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Dokumentenidentifikation DE102004003590A1 25.08.2005
Titel Verfahren zum Erzeugen von Poren oder Kanälen in einem durch Gießen und Umformen im wesentlichen in seine Endgeometrie gebrachten metallischen Körper
Anmelder Rösler, Hans-Joachim, Prof. Dr.rer.nat., 38116 Braunschweig, DE
Erfinder Rösler, Hans-Joachim, Prof. Dr.rer.nat., 38116 Braunschweig, DE
Vertreter GRAMM, LINS & PARTNER GbR, 38122 Braunschweig
DE-Anmeldedatum 21.01.2004
DE-Aktenzeichen 102004003590
Offenlegungstag 25.08.2005
Veröffentlichungstag im Patentblatt 25.08.2005
IPC-Hauptklasse C22C 1/08
IPC-Nebenklasse B22F 3/11   
Zusammenfassung Es wird ein Verfahren zum Erzeugen von Poren oder Kanälen in einem durch Gießen und Umformen im Wesentlichen in seine Endgeometrie gebrachten metallischen Körper aus einem Werkstoff mit mindestens zwei Phasen (1, 2) unterschiedlicher Kristallstrukturen, wobei eine Phase (1) eine kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur mit Pearson Symbol cF4 und eine Phase (2) eine kubische Kristallstruktur mit Pearson Symbol cP4 aufweist, indem aus den zwei Phasen (1, 2) sich gegenseitig durchdringende, in sich verbundene Netzwerke erzeugt werden und anschließend eine der Phasen (1, 2) selektiv entfernt wird, angegeben.

Beschreibung[de]

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen von Poren oder Kanälen in einem durch Gießen und Umformen im Wesentlichen in seine Endgeometrie gebrachten metallischen Werkstoffkörper sowie einen nach dem Verfahren hergestellten porösen Metallkörper, insbesondere ein Metallband mit einer Dicke kleiner als 1 mm.

Nano- bzw. mikroporöse Werkstoffkörper sind für eine Reihe von Anwendungen von besonderem Interesse. Sie können beispielsweise als Membran eingesetzt werden. Darunter versteht man einen Werkstoffkörper, der den Transport verschiedener Substanzen durch den Werkstoffkörper in unterschiedlicher Weise ermöglicht bzw. behindert. Beispielsweise können poröse Membranen eingesetzt werden, um Partikel, wie Ruß oder Mikroorganismen, wie z. B. Bakterien aus Gasen oder Flüssigkeiten, selektiv zurück zu halten. Nanoporöse Filter können z.B. zur Reinigung von Wasser (z.B. Entsalzung) oder Trennung unterschiedlicher Gase verwendet werden. Unter der Internetadresse www.tifac.org.in/news/memb.htm weist G. Srikanth darauf hin, dass die letztgenannte Funktion auch durch dünne Polymermembranen realisiert werden können, die auf flüssigkeits- bzw. gasdurchlässige Supportstrukturen aufgebracht werden. Die Supportstrukturen sollen dabei die Integrität der Membran bei mechanischer Beanspruchung sicher stellen. Man bezeichnet diese Membranen als „homogen" im Gegensatz zu „porös", weil der Werkstoff selbst die Membranfunktion erfüllt, ohne dass hierzu zusätzlich Poren eingebracht werden müssen.

Neben den genannten, homogenen Polymermembranen kommen häufig auch poröse Keramiken zum Einsatz. Diese werden in der Regel durch Sintern von Keramikpulvern hergestellt, wobei der Sintervorgang so rechtzeitig unterbrochen wird, dass es nicht zur vollständigen Verdichtung des Werkstoffes kommt. Durch Vermischung des Keramikpulvers mit Platzhaltern (z.B. Sägespänen), die beim Sintern ausbrennen, kann der Porenvolumenanteil gezielt angepasst werden.

Poröse Werkstoffkörper finden auf Grund ihrer hohen spezifischen Oberfläche auch Anwendung im Bereich der Katalyse. Aus "G. Saracco, H.W.J.P. Neomagus, G.F. Versteeg, W.P.M. van Swaaij, Hightemperature membrane reactors: potential and problems, Chemical Engineering Science, Vo. 54, p. 1997-2017 (1999)" ist es bekannt, dass z.B. poröse Keramiken, die mit Nickel beschichtet sind, als Katalysatoren zur Herstellung von Wasserstoff und Stickstoff aus NH3 eingesetzt werden. Nickeloberflächen sind ebenfalls zur H2-Gewinnung aus Methanol geeignet, was für Brennstoffzellenanwendungen von besonderem Interesse ist.

Die hohe spezifische Oberfläche poröser Werkstoffkörper kann auch genutzt werden, um den Wärmetransport von einem heißen Medium auf ein kaltes Medium in effizienter Weise zu ermöglichen. Denkbar ist z.B. die Anwendung als Wärmesenke zur Kühlung eines Bauteils durch ein kälteres Medium (Flüssigkeit oder Gas), das den porösen Werkstoffkörper durchströmt.

Keramiken und Polymere unterliegen besonderen Einschränkungen hinsichtlich vorstehend beschriebener Anwendungen. So können die meisten Polymere nur bei Temperaturen < 100°C eingesetzt werden. Anwendungen oberhalb 300°C sind nicht möglich. Zudem zeichnen sich Polymermembranen und poröse Keramiken durch geringe Festigkeiten, Sprödigkeit (im Falle der Keramiken) sowie geringe elektrische und thermische Leitfähigkeit aus. Letzteres ist z.B. Voraussetzung für Anwendungen bei der Wärmetauschung. Nanoporöse bzw. mikroporöse Werkstoffkörper aus Metall sind also von besonderem Interesse, weil Metalle obigen Einschränkungen nicht unterliegen.

Poröse Metalle lassen sich durch verschiedene Produktionsverfahren herstellen. J. Banhart fasst die Produktionsverfahren in "Manufacture, characterisation and application of cellular metals and metal foams, Progress in Material Science, Vol. 46, p. 559 – 632 (2001)" zusammen. Hier werden poröse metallische Werkstoffkörper beschrieben, die durch eine Reihe unterschiedlicher Verfahren hergestellt werden. Dabei werden offenporöse Strukturen, die von einem Medium durchströmt werden können, von Strukturen mit geschlossener Porosität unterschieden, die nicht von einem Medium durchströmbar sind.

Aus der US 4,973,358 A ist es bekannt, flüssiges Metall durch Zuführung eines Gases aufzuschäumen. Das Gas (z.B. Luft, Stickstoff oder Argon) kann direkt in die Schmelze eingeleitet werden. Aus der US 2,983,597 A ist es bekannt, dass das Gas auch durch Zersetzung eines Treibmittels in der Metallschmelze entstehen kann. Verwendet man z.B. Ti2H als Treibmittel, wird dabei Wasserstoff als Gas frei gesetzt. Wasserstoff kann auch unter hohem Druck in die Schmelze eingebracht werden, was bei der Erstarrung wiederum zur Porenbildung führt, weil dabei die Löslichkeit von Wasserstoff sinkt (vgl. US 5,181,549 A). All diesen Prozessen ist gemeinsam, dass die entstehenden Poren geschlossen sind, also keine durchgängige Verbindung besteht. Entsprechend sind diese Materialien nicht von einem Medium durchströmbar.

