oder die Grundlegierung
unbeeinflußt bleibt, und schließlich wird die Schmelze, die eine feinteilige Dispersionsphase von
Oxiden enthält, zu einem Barren gegossen, der durch
übliche Verfahren bearbeitet werden kann. Diese 45 Technik ist jedoch in ihrer Durchführung schwierig.
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung Hieraus ist zu entnehmen, daß die bekannten Vervon
Werkstücken aus dispersionsverstärkten Metallen fahren zur Herstellung von dispersionsverstärkten
oder Legierungen, bei dem ein Werkstoff in schmelz- Metallen und Legierungen kompliziert und zeitflüssigem
Zustand auf einen Auffangträger aufgespritzt aufwendig sind; darüber hinaus macht die Verwendung
wird unter Beifügung eines Zusatzes. 50 von Metallen und Legierungen in Pulverform die Ge-
Seit vielen Jahiren ist es Ziel in der Metallurgie, stehungskosten von Barren, die durch solche VerMetalle
oder Legierungen herzustellen, die verbesserte fahren hergestellt werden, sehr hoch und unwirtmechanische
Eigenschaften und insbesondere eine schaftlich,
erhöhte Festigkeit bei hohen Temperaturen aufweisen. Aus »Berichte der Deutschen Keramischen Geselt-
erhöhte Festigkeit bei hohen Temperaturen aufweisen. Aus »Berichte der Deutschen Keramischen Geselt-
Im Hinblick auf dieses Ziel wurden verschiedene 55 schaft«, Bd. 39, (1962) S. 115 bis 124, ist das Ver-
Verfahren zur Herstellung dispersionsverstärkter Ma- halten von Pulvern im Plasmasttahl beschrieben. Auf
terialien vorgeschk^i. Ein Grundproblem, mit dem der Seite 119, linke Spalte, ist angegeben, daß man
Metallurgen, die dispersionsverstärkte Metalle her- nach dem Plasmastrahl-Verfahren außer Überzügen
stellen, konfrontiert werden, besteht darin, sicher- auch Werkstücke, d. h. Formteile, herstellen kann,
zustellen, daß die Dispersionsphase, beispielsweise 60 Bezüglich einer solchen Herstellung ist darauf hinge-
Oxide von Metallen, wie Thorium, Zirkonium, Haf- wiesen, daß dafür eine Form verwendet wird, aus der
nium, Titan, Aluminium oder der Lanthaniden, einen das Formteil nachher herausgelöst wird. Zur Vermei-
stabilen Bereich von Teilchen in Subminiaturgröße dung einer Überhitzung des Werkstückes wird dieses
bildet und mit dem die Umgebung bildenden und die während des Auftragens gekühlt. In Seite 119, rechte
dispergierte Phase tragenden Grundmetall nicht 65 Spalte, sind physikalische Einzelheiten beschrieben,
reagiert. die das Verhalten der Materialteilchen im heißen
Im allgemeinen werden mit einer Dispersionsphase Plasmastrahl angeben. In Seite 121, linke Spalte, ist
verstärkte Metalle oder Legierungen durch Mischen außerdem darauf hingewiesen, daß bei der Verwendung
von Stickstoff eine Vielzahl von Elementen in der Plasmaflamme mehr oder weniger stark in Nitride
umgewandelt werden. Auf Seite 122, rechte Spalte, ist dazu aber ausdrücklich darauf hingewiesen, daß das
Auftreten derartiger Reaktionen tunlichst vermieden werden sollte. Es werden technische Maßnahmen
angegeben, mit denen derartige Reaktionen verhindert werden können.
Es ist eine Aufgabe der Erfindung, einen Werkstoff, seine Herstellung und seine Verwendung anzugeben,
wobei der Werkstoff gegenüber dem Stand der Technik verbesserte technische Eigenschaften, insbesondere
eine erhöhte Festigkeit bei hohen Temperaturen, gegenüber vergleichbaren bekannten Werkstoffen aufweist
und einfacher und wirtschaftlicher herzustellen ist.
