Werner Jellinghaus

Bau einer magnetischen Waage

Die magnetische Waage, deren Aufbau im folgenden beschrieben wird, soll in einem groseren Temperaturbereich benutzbar sein; sie ist daher mit einem Ofen, einer Vakuumeinrichtung und einer Einrichtung zur Veranderung der Waagenempfindlichkeit ausgerustet.

Sinterwerkstoffe aus Nickel und Aluminiumoxyd

Werkstoffe aus metallischem Nickel und Aluminiumoxyd wurden aus Pulvermischungen von Karbonylnickel und dem oben bereits genannten Pulver mit 34,8 Gew.−% Ni und 65,2 Gew.−% Al203 erstellt. Die Verdichtung des Pulvergemischs erfolgte durch hydrostatisches Pressen bei Drucken von 2,8 oder 5 t/cm2. Bei Ansatzen mit 5 Gew.−% Al203 (10,5 Vol.−%) wurden Presdichten von 57 bis 72% der theoretischen Dichte erreicht; ein deutlicher Zusammenhang zwischen Presdruck und Presdichte wurde nicht gefunden. Das Sintern erfolgte im Vakuum mit einer Sinterzeit von 90 min gerechnet ab Erreichen der Sintertemperatur von 1400 °C. Die Sinterdichten waren nicht gleichmasig, sie lagen zwischen 6,7 und 7,9 g/cm3; berechnet war 8,35 g/cm3. Die Ursache der grosen Streuung wurde nicht erkannt. Bei guten Dichten wurden im Gefuge bis zu 25 700 Oxydteilchen je mm2 gezahlt.

Bekannte Eigenschaften des Nickelaluminids

Seit 1957 sind mehrere Mitteilungen uber Nickelaluminid erschienen. E.M. GRALA [2] fand bei Raumtemperatur keine merkliche Verformbarkeit, wohl aber bei hoheren Temperaturen. Ferner fand er auch bei Raumtemperatur eine gunstige Wirkung von Molybdanzusatzen in Hohe von 0,5 bis 2 Gew.−%. Dies last vermuten, das die Ubergangstemperatur des Nickelaluminids durch Legierungsmasnahmen beeinflust werden kann. Nach R.STEINITZ [3] ist Nickelaluminid durch ein gewisses Mas an Zahigkeit und durch Zunderfestigkeit als warmfester Werkstoff interessant, aber nur bis 800 °C, weil bei hoheren Temperaturen die Kriechgeschwindigkeit zu gros wird. F. EISENKOLB und H.E. ROLLIG [4] untersuchten die pulvermetallurgische Herstellung von Nickelaluminid, wobei ein Nickeluberschus uber 50 At.−% Ni hinaus sich durch Verminderung der Sprodigkeit als forderlich erwies. E. FITZER und P. GERASIMOFF [5] stellten ein Nickelaluminidpulver nach dem Amalgamverfahren her; Sinterproben aus diesem Pulver hatten bei 500°C eine Biegefestigkeit von 80 kg/mm2. Sie untersuchten ebenfalls die Zunderbestandigkeit des gesinterten Nickelaluminids und beobachteten eine Verfestigung der Sinterwerkstoffe durch Sauerstoffaufnahme.

Zeitstandfestigkeit der an Luft oxydierten Nickelaluminidproben

In der Gruppe mit 50 At.−% Ni und 50 At.−% Al wurden Proben mit 90 % anfanglicher Raumerfullung ( ρ= 5,3 g/cm3) erst 5 h bei 1000 °C gegluht, wobei die Gewichtszunahme 0,2 % nicht uberstieg; darauf folgten 72 h bei 1100 °C mit Zunahme von 3,5 und 4,7 Gew.−%. Beide Proben bogen sich bei 800 °C unter Biegespannungen von 12 kg/mm2 bereits binnen 20 h stark durch. Eine Fortsetzung dieser Versuche erschien daher nicht lohnend.