Weiterhin können verschiedene Gießverfahren zum Einsatz kommen, ohne dass dabei die Metallschmelze aufgeschäumt wird. Aus der DE 197 25 210 C1 ist es zum Beispiel bekannt, flüssiges Metall in eine Form zu gießen, die eine Schüttung von Partikeln enthält, die sich in der Schmelze nicht auflösen (z.B. Keramikhohlkugeln; Sandpellets, die mittels eines Polymerbinders agglomeriert werden; Tonkugeln) [F. Grote, P. Busse, Giesserei, Vol. 86, p. 75, 1999]. Diese umgossenen Platzhalter können in dem erstarrten Metallkörper verbleiben. Dann ist eine Durchströmbarkeit nicht gegeben. Bei hoher Partikeldichte lassen sich die Platzhalter aus dem metallischen Körper aber auch entfernen, da sich Kontaktstellen zwischen den Partikeln entwickeln. So kann z.B. der Polymerbinder der Sandpellets ausgebrannt und die individuellen Sandpartikel herausgeschüttelt werden. Dies gelingt aber nur bei Porendurchmessern > 100 &mgr;m. Auch ist es häufig nicht möglich, die Platzhalter im gesamten Materialvolumen zu entfernen, weil sich die Kontaktstellen nicht hinreichend ausgebildet haben.

Weiterhin kann das sogenannte Feingussverfahren angewendet werden. Dabei wird eine poröse Struktur, zumeist ein Polymerschaum, als Modell verwendet. Um dieses Modell wird eine Keramikschale aufgebaut, indem das Modell mehrfach in eine Flüssigkeit, den sogenannten Schlicker, eingetaucht und danach besandet wird. Bei dem Schlicker handelt es sich häufig um eine wässrige oder alkoholische Flüssigkeit, in der keramische Feststoffe suspendiert sind. Danach wird das Modell bei wenigen hundert Grad ausgebrannt, die Keramik bei sehr viel höheren Temperaturen gebrannt und schließlich flüssiges Metall in die keramische Form gegossen. Nach Entfernen der Keramik liegt eine Abbildung des Modells in Metall vor. Nach diesem Verfahren hergestellte, poröse Metallkörper werden z.B. von der Firma ERG Materials and Aerospace Cooperation vertrieben. Hierbei werden Porengrößen von 5 bis 40 Poren pro Inch genannt, was einem Porendurchmesser von ca. 0,6mm bis ca. 5mm entspricht.

Aus der US 5,01 1,638 ist es beispielsweise bekannt, dass ähnliche poröse Metallstrukturen aufgebaut werden können, indem man Metall direkt auf dem Modell, zumeist wiederum ein Polymerschaum, abscheidet. Dies ist z.B. durch galvanisches Abscheiden oder Abscheiden aus der Gasphase gemäß dem CVD-Verfahren (CVD: Chemical vapor deposition) möglich. Ein Nachteil beider Verfahren ist, dass sich zwar reine Metalle aber keine komplex aufgebauten Legierungen, die z.T. mehr als 5 Legierungselemente enthalten, abscheiden lassen. Ebenso lassen sich nur relativ geringe Wandstärken des abgeschiedenen Metalls realisieren. Aus beiden Gründen weisen die abgeschiedenen Metalle geringe Festigkeitswerte auf.

In Analogie zur Herstellung poröser Keramiken durch Sintern, wird von P. Neumann, in: "Metal Foams and Porous Metal Structures, J. Banhart, M.F. Ashby, N.A. Fleck (Hrgb.), MIT Press, p. 167, (1999)", beschrieben, dass auch poröse Metalle durch Sintern von Metallpulvern hergestellt werden können. Zwar können auf diese Weise poröse Metalle aus komplex aufgebauten Legierungen, wie z.B. rostfreien Stählen, aufgebaut werden. Ein besonderer Nachteil dieser porösen Strukturen ist aber deren geringe mechanische Festigkeit. Dies rührt daher, dass sich die Pulverpartikel nur an schmalen Kontaktflächen berühren, so dass mechanische Kräfte von sehr geringen Querschnittsflächen übertragen werden müssen. Ein weiteres Merkmal ist, dass die Porengröße grundsätzlich mit der Größe der gesinterten Metallpulver skaliert. Da es wegen schwieriger Handhabung und der Gesundheitsgefährdung durch Feinststäube nicht möglich ist, Metallpulver mit mittleren Abmessungen kleiner 10&mgr;m mit vertretbarem technischen Aufwand zu produzieren und zu verarbeiten, sind deshalb mittlere Porendurchmesser unterhalb dieser Abmessung mit diesem Verfahren nicht realisierbar. Zwar ist es möglich, die Poren durch fortgesetztes Sintern bei hohen Temperaturenschrumpfen zu lassen, dies hat aber den Nachteil, dass dann der Porenvolumenanteil stark abnimmt. Zudem ist die Porenstruktur gesinterter Metalle unregelmäßig, weil die Pulverteilchen eine unregelmäßige Gestalt aufweisen und es an den Kontaktstellen zwischen den Pulverteilchen zu Verengungen kommt. Dies verschlechtert die Durchströmbarkeit.

Poröse Metallkörper können auch dadurch erzeugt werden, dass ein Legierungselement aus dem Metallkörper selektiv entfernt wird. Z. B. können zinkhaltige Kupferlegierungen, sogenannte Messinge, durch korrosiven Angriff entzinkt werden, wobei das Element Zink praktisch vollständig herausgelöst wird und ein poröser Kupferschwamm zurückbleibt. Ein besonderer Nachteil so erzeugter poröser Metallkörper ist die sehr unregelmäßige Porenstruktur, die beim Kollabieren des verbleibenden Legierungselementes hervorgerufen wird. Dies verschlechtert die Durchströmbarkeit und führt zu einer geringen mechanischen Festigkeit. Ein weiteres Beispiel ist die Herstellung sogenannter Raney-Nickelkatalysatoren. Nach DE 20 37 928 wird hierzu zunächst eine Schmelze, bestehend aus 53 – 75 Gewichtsprozent Al und 25 – 47 Gewichtsprozent Nickel, erstarrt. Die in diesen Legierungen auftretenden Phasen werden als Al (Pearson Symbol cF4), NiAl3 (Pearson Symbol oP16) und NiAl3 (Pearson Symbol hP5) identifziert. Die Pearson Symbole sind beispielsweise veröffentlicht in "T.B. Massalski, Binary Alloy Diagrams, American Society for Metals, Vol. 1, S. 142, 1986". Anschließend wird die Legierung mechanisch zerkleinert. Die Oberflächen der so erzeugten Pulverteilchen werden dann aktiviert, indem das Element Aluminium vollständig oder teilweise entfernt wird. Der Katalysator wird hergestellt, indem man diese aktivierten Pulverteilchen in einem Behälter lose zusammenschüttet, wodurch ein durchströmbarer Metallkörper entsteht.

Eine weitere Methode, derartige Katalysatoren herzustellen, ist beispielsweise in den Patentschriften US 4,826,799 A, US 5,536,694 A oder US 6,262,307 A erläutert. Dabei wird zunächst ein poröser Sinterkörper hergestellt, aus dem später das Aluminium in einer Lauge herausgeätzt wird.

Alle oben genannten Verfahren haben den Nachteil, dass entweder geschlossene Porosität entsteht und/oder die Porenabmessungen sehr groß sind und/oder sehr unregelmäßige Porenstrukturen entstehen.