Diese Aufgabe wird bei dem eingangs geschilderten Verfahren dadurch gelöst, daß ein im wesentlichen
nicht reaktives Matrixmetall und dIs Zusatz ein reaktiver
Bestandteil durch eine Atmosphäre hindurchgeleitet und auf dem Aulfangträger aufgespritzt
werden, wobei der reaktive Bestandte! in eine disperse Phase innerhalb des Matrixmetalls umgewandelt wird.
Um eine schnelle Verdichtung des aufgesprühten Materials zu gewährleisten, wird der Auffangträger
vorteilhafterweise gekühlt, andererseits kann der Auffangträger eine hohe Wärmekapazität haben. Das
Aufsprühen kann durch Anwendung von Flamm- und Lichtbogenofen, von Plasmastrahl- oder anderen
Sprühtechniken durchgeführt werden.
Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung dispersionsverstärkter Metalle cder Legierungen
in Form von Barren, die für eine nachfolgende Verarbeitung geeignet sind; dieses Verfahren enthält
folgende Verfahrensschritte:
1. Herstellung eines schmelzflüssigen metallischen Ausgangsmaterials, das ein metallisches Grundnaterial
und in relativ geringer Konzentration ein oder mehrere Metalle enthält, das oder die
reaktionsfreudiger sind als das Grundmaterial;
2. Zerstäuben der Schmelze in feinste Teilchen in *°
Form eines Strahles durch eine Atmosphäre, die heftig mit den genannten reaktionsfreudigeren
Bestandteilen reagiert und eine oder mehrere stabile Metallverbindungen bildet;
3. Ausrichten des Sprühstrahles der geschmolzenen Partikeln auf einen gekühlten Auffangträger oder
in eine Form, um einen Barren zu bilden, und
4. Entfernen des Barrens vom Auffangträger oder aus der Form und danach Verarbeiten des Barrens
zu einem Stab, zu Draht, zu Blech oder zu ein^m Block.
Wenn es erforderlich ist, eine dispersionsverstärkte Legierung zu bilden, so muß die Legierung nicht notwendigerweise
vor der Zerstäubung gebildet sein. Falls gewünscht, kann das Zerstäuben unter Anwendung
einer Mischung von Metallpulver«! durchgeführt werden (nämlich aus den Bestandteilen der Legierung),
die, wenn geschmolzen und vor ihrem Auftreffen auf dem Auffangträger, miteinander die Legierung bilden.
Ein Metall oder eine Legierung, die mit einer
dispersen Phase verstärkt und gemäß der Erfindung hergestellt ist, hat eine verhältnismäßig geringe Korngröße,
die in weitem Umfang durch die Dimensionen der zerstäubten Teilchen bestimmt ist. Die Prüfung
von Legierungen und Metallen, die gemäß der Erfindung~hergestelk
sind, zeigt eine feine Verteilung der dispergierten Phase. Da der reaktive Bestandteil
zur gleichen Zeit wie das Grundmaterial geschmolzen ist, verfestigt er sich für die Bildung der dispergierten
Phase unter Bedingungen, die an ein thermodynamisches Gleichgewicht heranführen Wenn deshalb das
Grundmaterial die Tendenz hat, das Oxid oder bis zu einem gewissen Ausmaß .»ile Metalle zu reduzieren,
so wird diese Tendenz unrei den Bedingungen der Schmelze nachgekommen, so daß keine weiteren Reaktionen
bei Temperaturen unterhalb des Schmelzpunktes auftreten. Die dispergierte Phase kann in
Form von Oxiden, Carbiden, Nitriden oder Sulfiden vorliegen.
Ferner wird eine Kornstabilisierung durch die absorbierten oder mitgerissenen, gelösten Gasfilme erreicht,
die mit der versprühten Schmelze vereinigt sind, wenn sie auf den Auffangträger oder auf schon vorher
niedergeschlagenes Metall auftrifft, und die danach stets in das Metallgitter eingebaut sind.