Gewinnung eines feinkörnigen Gemischs von Nickel und Aluminiumoxyd

Fur die Herstellung von Verbundwerkstoffen wird ein feinkorniges, womoglich bereits mit dem Metall gut vermischtes Oxydpulver benotigt. Das Eisenaluminid FeAl2 last sich nach Feinzerkleinerung bereits zwischen 20 und 100 °C durch Wasser zerlegen, nach dem Trocknen erhalt man durch Gluhung in Wasserstoff ein feinkorniges Gemisch von metallischem Eisen und α-Al203 [6]. Beim Nickelaluminid mit 50 At.−% Ni und Al war die Zersetzung durch flussiges Wasser auserst langsam, was angesichts der weit hoheren Bildungswarme dieses Aluminids [7] verstandlich ist. Das nickelharmere Aluminid NiAl3 mit 42 Gew.−% Ni und 58 Gew.−% Al dagegen reagiert, gut zerkleinert auf Teilchengrosen < 3 µ, in ahnlicher Weise mit Wasser wie das Eisenaluminid FeAl2. Das Nickel wird bei der Wasseroxydation z.T. aus der Bindung mit Aluminium gelost, z.T. auch oxydiert. Der Schlamm des oxydierten Pulvers war bereits schwach ferromagnetisch; durch Erhitzen des abgepresten Schlamms in Wasserstoff nahm die Magnetisierung stark zu.

Oxydation von Preßlingen mit nachfolgendem Sintern; Zeitfestigkeit

Es ist anzunehmen, das die Poren in Preslingen gleichmasiger verteilt sind als in bereits gesinterten Aluminidproben. In einer weiteren Versuchsreihe wurden daher Preslinge an Luft oxydiert und erst nachtraglich gesintert. Die Luftoxydation wurde bei niedrigeren Temperaturen als bisher, d.h.zuerst uber 24 h bei 550 °C und dann 24 h bei 650 °C ausgefuhrt. Anschliesend wurde 90 min bei 1370 °C im Vakuum gesintert. Das Pulvergemisch war aus NiAl mit 50 At.−%, einem Nickelzusatz zur Erhohung des mittleren Gehalts auf 57 At.−% Ni und einem auf 5 Vol.−% berechneten Al2O3-Zusatz zusammengestellt. Die Sauerstoffaufnahme nach 24 h bei 550 °C betrug etwa 4,5% und nach zusatzlichen 24 h bei 650 °C 7,0 Gew.−%; die Dichten nach dem Sintern lagen zwischen 5,2 und 5,4 g/cm3. Das auf diesem Wege erreichte Gefuge (Abb.22) ist feiner als bei den fruheren Proben. Bisher wurde bei 800 °C eine 100 h-Zeitstandbiegefestigkeit von mehr als 35 kg/mm2 erreicht; bei 900 °C wurden mehr als 80 h unter einer Biegespannung von 20 kg/mm2 ohne Bruch ertragen. Bei den fruheren Versuchen bei 800 °C mit den gleichen Ausgangsstoffen und annahernd gleichen Sauerstoffaufnahmen wurde schon bei einer Biegespannung von rd. 20 kg/mm2 die Kriechgeschwindigkeit recht gros. Bemerkenswert ist die kleine lineare Schwindung beim Sintern der oxydierten Preslinge; sie betragt nur 1 bis 2%.

Sinterwerkstoffe aus Nickelaluminid

Die Legierung NiAl mit 50 At.−% Ni und Al entsprechend 68,5 Gew.−% Ni und 31,5 Gew.−% Al wurde im Mittelfrequenz-Induktionsofen aus den reinen Elementen erschmolzen und in einer Kokille vergossen. Die Grobzerkleinerung bereitete keine Schwierigkeiten. Zur Feinzerkleinerung wurde eine Schwingmuhle mit Mahltopfen aus Hartstahlgus, beschickt mit Hartmetallkugeln, benutzt. Um eine Oxydation zu verhindern, wurde unter Xylol gemahlen. Die mikroskopisch geprufte mittlere Teilchengrose betrug 2 bis 3 µ. Das Mahlgut nimmt durch Abrieb aus den Gefaswanden etwa 0,5 bis 1% Fe auf. Das Pulver wurde mit 6 t/cm2 hydrostatisch geprest und die Preslinge 90 min bei 1500 °C im Vakuum gesintert. Die erreichte Dichte von 5,75 g/cm3 entspricht etwa 97,4% der berechneten Dichte von 5,91 g/cm3. Die lineare Schrumpfung betrug etwa 12%. Die Sinterkorper waren von einer grosen Zahl kleinster Oxydteilchen durchsetzt (Abb.2). Die Korngrose nach Kostron schwankte zwischen 1000 und 7500 µ2.