Bei der Herstellung nicht poröser metallischer Werkstücke wird nach DIN 8580 zwischen dem Urformen und dem Umformen unterschieden. Von B. Ilschner und R. F. Singer wird in „Werkstoffwissenschaften und Fertigungstechnik, Springer Verlag, ISBN 3-540-67451-9 (2002)" erläutert, dass man unter Urformen den Vorgang versteht, bei dem aus den noch formlosen Stoffen Schmelze oder Pulver zum ersten Mal ein Formkörper (eine Urform) geschaffen wird. Zum Urformen gehören insbesondere das Gießen (d. h. die Schmelzmetallurgie), die pulvermetallurgische Herstellung und die in dem vorbezeichneten Stand der Technik genannten Abscheidemethoden. Unter Umformen bezeichnet man nach B. Ilschner und R.F. Singer Verfahren zur Veränderung der Form unter Beherrschung und gezielten Einstellung der Geometrie eines Werkstoffkörpers. Hierzu gehören beispielsweise das Walzen und Schmieden. Verfahren, bei denen die Urform schmelzmetallurgisch hergestellt wird, haben gegenüber anderen Urformverfahren den besonderen Vorteil, dass große Mengen kostengünstig hergestellt werden können. Sie sind deswegen von besonderer praktischer Bedeutung. Häufig wird die gewünschte Endkontur allerdings nicht durch das Gießen, sondern durch anschließende Umformprozesse erzeugt. Beispielsweise können Gußblöcke durch Walzen mit besonderem Vorteil zu dünnen Bändern weiterverarbeitet werden. Durch Gießen allein wäre das nicht oder nur mit sehr viel höherem Aufwand möglich. Entsprechend wäre es besonders wünschenswert, Verfahren zur Erzeugung poröser Metall mittels Gießen als Urformprozeß und Herstellung der gewünschten Endgeometrie mittels Umformen zur Verfügung zu haben. Insbesondere wäre es für viele Anwendungen, wie z. B. den oben geschilderten Membrananwendungen, besonders wünschenswert, ein kostengünstiges Verfahren mittels Gießen und Walzen zur Herstellung offenporöser metallischer Bänder zur Verfügung zu haben. Nach dem „Metals Handbook, Vol 14, Forming and Forging, Ninth Edition, ASM International, ISBN 0-87170-007-7" versteht man unter einem Band ein Material gleichförmiger Dicke, wobei die Länge und Breite beträchtlich gegenüber der Dicke ist, die bei einem metallischen Band kleiner 6,5 mm ist.

Die Verfahren zur Erzeugung poröser Metalle nach dem Stand der Technik, bei denen das Urformen mittels Gießen erfolgt, weisen eine Reihe von Nachteilen auf. Zum Einen führen diese Verfahren häufig zu geschlossener Porosität, so dass die erzeugten Werkstücke nicht von einem Gas oder einem anderen Medium durchströmt werden können. Für zahlreiche Anwendungen sind aber offenporöse, d. h. von einem Medium durchströmbare Metalle erforderlich. Zum anderen wird die Porosität bei den Verfahren nach dem Stand der Technik bereits beim Gießen, d. h. im Zuge des Schmelzens und Erstarrens, erzeugt, so dass sie in der Urform bereits vorliegt. Bei einem nun folgenden Umformprozeß würde es zu einer Verdichtung des Werkstoffes kommen, wobei die vorher erzeugten Poren wieder kollabieren würden. Deswegen eignen sich die Verfahren nach dem Stand der Technik nicht für die Herstellung poröser metallischer Werkstoffkörper mittels Gießen und Umformen.

Von dieser Problemstellung ausgehend soll ein Verfahren angegeben werden, mit dem poröse Körper aus metallischen Werkstoffen industriell mit sehr kleinen Porenabmessungen hergestellt werden können, wobei die poröse Struktur von einem Medium durchströmt werden können soll. Insbesondere soll ein Verfahren zur Herstellung metallischer Bänder mit offener Porosität angegeben werden.

Zur Problemlösung werden die Poren oder Kanäle in einem durch Gießen und Umformen im Wesentlichen in seine Endgeometrie gebrachten metallischen Körper aus einem Werkstoff mit mindestens zwei Phasen unterschiedlicher Kristallstrukturen, wobei eine Phase eine kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur mit Pearson Symbol cF4 und eine Phase eine kubische Kristallstruktur mit Pearson Symbol cP4 aufweist, dadurch erzeugt, indem aus den zwei Phasen sich gegenseitig durchdringende, in sich verbundene Netzwerke erzeugt werden und anschließend eine der Phasen selektiv entfernt wird.

Der mit diesem Verfahren hergestellte Werkstoffkörper zeichnet sich dadurch aus, dass die mittlere Porenabmessung in mindestens einer Richtung kleiner als 5 &mgr;m, vorzugsweise sogar kleiner als 1 &mgr;m ist. Trotz dieser geringen Porenabmessungen liegt der Porenvolumenanteil typischerweise zwischen 30 und 70 % und ist somit hoch. Von einer Flüssigkeit oder einem Gas kann diese poröse Struktur leicht durchströmt werden.

Die Netzwerke können durch Aufheizen des Körpers auf eine definierte Temperatur und Aufbringen einer Zug- oder Druckspannung auf den Körper, während die definierte Temperatur gehalten wird, erzeugt werden. Ebenso können die Netzwerke durch ein- oder mehrmalige Umformung und ein- oder mehrmaliges Aufbringen einer definierten Temperatur erzeugt werden, wobei Umformung und Temperatur gleichzeitig oder nacheinander aufgebracht werden können. Eine bevorzugte Ausbildung dieser Vorgehensweisen ist, dass die Netzwerke erzeugt werden, nachdem der metallische Körper durch eine erste Umformung im Wesentlichen in die gewünschte Endgeometrie gebracht wurde und eine der zwei Phasen durch eine Wärmebehandlung im Wesentlichen aufgelöst und definiert wieder ausgeschieden wurde, wobei die zur Erzeugung der Netzwerke eingesetzte Spannung bzw. zweite Umformung die Endgeometrie nicht mehr wesentlich ändert.

Gegenüber den herkömmlichen Verfahren, bei denen einzelne Elemente selektiv entfernt werden und sich die Porenstruktur in unkontrollierter Weise durch das Kollabieren des oder der verbleibenden Elementes) ergibt, besteht ein besonderer Vorteil des hier beschriebenen Verfahrens darin, dass die Gestalt (insbesondere Größe und Volumenanteil) der Porosität gezielt eingestellt werden kann, indem die Gestalt der selektiv zu entfernenden Phase entsprechend eingestellt wird. Dadurch ergibt sich auch eine besonders gleichmäßige Porenstruktur.

Weiterhin vorteilhaft ist es, dass die metallischen Wände eine annähernd konstante Dicke aufweisen und der poröse Werkstoffkörper deshalb besonders fest ist. Die hohe mechanische Festigkeit ergibt sich auch daraus, dass es sich nicht um reine Metalle mit technisch üblichen Verunreinigungen handelt, sondern binäre oder höher komponentige Legierungen verwendet werden können.

Aus der Legierung wird eine Urform schmelzmetallurgisch hergestellt. Diese Urform enthält keine Porosität, die über den Gehalt an Porosität hinausgeht, der beim Gießen üblich ist. Insbesondere liegt zu diesem Zeitpunkt keine offene Porosität vor. Mittels Umformung wird diese Urform nun in die gewünschte Endgeometrie gebracht, wobei die Herstellung von Bändern mit einer Dicke kleiner als 1 mm mittels Walzen besonders vorteilhaft ist. Das selektive Entfernen der einen Phase erfolgt nach dem Umformprozeß.