Die Temperatur für die Zerstäubung des Grundmaterials und der reaktiven Komponente ist so eingestellt,
daß sie oberhalb des Schmelzpunktes des Grundmaterials und unterhalt des Schmelzpunktes
eines Oxides oder einer anderen Verb.tidung liegt, die
durch Reaktion der reaktionsfreudigeren Komponente des Metalls oder der Legierung mit der umgebenen
Atmosphäre gebildet wird.
Platin wurde unUr inerten Bedingungen geschmolzen und 0,06% Zirkonium mit dem Platin legiert. Ein
Legierungsbarren, der aus der Platin-Zirkornium-Schmelze gegossen wurde, wurde danach zu Draht
verarbeitet und durch eine Flammspritzpistole untei oxydierenden Bedingungen zerstäubt, um einen Barren
einer mit der Größe des Ursprungsbarrens vergleichbaren Größe zu erzeugen.
Dieser wiedergebildete Barren wurde danach zu Blech verarbeitet, das die mech?nischen Eigenschaften
aufweist, wie sie in der nachfolgenden Tabelle angegeben sind.
reinem Platinbarren Blech aus
pulvermetallurgisch
hergestelltem Barren
mit 0.08% ZrO,
zerstäubtem
Zr-Legierungs-
barren
Dichte (g/crr.1)
Korngröße (mm2) (nach 1 Stund.; Glühen bei
1400"C)
Vickershärte
Zugfestigkeit bei ?0cC (kp/mm2)
Standzeit bis zum Bruch (Stunden) bei 14CO0C
und einer Zugbelastung von 0.49 kp/mm3 . . .
21,45
0.05 38 14.06
21,24
0,0311
53.5
14.80
53.5
14.80
21.32
0.0215
59,6
14,68
59,6
14,68
93
Aus den in vorstehender Tabelle angegebenen Ergebnissen geht eindeutig hervor, daß wesentliche Verbesserungen
erzielt werden, wenn die Lehre der Erfindung auf die Gruppe der Platinmetalle angewendet wird.
Platin-Legierungen, die 0,08% Titan enthalten, wurden in einem Vakuumofen hergestellt und in
Barren mit einem Gewicht von 371 bis 700 g gegossen. Diese Barren wurden danach kalt gewalzt und schließlich
zu Drähten mit 1 mm im Durchmesser gepreßt, die, wie vorher beschrieben, in wassergekühlte Kupfergießformen
zu Barren zerstäubt wurden. Eine Sinterbehandlung war nicht erforderlich, die Dichte der
Barren erreichte wesentlich mehr als 90% der theoretischen vor dem Schmieden. Die Standzeit bis zum
Bruch wurde mit einem aus diesen Barren gepreßten gezogenen Draht von 1 mm im Durchmesser ermittelt;
die Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle ziisammengefaßt.
Standzeit bis zum Bruch eines 1 mm Drahtes aus einem zerstäubten Platin-Barren mit 0,08% Ti
Barren Nr.
Standzeit bei 0,49 kp/mm1 | Standzeit bei 0,98 kp/mm |
Belastung und 14000C | Belastung und 1400° C |
(Stunde) | (Stunden) |
33 bis 95 | 20 bis 42 |
228 | 10 bis 12 |
155 | 15 bis 19 |
174 | 4 bis 12 |
500 | 9 bis 73 |
672 | 5 bis 110 |
215 | 21 |
280 bis 320 | 20 |
50 | 10 |
1
2
3
4
5
6
7
2
3
4
5
6
7
Vakuumgeschmolzenes
Platin — 25 Rh
Platin — 25 Rh
Luftgeschmolzenes Platin — 10 Rh
Obwohl gezeigt ist, daß eine wesentliche Verstärkung erhalten worden war, waren die Ergebnisse nicht vollständig
reproduzierbar. Eine Mikrostruktur-Untersuchung einiger der mit Titanoxid dispersionsverstärkten
Platinkörpcr hat das fehlerhafte Verhalten erklärt. Rund um die Korngrenzen dieses Materials
konnten gelegentlich Schichten von Titan-Dioxid festgestellt werden, und es scheint, daß unter den Zerstäubungsbedingungen
mit einer gewöhnlichen Gxy-Azethylen-Spritzpistole das einmal gebildete Titan-Oxid
bald zu kleinen Kugeln zusammenschmilzt, die in dem Barren als dünne Korngrenzenfilme erhärten
und somit festigkeitsvermindernd wirken. Fasern von relativ großen Titan-Oxidteilchen wurden ebenfalls im
hartgezogenen Platindraht gefunden.