Oxydation von porösem Nickelaluminid an Luft bei erhöhter Temperatur

Das Nickelaluminid von der Formel NiAl besitzt einen breiten Homogenitatsbereich, der bei hohen Temperaturen auf der Nickelseite bis 70 At.−% reicht; als nachste nickelreichere Phase des Zweistoffsystems Aluminium-Nickel tritt Ni3A1 auf. Vermoge dieses breiten Bereichs ist es moglich, die Aluminiumkonzentration im NiAl zu vermindern, sei es durch Verdunnung mit zugefugtem Nickel, sei es durch Abgabe von Aluminium an eine neu entstehende, im NiAl unlosliche Phase.

Ziel der Untersuchung

Bei der vorliegenden Arbeit sollten Verbundwerkstoffe aus Aluminiumoxyd und Nickel oder Nickellegierungen hergestellt und ihre Warmfestigkeit untersucht werden. In erster Linie war an Zusammensetzungen mit Hartstoffteilen unter 66 Vol.−% gedacht. Zuerst wurden Verbundwerkstoffe aus metallischem Nickel und Aluminiumoxyd hergestellt und untersucht. Dann wurde die Metallphase Nickel durch das hochschmelzende Nickelaluminid (NiAl, 68,5 Gew.−% Ni, 31,5 Gew.−% Al, Schmelzpunkt 1640 °C) ersetzt und Sinterwerkstoffe aus Nickelaluminid sowie Werkstoffe aus Nickelaluminid und Aluminiumoxyd untersucht. Schlieslich wurden noch porose Nickelaluminidwerkstoffe hergestellt und in ihnen durch Gluhungen an Luft unter Zersetzung des Aluminids Aluminiumoxyd in feiner Verteilung erzeugt. Das benotigte feinkornige Aluminiumoxyd wurde durch Oxydation von fein pulverisierten Nickel-Aluminium-Legierungen bei niedriger Temperatur gewonnen.

Die Aufgabe des Binders in Verbundwerkstoffen

Auf dem Gebiet der Schneidwerkstoffe haben sich Zusammenstellungen aus einem raummasig uberwiegenden Hartstoff von geringer Plastizitat und Warmeleitfahigkeit mit einem weicheren, aber auch zaheren Metall durchgesetzt. Die Ubertragung dieses Vorbilds auf hochwarmfeste Werkstoffe hat noch nicht die gleichen Erfolge erzielt. Nach J.T. NORTON [1] mus bei warmfesten Verbundwerkstoffen (Cermets) besonders die Gestalt und die Grose der Hartstoffkorner sowie das Mas ihrer gegenseitigen Beruhrung beachtet werden. Da intrakristalline Bruche haufig Korngrenzen uberschreiten und sich in Nachbarkornern fortsetzen, stellte NORTON die Frage, ob eine Beruhrung der Hartstoffkorner untereinander erwunscht sei. Hier unterscheiden sich die Arbeitsbedingungen der Schneidwerkstoffe von denen der hochwarmfesten Werkstoffe. Die grosen Schubspannungen an einer Werkzeugschneide konnen nur von den Hartstoffkornern ertragen werden; deswegen ist der Volumenanteil der Hartstoffphase in Hartmetallen hoch und betragt z.B. bei Wolframkarbid (WC) mit 6 Gew.−% Co etwa 90%. Durch die Querschnittserweiterung dicht hinter der Schneide werden bereits in kleinem Abstand die Spannungen erheblich vermindert. Starke Beanspruchungen durch Schlag fuhren daher wohl zu Bruchen in einzelnen oder mehreren Kornern an der Schneide, diese Schaden sind aber ortlich begrenzt und brauchen nicht zum volligen Verlust des Werkzeugs zu fuhren. Die Aufgabe des Binders ist in erster Linie die Ausfullung der Hohlraume zwischen den Hartstoffkornern.