Vorzugsweise werden die Netzwerke nur in örtlich begrenzten Bereichen des Körpers erzeugt.

In einer Weiterbildung werden die Netzwerke durch Aufheizen des Körpers auf eine definierte Temperatur und Aufbringen einer Zug- oder Druckspannung auf den Körper, während die definierte Temperatur gehalten wird, erzeugt. Die sich gegenseitig durchdringenden, in sich verbundenen Netzwerke werden vorzugsweise durch ein- oder mehrmaliges Aufheizen des Körpers auf eine definierte Temperatur und ein- oder mehrmaliges Umformen des Körpers erzeugt. Vorzugsweise erfolgt die Netzwerkbildung, nachdem der Umformprozeß im wesentlichen abgeschlossen ist.

Der Werkstoff ist vorzugsweise polykristallin.

Das Entfernen der einen Phase erfolgt vorzugsweise chemisch, insbesondere elektrochemisch. Um die selektive Entfernung der einen Phase bereichsweise auszuschließen, können Oberflächenbereiche des Metallkörpers beispielsweise mit einem Lack maskiert werden.

Wird das selektive Entfernen der Phase unterbrochen, bevor der Körper vollständig durchbrochen ist, lassen sich auch Abfolgen aus porös/nicht-porös einstellen. Poröse und nicht-poröse Bereiche lassen sich auch dadurch herstellen, dass der Körper nur lokal aufgeheizt oder die Zug- oder Druckspannungen nur lokal aufgebracht werden. Die Aufheizung erfolgt vorzugsweise mittels eines Laserstrahles.

Ein mit dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellter poröser Metallkörper mit einer Dicke kleiner als 1 mm besteht aus einem Werkstoff mit mindestens zwei Phasen unterschiedlicher Kristallstrukturen, wobei eine Phase eine kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur mit Pearson Symbol cF4 und eine Phase eine kubische Kristallstruktur mit Pearson Symbol cP4 aufweist, wobei die zwei Phasen sich gegenseitig durchdringende, in sich verbundene Netzwerke bilden und eine der Phasen zumindest bereichsweise zur Ausbildung von Kanälen entfernt ist.

Vorzugsweise weisen die Kanäle in mindestens einer Richtung eine Abmessung von weniger als 5 &mgr;m, insbesondere vorzugsweise weniger als 1 &mgr;m auf.

Der Werkstoff ist vorzugsweise eine Ni-Basislegierung, die eine kubisch flächenzentrierte Matrixphase mit Pearson Symbol cF4 und Ausscheidungen einer kubischen Phase mit Pearson Symbol cP4 aufweist. Diese beiden Phasen sind die Hauptbestandteile des Werkstoffs.

Vorzugsweise unterscheiden sich die Gitterkonstanten der zwei Phasen um weniger als 0,2 % voneinander.

Die Nickel-Basislegierung weist vorzugsweise einen Al-Gehalt von 3 bis 10 Gew.% auf. Insbesondere vorzugsweise liegt der Al-Gehalt zwischen 3 und 6 Gew. %.

Der Werkstoff kann auch auf Basis von Ni-Si, Al-Li, Al-Pt, Ir-Nb, Pt-Sn, Pt-V oder Pt-Zr legiert sein. Weitere Bestandteile können darin enthalten sein.

Das erfindungsgemäße Verfahren zeichnet sich nicht nur durch seine Wirtschaftlichkeit aus, die es insbesondere erlaubt, poröse Bänder durch Walzen in großen Mengen auf besonders kostengünstige Weise herzustellen, sondern die Werkstoffkörper zeichnen sich auch durch besonders kleine Porenabmessungen aus, was für zahlreiche Anwendungen von besonderem Vorteil ist. Beispielsweise gelingt es problemlos, Porenabmessungen in mindestens einer Richtung kleiner als 1 &mgr;m einzustellen.

Mit Hilfe einer Zeichnung sollen Beispiele der Erfindung nachfolgend beschrieben werden. Es zeigt:

1 die schematische Darstellung eines porösen Werkstoffkörpers zur Kühlung eines Bauteils;

2a die schematische Darstellung der kubisch flächenzentrierten Kristallstruktur cF4;

2b die schematische Darstellung der kubischen Kristallstruktur cP4. Nicht äquivalente "A" und "B" Gitterplätze sind durch kleine bzw. große Kreise symbolisiert;

3a eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme einer erfindungsgemäß hergestellten Legierung "A" nach einer Wärmebehandlung;

3b die rasterelektronenmikroskopische Aufnahme der Legierung nach 3a nach dem Erschmelzen;

3c die rasterelektronenmikroskopische Aufnahme der Legierung nach 3a nach der Kriechverformung;

4 die schematische Darstellung eines Apparates zur Herstellung poröser Werkstoffkörper;

5a die Draufsicht auf eine nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Membran;

5b den Schnitt durch die Membran entlang der Linie Vb-Vb;

6 die schematische Darstellung eines apparativen Aufbaus zur Durch flussmessung poröser Werkstoffkörper;

7 die Darstellung der Wasserstoff-Durchflussrate für Membrane aus zwei verschiedene Legierungen;

8 die Darstellung poröser und nicht-poröser Bereiche in einem Werkstoffkörper;

9 eine weitere Darstellung poröser und nicht-poröser Bereiche in einem Werkstoffkörper;

10 die Mikrostruktur einer zweiten erfindungsgemäß hergestellten Legierung nach gerichteter Vergröberung bei Temperatur und Spannung;

11 die Mikrostruktur der Legierung gemäß 10 nach elektrolytischem Ätzen;

12 die Mikrostruktur einer dritten erfindungsgemäß hergestellten Legierung nach elektrolytischem Ätzen;

13 die Mikrostruktur einer anderen Probe der zweiten erfindungsgemäß hergestellten Legierung nach elektrolytischem Ätzen;

14 die Mikrostruktur eines erfindungsgemäß hergestellten Werkstoffkörpers;

15 eine Rasterelektronenmikroskopaufnahme;

16 die Darstellung lokaler Ausbrüche.

Die Erfindung wird durch Einsatz eines metallischen Systems erreicht, das als wesentliche Bestandteile zwei Phasen mit den in 2a, 2b gezeigten kubischen Elementarzellen aufweist. Die Elementarzelle gibt die Atompositionen im Kristallgitter an. Sie ist definiert als die kleinste Einheit, mit deren Hilfe man das Kristallgitter aufbauen kann, indem man die Elementarzelle periodisch in alle drei Raumrichtungen aneinander reiht. Verschiedene Phasen zeichnen sich dadurch aus, dass sich die physikalischen und chemischen Materialeigenschaften beim Übergang von einer Phase zur anderen sprunghaft ändern. Im hier betrachteten Fall ändert sich unter anderem die Kristallstruktur, wie dies durch die gezeigten, unterschiedlichen Kristallstrukturen zum Ausdruck kommt. Die eine Phase besitzt eine kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur, die mit dem Pearson Symbol cF4 gekennzeichnet ist (2a). Die andere Phase besitzt eine kubische Kristallstruktur, die mit dem Pearson Symbol cP4 gekennzeichnet ist (2b). Weil die in 2b dargestellten „A" und „B" Gitterplätze nicht äquivalent sind, handelt es sich dabei um eine intermetallische Phase, die aus mehr als einem metallischen Element aufgebaut sein muss und die Stöchiometrie A3B besitzt. Im Gegensatz dazu sind die Gitterplätze der kubisch flächenzentrierten Phase äquivalent. Im folgenden werden diese beiden Phasen. vereinfachend als kfz-Phase (kfz: kubisch flächenzentriert) bzw. intermetallische Phase bezeichnet. Die Kantenlänge der kubischen Elementarzellen bezeichnet man als Gitterkonstante.