Die Untersuchungen wurden deshalb mit Platin durchgeführt, das mit kleinen Mengen von Grundmetallen legiert war, deren Oxide hitzebeständiger
sind als die des Titans.
Es wurden Barren von 283,5 g Gewicht aus Drähten gesprüht, die kleine Mengen von Zirkonium, Thorium
und Calcium enthielten. Ein Barren aus Platin 10% Rhodium, der nominell 0,4 Volumprozent an Zirkoniumoxid
enthielt, wurde für Vergleichszwecke ebenfalls hergestellt.
Die Platin-Legierungsdrähte wurden aus einem unter Argonatmosphäre im Lichtbogenofen erschmolzenen
Barren erzeugt. Die Herstellung der Platin-Calcium-Barren war recht schwierig, während die Zirkonium
und Thorium enthaltenden Legierungen keine Probleme während der Herstellung ergaben.
Die Standzeit bis zum Bruch für Drähte mit 1 mm Durchmesser, die aus diesen durch Zerstäubung hergestellten
Barren gebildet waren, ist in der folgenden Tabelle angegeben
Legierung | Zahl der Proben |
Bei 0,98 kp/mm2 (Stunden) |
14000C (Stunden) |
Pt+ 0,18% Th Pt + 0,30 %Ca Pt+ 0,10% Zr Pt+ 0,04% Ti......·;· Pt+ 10% Rh+ 0,10% Zr |
5 3 8 5 6 |
3,5 1,2 59 5 44 |
1.8 bis 4,6 0,4 bis 2,8 34 bis 600 3,5 bis 12,0 10 bis 185 |
:rTegi
Diese Ergebnisse zeigen die Überregcnheit von Zirkonium
gegenüber Titan als Legierungszusatz.
Heispiel 4
Um eine zusätzliche Bestätigung zu erhalten, wurden «"ichs Barren mit einem Gewicht von je 1417,5 g durch
Zerstäubung aus Platin-Legieriingsdrähtcn hergestellt,
die so viel Zirkonium enthielten, daß nach dem Niederschlagen 0,4 Volumprozent an hitzebeständigem Oxid
vorhanden waren.
Die Ausgangsbarren wurden in einem Vakuumofcr
erschmolzen, gewalzt und zu Drähten mit einerr Durchmesser von 0,147 cm gezogen, die mit einei
Oxy-Azethylcn-Spritzpistole in wassergekühlte Kupferformen
zerstäubt wurden; es entstanden rechtwinklige Barren mit 20.3 cm Länge, 1.9 cm Breite und 1,27 bis
1,9 cm Dicke, die je Millimeter Drahldurchmesscr füi
Drähte erhalten wurden, die aus diesen gespritzten Barren gebildet waren und sind zusammenfassend in
der unten angegebenen Tabelle genannt.
Standzeit bis zum Bruch für dispersionsverstärkte Platindrähte von 1 mm Durchmesser bei Zugbelastung in
Luft bei 14000C. Die Drähte waren aus gespritzten Barren von je 1417,5 g Gewicht hergestellt, die 0,1% Zirkonium
enthielten
Zahl der Proben
Bei 0,49 kp/mmu Belastung
Mittelwert Bereich
(Stunden) (Stundcni
Zahl der Proben
Bei 0,98 kp/mm2 Belastung
Mittelwert Bereich
(Stunden) (Stunden)
597
454 bis 740
56 bis 71
Zusatz .
Stunden
0,08 % Ti 300
0,04°, Al 150
Diese Versuchsergebnissc stellen eine Bestätigung zeit bis zum Bruch der beiden Chargen für die Drähte
dafür dar, daß Zirkoniumzusätze die Titanzusätze 25 angegeben, wobei auch Angaben für reinen Golddraht
überragen; die Ergebnisse sind auch merklich besser für Vergleichszwecke gemacht sind,
als die. die bei sehr guten üblichen Platin-Rhoditim-
als die. die bei sehr guten üblichen Platin-Rhoditim-
j'.egierungen, wie solche mit 25 % Rhodium, erreicht Standzeit bis zum Bruch von flammgespritzten Goldwerden,
legierungen bei 7000C und 0,49 kp/mm2 Belastung
B e i s ρ i e 1 5 3° in Luft
Der nächste Schritt bestand darin, die Qualität von Blechen zu beurteilen, die aus Barren mit 1417.5 g
Gewicht erzeugt worden waren. Für die Herstellung von Drähten wurde nur ein kleiner Teil der Barren
verwendet; einige dieser Barren wurden deshalb heiß und schließlich kalt gewalzt, um Bleche von einer
Dicke von 1,52 mm herzustellen. Eine Zusammenfassung des Hochtemperautrverhaltens dieser Bleche
ist nachfolgend angegeben.
Standzeit bis zum Bruch für dispersionsverstärkte Platin-Bleche mit einer Dicke von 1,52 mm, die unter
Zugbelastung in Luft bei 1400" C geprüft wurden. Die Bleche sind gewalzt aus gespritzten Barren von 1417.5 g
Ge'vicht mit einem Gehalt von 0,1 "„ Zirkonium
Blechbreite 6,35 mm
Standzeit bis zum Bruch bei 1400C und Die beiden flammgespritzten Legierungen sind bei
70O0C wesentlich fester als reines Gold. Mii diesen Drähten wurden auch Biegeversuche durchgeführt,
um deren Formbarkeit bei Zimmertemperatur beurteilen zu können. Drähte mit einem Durchmesser
von 0,46 mm wurden leicht zwischen zwei polierte Stahlbacken eingeklemmt, die abgerundete Kanten mit
einem Radius von 0,8 mm hatten. Die Drähte wurden danach um 90c in jeder Richtung durchgebogen und
zurück um 180° in der gleichen Ebene bei einem rechten Winkel zu der Ebene zwischen den Metallbacken.
Die Biegung wurde durchgeführt, bis der Draht brach. Die folgenden Versuchsergebnisse wurden
erhalten.
0,49 kp/mm3
(Stunden)
(Stunden)
400
0,98 kp/mm3 (Stunden) Drahiart
70 bis 90
Es wurden zwei Goldlegierungen durch Induktionsichmelzung
unter Argon in einem Graphitschmelziegel hergestellt; eine Schmelze wurde mit 0,08%
Titan, die andere mit 0,04% Aluminium legiert.
Die Barren wogen etwa 200 g. Sie wurden gewalzt ind zu Drähten gezogen, die nachfolgend durch eine
Dxy-Azethylen-Flammspritzpistole zerstäubt wurden.