Ein Beispiel für ein solches, metallisches System ist die nachfolgend in Tabelle 1 genannte Legierung „A", deren überwiegender Bestandteil Ni ist und die deshalb zu den Ni-Basis Legierungen gezählt wird. Aus Legierung „A" wurden einkristalline Stäbe mit einem Durchmesser von 20mm im bereits oben genannten Feingußverfahren hergestellt, wobei die kristallographische <001>-Orientierung parallel zur Stabachse ausgerichtet war. Die kristallographische Orientierung gibt die Orientierung der Elementarzelle im Raum an. Stellt man sich die in 2a, 2b gezeigten Elementarzellen als Würfel vor, so verläuft die <001>-Richtung entlang einer Würfelkante. Im obigen Fall ist also eine Würfelkante parallel zur Stabachse orientiert.

Wesentliche Bestandteile von Legierung „A" sind eine Ni-reiche Matrix mit kubisch flächenzentrierter Kristallstruktur (cF4) sowie Ausscheidungen der intermetallischen cP4-Phase mit A3B Stöchiometrie (siehe 3b). Dabei sind die A-Plätze überwiegend von Ni-Atomen besetzt, wohingegen die B-Plätze überwiegend durch Al-Atome eingenommen werden. Der Volumenanteil der Ausscheidungen beträgt ca. 56%. Bei den Ausscheidungen handelt es sich um die intermetallische cP4-Phase. Die Ni-reiche Matrix hat eine kubisch flächenzentrierte cF4 Kristallstruktur.

Tabelle 1: Zusammensetzung von Legierung „A" in Gewichtsprozent.

Wie in 3b gezeigt ist, liegen die Ausscheidungen der intermetallischen Phase nach dem Erschmelzen unregelmäßig und inhomogen verteilt vor. Deshalb führt man bevorzugt eine Wärmebehandlung nach dem Erschmelzen durch, bei der die Ausscheidungen zunächst aufgelöst und dann wieder ausgeschieden werden. Hier wurde dies durch folgende Schritte erreicht:

  • (i) Erwärmung auf 1553K/5Stunden im Vakuum, gefolgt durch schnelles Abkühlen (Abkühlgeschwindigkeit > 20K/min);
  • (ii) Erwärmung auf 1373K/4Stunden, gefolgt durch Abkühlen an Luft;
  • (iii) Erwärmung auf 1123K/24Stunden, gefolgt durch Abkühlen an Luft.

Die dadurch entstandene, regelmäßige Anordnung ist in 3a gezeigt.

Ein besonderes Merkmal ist, dass die Gitterkonstanten beider Phasen nahezu identisch sind. Bei Legierung „A" ist die Gitterkonstante der Matrixphase (cF4) lediglich um ca. 0,1 % größer als die der intermetallischen Ausscheidungen (cP4). Dies hat zur Folge, dass sich die Ausscheidungen kohärent zur Matrixphase ausscheiden. Von kohärenten Ausscheidungen spricht man, wenn die Gitterkonstanten der beiden Phasen nahezu identisch sind und somit die beiden in 2 gezeigten Elementarzellen nahezu perfekt zueinander passen. Dies hat zur Folge, dass sich die Elementarzellen der Matrix- und Ausscheidungsphase parallel ausrichten und sich die Kristallstruktur der Matrixphase praktisch ungestört in der Ausscheidung fortsetzt. Würden die Elementarzellen zwischen Matrix und Ausscheidung nicht gut zueinander passen (z.B. weil die Gitterkonstanten stark unterschiedlich sind) und sich deshalb keine bestimmte Orientierung der Elementarzelle der Ausscheidungsphase relativ zur Elementarzelle der Matrix ergeben, spräche man von inkohärenten Ausscheidungen.

Setzt man das Material einer erhöhten Temperatur ohne Anwesenheit einer Spannung bzw. Vorverformung aus, so vergröbern sich die in 3a gezeigten Ausscheidungen in alle Richtungen annähernd gleichmäßig. Wenn man bei erhöhter Temperatur zudem eine Spannung aufbringt, vergröbern die Ausscheidungen auf Grund ihrer Kohärenz mit der Matrix auf eine bestimmte, gerichtete Weise. Denjenigen, die mit dieser Materie vertraut sind, ist dabei bekannt, dass die Richtung der Vergröberung davon abhängt, wie die Spannung relativ zur Elementarzelle orientiert ist, und ob die Gitterkonstante der Matrixphase größer oder kleiner als die der Ausscheidungsphase ist. Beispielsweise wurde Legierung „A" einer Zugspannung von 170MPa parallel zur kristallographischen <001>-Richtung bei T = 1273K für 100 Stunden ausgesetzt. Dabei ergab sich die in 3c dargestellte Struktur. Die kubisch flächenzentrierte cF4-Phase erscheint in der Figur dunkel, wohingegen die intermetallische cP4-Phase heller erscheint. Die Richtung der aufgebrachten Zugspannung ist angegeben. Deutlich zu erkennen ist, dass sich die intermetallischen Ausscheidungen bevorzugt in einer Ebene senkrecht zur anliegenden Zugspannung vergröbert haben. Entsprechend haben sich Ausscheidungen mit plattenförmiger Morphologie gebildet. Würde man an Stelle der Zugbeanspruchung eine Druckbeanspruchung in <001>-Richtung aufbringen, würde die Vergröberung bevorzugt in Richtung der angelegten Spannung erfolgen. Ähnliche Strukturen ergeben sich auch, wenn die Beanspruchungsrichtung von der <001>-Richtung abweicht oder die Beanspruchung in mehrere Richtungen erfolgt. Allerdings sind die dann resultierenden Strukturen im Allgemeinen unregelmäßiger. Deswegen erfolgt die Beanspruchung bevorzugt in <001>-Richtung.

Auf Grund der gerichteten Vergröberung kommen benachbarte, aber vorher isoliert nebeneinander vorliegende Ausscheidungen miteinander in Kontakt, wodurch sich die vorstehend beschriebene, plattenförmige bzw. stäbchenförmige Morphologie entwickelt. Ist der Volumenanteil der Ausscheidungsphase zu gering, sind diese plattenförmigen bzw. stäbchenförmigen Ausscheidungen wiederum untereinander isoliert. Ist der Volumenanteil zu hoch, verbinden sich die früheren Ausscheidungen zu einer durchgängigen Matrix, in der die frühere Matrixphase als isolierte Ausscheidungen eingelagert ist. In einem mittleren Volumenanteilsbereich kommt es dagegen zur Ausbildung zweier, sich gegenseitig durchdringender Netzwerke (3c), die aus jeweils einer der beiden genannten Phasen 1, 2 bestehen. D.h. es gibt durchlaufende Pfade entlang beider Phasen 1, 2, die nicht von der jeweils anderen Phase unterbrochen sind und zwei gegenüberliegende Bauteiloberflächen miteinander verbinden. Keine der beide Phasen 1, 2 zerfällt also in isolierte Ausscheidungen. Die Bildung dieser sich gegenseitig durchdringender Netzwerke ist Voraussetzung für die Herstellung poröser Werkstoffkörper entsprechend der Erfindung, wie im folgenden dargelegt wird.

Um einen porösen Werkstoffkörper, der durch Gießen und Umformen, beispielsweise Walzen im Wesentlichen schon in seine Endgeometrie gebracht ist, entsprechend der Erfindung herzustellen, wird eine der beiden, sich gegenseitig durchdringenden, Phasen selektiv entfernt. Dies kann insbesondere durch chemischen bzw. elektrochemischen Angriff geschehen. Beispielsweise wurde hier die kfz-Phase von Legierung „A" durch elektrochemischen Angriff im Anschluss an die oben genannte Beanspruchung unter Temperatur und Spannung selektiv entfernt.

Der apparative Aufbau ist 4 zu entnehmen. Dabei wurde ein wässriger Elektrolyt, der 1 % Ammniumsulfat (NH4)2SO4 und 1 % Zitronensäure in H2O enthält und sich auf Raumtemperatur befand, in einen Glasbecher 11 bis zur Höhe H eingefüllt und mit dem Rührer 14 umgerührt. Werkstoffkörper 13 und die zylindrische Platingegenelektrode 12 wurden als Anode bzw. Kathode geschaltet. Als Stromdichte wurde 20mA/cm2 gewählt. Die Kanten des Werkstoffkörpers 13 wurden durch eine Lackschicht geschützt um übermäßigen Materialangriff an den Kanten zu vermeiden. Die Struktur eines so hergestellten, porösen Körpers ist in 5a, 5b gezeigt. Deutlich zu erkennen ist, dass die mittlere Breite der durchströmbaren Kanäle kleiner als 1 &mgr;m ist. Eine Bestimmung der chemischen Analyse mittels energiedispersiver Röntgenanalyse im Rasterelektronenmikroskop ergab, dass der poröse Körper aus der intermetallischen Phase besteht, während die kfz-Phase entfernt worden ist.

Die Durchströmbarkeit einer entsprechend obigem Beispiel hergestellten, porösen Struktur wurde mit Hilfe des in 6 dargestellten Versuchsaufbaus nachgewiesen. Dabei wurde wie folgt vorgegangen:

  • 1. Die Membran 20 wird in einem vakuumdichten Halter 21 fixiert. Am Halter befindet sich ein Einlass- 22 und ein Auslassstutzen 23.
  • 2. Der Auslassstutzen 23 ist mit einem Gaschromatographen 25 verbunden, der die Menge des durchströmten Gases (hier: H2) quantitativ bestimmt.
  • 3. Der Einlassstutzen 22 ist mit der Gasversorgung 24 verbunden.
  • 4. Vor dem Versuch wird das gesamte System mittels der Vakuumpumpe 26 auf eine Druck von 10-2 Pa evakuiert. Da kein Vakuumsystem absolut dicht sein kann, wird nun die Leckrate mit dem Gaschromatographen 25 bestimmt und als Hintergrundsignal von den weiteren Messergebnissen abgezogen.
  • 5. H2-Gas wird bei einem konstanten Druck für 6 Minuten über die Gasversorgung 24 eingeleitet. Der Druck wird für verschiedene Messungen zwischen 20 Pa und 200 Pa variiert.
  • 6. Die Menge des H2-Gases, das die Membran 20 in der vorgegebenen Zeit durchströmt hat, wird mit dem Gaschromatographen 25 quantitativ bestimmt, der vorher mit Hilfe eines H2-haltigen Gasgemisches kalibriert wurde.

Die Ergebnisse der Durchflussmessungen sind in 7 dargestellt. Sie belegen die Durchströmbarkeit der so hergestellten Membran 20. Die Membran aus der Legierung "A" hatte eine Dicke von 250 &mgr;m und eine Querschnittsfläche von 6 × 20 mm2. Sie wurde hergestellt, indem zunächst ein dünnes Blech mit identischen Abmessungen mechanisch mittels einer Trennscheibe aus einer Zugprobe herausgetrennt wurde, die vorher bei 1273K, 170MPa 100 Stunden lang beansprucht wurde. Das Blech wurde dabei so herausgeschnitten, dass die Normale auf der Blechoberfläche senkrecht zu der zuvor entlang der kristallographischen <001>-Richtung aufgebrachten Zugspannung ausgerichtet ist. Vorteilhaft hieran ist, dass die nach dem elektrochemischen Angriff entstandenen durchströmbaren Kanäle senkrecht zur Membranoberfläche ausgerichtet und damit besonders gut durchströmbar sind. Der elektrochemische Angriff erfolgte für 6 Stunden mit den oben angegebenen Parametern. Die H2-Durchflussrate wird bestimmt, indem die Menge des durchströmten Wasserstoffes nach sechs Minuten gemessen wird und auf die Durchflusszeit und die Querschnittsfläche der Membran bezogen wird. Das angegebene Wasserstoffvolumen bezieht sich auf Standardbedingungen bei einem Druck von 1,01·105 Pa und einer Temperatur von 293 K.

Weitere Durchflussmessungen, wurden an Legierung "B" mit der nachfolgend gezeigten Zusammensetzung durchgeführt.

Tabelle 2: Zusammensetzung von Legierung "B" in Gewichtsprozent.

Diese ebenfalls einkristalline Legierung besitzt einen Volumenanteil der intermetallischen Phase von ca. 46Vol.% (Legierung "A" ca. 56Vol.%). Legierung "B" wurde zunächst wie folgt wärmebehandelt:

  • (i) Erwärmung auf 1533K/5 Stunden im Vakuum, gefolgt durch schnelles Abkühlen (Abkühlgeschwindigkeit > 20K/min);
  • (ii) Erwärmung auf 1373K/4 Stunden; gefolgt durch Abkühlen an der Luft;
  • (iii) Erwärmung auf 1123K/24 Stunden; gefolgt durch Abkühlen an der Luft.

Im Anschluss daran wurde Legierung "B" bei 1273K/121 MPa/523 Stunden einer gerichteten Vergröberung unterzogen. Die Zugspannung war wiederum parallel zur kristallographischen <001>-Richtung orientiert. Dabei ergab sich die in

10 dargestellte Mikrostruktur. Im Anschluss daran wurde ein 250 um dünnes Blech mit Querschnittsfläche von 6 × 20 mm2 mittels einer Trennscheibe aus der Zugprobe herausgetrennt. Die Blechnormale war wiederum senkrecht zur Richtung der Zugbeanspruchung orientiert. Das Blech wurde wie oben beschrieben für 6 Stunden in einem wässrigen Elektrolyt, der 1 % Ammoniumsulfat und 1 % Zitronensäure in H2O enthält, geätzt.

11 zeigt die Mikrostruktur nach dem elektrolytischen Ätzen. Zum Größenvergleich wurde auf der Membranoberfläche ein Escherichia Coli Bakterium 3 aufgebracht. Es ist zu erkennen, dass das Bakterium 3 von der Membran zurückgehalten wird. Dies zeigt, dass die Filtration von Mikroorganismen, wie z. B. Bakterien, und anderer Feinstpartikeln, wie z.B. Russ, eine Anwendungsmöglichkeit der erfindungsgemäß hergestellten porösen Metallkörper ist. Die Bestimmung der chemischen Analyse mittels energiedispersiver Röntgenanalyse im Rasterelektronenmikroskop ergab, dass der poröse Körper aus der intermetallischen Phase besteht, während die kfz-Phase entfernt wurde. Die Ergebnisse der Durchflussmessungen an der so hergestellten Membran sind in 7 dargestellt.

Weitere Durchflussmessungen wurden an Legierung "C" mit der nachfolgend gezeigten Zusammensetzung durchgeführt.