Die durch diese Zerstäubungstechnik hergestellten Barren wurden wiederum zu einem Stab gewalzt und
chiießlich zu einem Draht gezogen. In der unten ingegebenen Tabelle ist zusammenfassend die Stand-
Gold mit 0,08 % Ti
Gold mit 0,04% Al
Reines Gold aus üblich gegossenen Barren
Hin- und Herbiegungen Hs zum Bruch
gehärtet
geglüht
8 bis 16
9 bis 16
5 bis 11
10 bis 16 10 bis 16
6 bis 13
Die Kaltverfestigung ^0n dispersionsverstärktem
Platin, das aus flammgespritzten Barren hergestellt ist, ist in F i g. 1 der Zeichnungen mit reinem Platin,
pulvermetallurgisch hergestelltem dispersionsverstärktem Platin und einer gegossenen Platinlegierung mit
10% Rhodium verglichen. Bei Kaltverformung bvtet
das flammgespritzte Material wesentlich weniger als das pulvermetallurgisch hergestellte Material und noch
beträchtlich weniger als die 10% Rhodium enthal-
409512/175
tende Platinlegierung. In I' i g. I ist die Vickersharte
der Metalle und I egierungen aufgetragen gegen die
reine Belastung /-..die ein Maß für die gesamte Längenänilcrung
ein körpers ist. Die Kurve I gilt für die
H)",, Rhodium enthaltende Platinlegieriing. die
Kurve 2 f:1r pulvermelallurgisch hergestelltes Platin
mit O.US li('. die Kurve 3 für flammgespritztes Platin mii u, ] ",, /irkoniuin und die Kurve 4 für reines
Plann.
Die K all verfestigung ist von großer Bedeutung, weil
der \ cri'iii niiingshereich von Körpern aus Platin-Khoiliiini-l.cgieningen
dadurch begrenzt ist. Der I rsai/ dieses sehr teuren und wenig verformbaren
Ma'en.ik durch flammgcspritztes Material erleichtert
die I lci'siellung.
In 1 i g. 2 ist das Firwcichiingsverhalten von Zu-■aninienset/ungen
gegenübergestellt, die gegenüber !inen für tue Kaltverfestigungsversuche unterschiedlieh
waren, so daß die Ausgangshärtewerte nicht exakt
denen entsprechen, die gemäß F i g. 1 erreicht werden konnten. Die Bleche (reines Platin [Kurve 8], pulvermetallurgisch
hergestelltes, dispersionsverstärktes Platin mit u.iiH",, TiC [7], fiammgespritztes, dispersionsverstärktes
Platin mit 0,1% Zr [6] und übliches, 10% Rhodium enthaltendes Platin-Blech [5]), die aus geschmolzenen
und gegossenen Barren hergestellt waren, wurden alle vollständig getempert in einem Zeitraum
von einer Stunde bei 12000C. Sie wurden dann kaltgewalzt
und während jeweils 30 Minuten bei Temperaturen von 200 bis 14000C geglüht.
In F i g. 2 ist auf der Ordinate wiederum die Vickerhärte
aufgetragen, während auf der Abszisse die Glühtemperaturen in 0C angegeben sind.
Das reine Platin begann bei etwa 3000C zu erweichen,
während eine merkliche Änderung in der Härte bei keinem der beiden dispersionsverstärkten
Arten von Platin unterhalb von 400°C eintrat.
Die 10% Rhodium enthaltende Platin-Legierung erweichte vollständig in dem engen Temperaturbereich
von 700 bis 8000C.
Der elektrische Widerstand von dispersionsverstärktem Platin ist nachfolgend mit dem von reinem Platin
und mit dem vom Standardtyp der 10% Rhodium enthaltenden Platin-Legierung verglichen.
Material
Flammgespritztes Platin (0,1% Zr)
Reines Platin aus üblichen Barren
10% Rhodium enthaltendes Platin
aus üblichen Barren
bei 20 C
(μΏ/cm)
11,6
10,59
10,59
19,43
Der spezifische Widerstand des dispersionsverstärkten
Platins ist somit weniger als 10% höher als der von reinem Platin.
Diese Möglichkeit, die mechanischen Eigenschaften jeden gewünschten Metalls_ oder jeder gewünschten
Legierung ohne merkliche Änderung von deren elekfrischen Eigenschaften zu verbessern, ist ein besonderer
Vorteil der Dispersionsverstärkung.
Da es mit zur Aufgabe der Erfindung gehört, bevorzugte
Verwendungen für Metalle oder Legierungen anzugeben, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
hergestellt und mit einer dispergierten Phase versehen sind, werden nachfolgend einige Anwendungsmöglichkeiten oder Anwendungen für flammgespritztes,
dispersionsverstärktes Metall genannt.