Tabelle 3: Zusammensetzung der Legierung "C" in Gewichtsprozent.

Diese ebenfalls einkristalline Legierung wurde zunächst wie folgt wärmebehandelt:

  • (i) Erwärmung auf 1573K/2,5 Stunden plus 1583K/6 Stunden im Vakuum, gefolgt durch schnelles Abkühlen (Abkühlgeschwindigkeit > 20K/min);
  • (ii) Erwärmung auf 1413K/6 Stunden im Vakuum, gefolgt durch schnelles Abkühlen (Abkühlgeschwindigkeit > 20K/min);
  • (iii) Erwärmung auf 1123K/24 Stunden; gefolgt durch Abkühlen an der Luft.

Im Anschluss daran wurde Legierung "C" bei einer Zugspannung &sgr; von 170 MPa parallel zur kristallographischen < 001 > Richtung bei T = 1273K für 323 Stunden belastet. Aus der Zugprobe wurden dann dünne Bleche mittels einer Trennscheibe herausgetrennt. Die Blechnormale war senkrecht zur Richtung der Zugbeanspruchung orientiert. Im Anschluss daran wurden die Bleche wie oben beschrieben in einem wässrigen Elektrolyt, der 1 % Ammoniumsulfat und 1 % Zitronensäure in H2O enthält, geätzt.

12 zeigt die Mikrostruktur dieser Legierung nach dem elektrolytischen Ätzen. Die Durchflussmessungen wurden gegenüber der oben beschriebenen Vorgehensweise mit folgenden Änderungen durchgeführt:

  • 1. Am Auslassstutzen 23 des vakuumdichten Halters 21 wurde ein Gefäß angebracht und das auslassseitige Volumen V vor einer Durchflussmessung mit einer Kalibriermessung bestimmt.
  • 2. Nach Evakuierung des am Auslassstutzen 23 angebrachten Gefäßes wurde die Einlassseite des vakuumdichten Halters 21 geöffnet und der poröse Werkstoff der Luft unter Atmosphärendruck p1 ≈ 1,01·105 Pa ausgesetzt.
  • 3. Gemessen wurde die Zeit t bis zum Erreichen eins bestimmten Druckes p2 auf der Auslassseite.
  • 4. Die Durchflussrate D bei Druck p1 und Querschnittsfläche A des porösen Werkstoffes wird durch den Ausdruck V/(At)·(p2/p1) bestimmt.
  • 5. Die porösen Werkstoffe wurden vor der Durchflussmessung im Vakuum bei 450°C für eine Stunde entgast, um in den Kanälen verbliebene Bestandteile des Elektrolyten zu entfernen.

Bei einem ersten porösen Werkstoff aus Legierung "C" mit einer Querschnittsfläche A = 30 mm2 und einer Dicke d = 200 &mgr;m wurde bei einem Volumen V = 721 cm3 ein Druck p2 von 1,0·104 Pa nach 1 19 Sekunden erreicht. Damit ergibt sich die Durchflussrate zu 1,99·10-2 m3/(m2s). Bei einem zweiten porösen Werkstoff aus Legierung "C" mit einer Querschnittsfläche A = 514 mm2 und einer Dicke d = 275 &mgr;m wurde bei einem Volumen V = 721 cm3 ein Druck p2 von 1,0·104Pa nach 5 Sekunden erreicht. Damit ergibt sich die Durchflussrate zu 2,77·10-2 m3/(m2s). Bei einem dritten porösen Werkstoff aus Legierung "C" mit einer Querschnittsfläche A = 31,6 mm2 und einer Dicke d = 800 um wurde bei einem Volumen V = 746 cm3 ein Druck p2 von 5,0·103 Pa nach 450 Sekunden erreicht. Damit ergibt sich eine Durchflussrate zu 2,59·10-3 m3/(m2s). Die geringste Durchflussrate resultiert aus der größeren Dicke des porösen Werkstoffes.

Die Erfindung bezieht sich nicht nur auf Ni-Basis Legierungen, die Aluminium enthalten. Vielmehr bezieht sie sich auf alle metallischen Werkstoffe, welche eine Phase mit kubisch flächenzentrierter Kristallstruktur mit Pearson Symbol cF4 und eine Phase mit kubischer Kristallstruktur mit Pearson Symbol cP4 als wesentliche Bestandteile beinhalten. Beispiele hierfür sind folgende Werkstoffsysteme: Ni-Si, Al-Li, Al-Pt, Ir-Nb, Pt-Sn, Pt-V und Pt-Zr. Oftmals sind die Gitterkonstanten der beiden genannten Phasen aber sehr unterschiedlich, so dass es nicht zur Bildung der gewünschten, kohärenten Ausscheidungen kommt. Durch Zugabe weiterer Legierungselemente kann dem begegnet werden. Ist z.B. die Gitterkonstante der Matrixphase (Strukturtyp: cF4) zu gering, können Elemente mit großem Atomradius hinzulegiert werden, die bevorzugt in dieser Phase eingebaut werden. Bei Legierung „A" wird dies z.B. durch Zugabe von Mo und Cr erreicht. Bei Ni-Si Legierungen wird dies zum Beispiel durch Zugabe von Al und Cu erreicht. Bevorzugt sind Werkstoffsysteme, bei denen sich die Gitterkonstanten der beiden Phasen um weniger als 0,2% unterscheiden. Wie bereits erwähnt ist bei Legierung „A" die Gitterkonstante der Matrixphase (cF4) um ca. 0,1 % größer als die der intermetallischen Ausscheidungen (cP4).

Das beschriebene Verfahren zur Herstellung eines porösen Werkstoffkörpers ermöglicht es auch, dass poröse Bereiche, die von einem Gas oder einer Flüssigkeit durchströmt werden können, neben nicht-porösen Bereichen vorliegen. Zum Beispiel können Oberflächenbereiche maskiert werden, so dass die selektive Entfernung der kfz-Phase bzw. der intermetallischen Phase dort nicht stattfindet. 8 zeigt ein Beispiel. Dabei wurde ein Teil der Oberfläche mit einem Abdecklack der Firma Bihlmeier, Stuttgart, abgedeckt und dann die kfz-Phase elektrochemisch mit Hilfe der in 4 gezeigten Apparatur entfernt. Die poröse Struktur ist nur in dem nicht abgedeckten Bereich entstanden. Die im Bildzentrum der 8 sichtbare quadratische Fläche mit Abmessungen von ca. 8,25 × 8,25 mm2 wurde nicht durch einen Lack abgedeckt und ist deshalb nach dem elektrochemischen Angriff porös. Die umrandete Fläche wurde durch einen Lack vor dem elektrochemischen Angriff geschützt und ist entsprechend nicht porös. Dies ist besonders gut im links unten eingeblendeten Detailausschnitt zu erkennen, der das durch das weiße Rechteck dargestellte Gebiet bei höherer Vergrößerung zeigt.

Ebenso ist es möglich, die selektive Auflösung zu unterbrechen, bevor die gesamte Materialdicke durchdrungen wurde. Somit lassen sich Abfolgen aus porös /nicht porös wie in 9 gezeigt darstellen. Die Membran wurde von zwei Seiten angeätzt, so dass je 40 &mgr;m dicke poröse Oberflächenbereiche entstanden sind. In der Mitte hingegen (Dicke ca. 150 &mgr;m) ist das Material nicht porös.