Gemäß der Erfindung hergestellte Baueinheiten, die hohe Dauerstandfestigkeit bei Temperaturen
in der Nähe ihrer Schmelzpunkte aufweisen sollen, beispielsweise aus Platinlegierungen;
Körper, die geschmolzenem Glas widerstehen sollen;
Körper, die geschmolzenem Glas widerstehen sollen;
Thermoelemente und andere Temperatur-Meßeinrichtungen:
Elektrische Kontakte;
Elektrische Kontakte;
Feder, Kontakte aus Gold- und Silberlegierungen mit geringem elektrischen Widerstand, Elastizitätsmodul
und hoher Elastizitätsgrenze (Feder!), wobei die Verwendung von Edelmetallen für die
Beibehaltung eines geringen Übergangswiderstandes wesentlich ist;
Widerstands-Thermometer, die hohe mechanische Festigkeit bei hohen Temperaturen bei gleichzeitig
hohem Temperaturkoeffizienten des Widerstandes aufweisen müssen, die man üblicherweise
aus reinen Metallen herstellt;
Katalysatorgewebe für hohe Temperaturen füi die Oxydation von Ammoniak oder für andere Zwecke;
Katalysatorgewebe für hohe Temperaturen füi die Oxydation von Ammoniak oder für andere Zwecke;
Pa'tladium-Gold und andere Legierungen füi
Reservoirgewebe, die in Salpetersäurenebeln verwendet werden;
Edelmetalle für Schiebewiderstandsdrähte;
Legierungen für Heizelemente auf Nickel-Chrom- und Eisen-Chrom-Aluminium-Jasis;
Edelmetalle für Heizelemente, die zum Entzünden von Kohle und Naturgasen bzw. in elektrischen öfen verwendet werden;
Legierungen für Heizelemente auf Nickel-Chrom- und Eisen-Chrom-Aluminium-Jasis;
Edelmetalle für Heizelemente, die zum Entzünden von Kohle und Naturgasen bzw. in elektrischen öfen verwendet werden;
Diffusionsmembranen aus Palladium, Pd-Ag- und anderen Palladium-Legierungen, beispielsweise
zur Abtrennung und Reinigung von Wasserstoff und schwerem Wasserstoff;
Schwer- und Edelmetall-Zünddrähte in elektrischen Detonatoren;
Schwer- und Edelmetall-Zünddrähte in elektrischen Detonatoren;
Schwermetalle und Edelmetalle und deren Legierungen für Spinndüsen für die Herstellung von
synthetischen Fasern.
Wie die angegebenen Anwendungen zeigen, ist die Lehre der Erfindung nicht nur auf Edelmetalle, sondern
auch auf andere Metalle und Legierungen an-
wendbar. So können beispielsweise Beryllium—Kupfei
und andere hochleistungsfähige Kupfer-Legierungen zu Barren gespritzt werden. Darüber hinaus können
hochlegierte Stähle unter kohlenstoffbildenden Bedingungen zerstäubt werden, so daß eine Auflage ent-
steht, die in feiner Verteilung die Carbide von Wolfram, Titan, Zirkonium oder Chrom enthält.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
Claims (1)
1. Verfahren zur Herstellung von Werkstücken dieser besonderen Mischung auf pulvermetallurgische
aus dispersionsverstärkten Metallen oder Legie- Weise hergestellt.
rungen, bei dem ein Werkstoff in schmelzflüssigem S Es ist auch möglich, dispersionsverstärkte Metalle
Zustand auf einen Auffangträger aufgespritzt wird oder Legierungen durch Erzeugung einer Metall- oder
unter Beifügung eines Zusatzes, dadurch ge- Legierungsschmdze herzustellen, die entweder im
kennzeichnet, daß ein im wesentlichen Luft-, Gas- oder Dampfstrahl oder durch mechanische
nicht reaktives Matrixmetall und als Zusatz ein Methoden, wie z. B. mittels Spinnscheiben, atomisiert
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E77 | Valid patent as to the heymanns-index 1977 |