Eine weitere Möglichkeit, poröse und nicht-poröse Bereiche in einem Bauteil darzustellen, besteht darin, die Temperatur und/oder die Spannung lokal aufzubringen. Dann bilden sich gegenseitige durchdringende Netzwerke aus der kfz-Phase und der intermetallischen Phase nur an den Stellen, die mit Temperatur und Spannung beaufschlagt sind. Beim nachfolgenden Auflösen einer der beiden Phasen entstehen poröse Strukturen damit nur lokal. Als Beispiel sei genannt, dass sich ein homogen erhitzter Werkstoffkörper lokal mit einem Werkzeug belasteten lässt. Ist das Werkzeug metallisch und leitet man durch dieses einen Strom ließe sich auch die Temperatur lokal aufbringen. Eine lokale Temperaturbeanspruchung könnte z.B. auch mit einem Laserstrahl erfolgen.

Ein weiterer wichtiger Parameter ist die Breite der durchströmbaren Kanäle. Diese lässt sich in weiten Grenzen einstellen, indem man die Abmessungen des Werkstoffgefüges vor der selektiven Entfernung einer der beiden Phasen gezielt einstellt. Dabei ist dem Fachmann, der mit der Wärmebehandlung mehrphasiger Legierungen vertraut ist, bekannt, dass die Abmessungen der Phasen mit steigender Temperatur- und Zeitbeanspruchung zunehmen. Auch die gewählte mechanische Belastung spielt eine Rolle, da dadurch die Triebkraft für die gerichtete Vergröberung beeinflusst wird. Führt man beispielsweise die gerichtete Vergröberung bei einer tieferen Temperatur (z.B. bei 1223 K anstatt 1273 K) durch, wird die Netzwerkstruktur feiner. Entsprechend nimmt die Breite der durchströmbaren Kanäle ab. In entsprechender Weise kann die Abmessung der zunächst diskret vorliegenden Ausscheidungen durch gezielte Einstellung der Wärmebehandlung beeinflusst werden. Je feiner die Abmessungen der diskreten Ausscheidungen sind, desto feiner wird auch die Netzwerkstruktur nach gerichteter Vergröberung.

Die Abmessungen der durchströmbaren Kanäle hängen auch von der Legierungszusammensetzung ab. Wählt man z.B. einen höheren Volumenanteil der Ausscheidungsphase durch entsprechende Veränderung der Legierungszusammensetzung, so bildet die Matrixphase bei der gerichteten Vergröberung schmalere Kanäle aus. Entfernt man anschließend diese Phase selektiv, so nehmen die Abmessungen der durchströmbaren Kanäle ab.

Am Beispiel von Legierung "B", die wie oben beschrieben wärmebehandelt und gerichtet vergröbert wurde, soll auch gezeigt werden, dass wahlweise die kfz-Phase oder die intermetallische Phase entfernt werden kann. Hier wurde ein 300 &mgr;m dicker Blechstreifen einer Zugprobe entnommen, wobei die Blechnormale senkrecht zur Zugbeanspruchung orientiert war. Das elektrolytische Ätzen erfolgte wie oben beschrieben, allerdings wurde als Elektrolyt eine Lösung bestehend aus 25ml HNO3, 25ml HCl, 0.75g MoO3 in 400 ml destilliertem Wasser eingesetzt und eine Stromdichte von 100A/m2 gewählt. Dabei ergab sich die in

13 dargestellte poröse Struktur. Die Bestimmung der chemischen Zusammensetzung mittels energiedispersiver Röntgenanalyse im Rasterelektronenmikroskop ergab, dass der poröse Körper aus der Kfz-Phase besteht, während die intermetallische Phase im Wesentlichen entfernt wurde. In 13 ist zu erkennen, dass die Stege aus der kfz-Phase selbst auch feinste Hohlräume mit Abmessungen von ca. 30nm aufweisen und damit die spezifische Oberfläche der Membran nochmals erhöht wird. Denjenigen, die mit der Wärmebehandlung von Ni-Basis Superlegierungen vertraut sind, ist bekannt, dass sich während der Wärmebehandlung von Legierung "B" bei 1123 K bzw. beim Abkühlen nach Verformung bei 1273 K sogenannte sekundäre Ausscheidungen der intermetallischen Phase in der kfz-Phase bilden können. Sie liegen als diskrete Teilchen in der kfz-Phase vor und werden überall dort herausgelöst, wo sie an die Oberfläche der kfz-Phase durchstoßen und somit im Ätzvorgang im Kontakt mit dem Elektrolyten sind. Da die sekundären Ausscheidungen nicht miteinander verbunden sind, werden diejenigen Ausscheidungen, die nicht mit der Oberfläche verbunden sind, nicht aus der kfz-Phase herausgelöst. Auf Grund ihrer Feinheit entstehen Hohlräume in den Stegen der kfz-Phase mit den oben genannten Abmessungen.

Es wurden Ni-Basislegierungen mit folgender Zusammensetzung in Gewichts-Prozent hergestellt: Ni: Rest Co: 0-25 Gew.% Cr: 0-25 Gew.% Mo: 0-6 Gew.% W: 0-6 Gew.% Re: 0-4 Gew.%
Al: 3-10 Gew.% Ti: 0-7 Gew.% Ta: 0-7 Gew.% C: 0.03-0.3 Gew.% B: 0-0.04 Gew.% Zr: 0-0.3 Gew. %
wobei die Summe der Bestandteile Cr, Mo, W und Re kleiner als 30 Gew.% gewesen ist. Ni: Rest Co: 5-20 Gew.% Cr: 10-20 Gew.% Mo: 0-5 Gew.% W: 0-4 Gew.% AI: 3-6 Gew.% Ti: 0-5 Gew.% C: 0.05-0.2 Gew.% B: 0-0.03 Gew.% Zr: 0-0.2 Gew.%
sowie Ni: Rest Co: 13.0-15.5 Gew.% Cr: 14.0-16.0 Gew.% Mo: 3.0-5.0 Gew.% Al: 4.5-5.5 Gew.% Ti: 3.5-4.5 Gew.% C: 0.12-0.20 Gew.% B: 0.01-0.025 Gew.% Zr: 0-0.15 Gew.%

Nachfolgend sollen drei Beispiele hergestellter Probenbleche erläutert werden:

Beispiel 1

Zunächst wurde eine 3 mm dicke Platte als Urform aus einer polykristallinen Ni-Legierung erschmolzen, die neben Nickel im wesentlichen die folgenden Legierungselemente enthält (alle Angaben in Gewichtsprozent): 13.2%Co, 14.4%Cr, 3.3%Mo, 5.0%Al, 3.8%Ti, 0.15%C, 0.05%Zr, 0.015%B. Diese Platte wurde folgender Wärmebehandlung (1) unterzogen:

  • – Glühung im Vakuumofen für 2 Stunden bei 1473K
  • – Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0.017 K/s auf 1373 K
  • – Abkühlung auf Raumtemperatur mittels Argonflutung des Ofens

Danach wurde das Material auf eine Dicke von 2,6 mm bei Raumtemperatur gewalzt und einer weiteren Wärmebehandlung (I) unterzogen. Dieser Vorgang des Walzens und anschließenden Wärmebehandelns wurde weitere sieben Mal durchgeführt, wobei die Dickenabnahme jeweils ca. 0,3 mm war. Es ergab sich dabei ein dünnwandiges Band mit der Enddicke von 0,55 mm.

Nach Durchlaufen dieses Umformprozesses weist das Material diskrete und unregelmäßig vorliegende &ggr;'-Ausscheidungen auf. Um zu einer günstigen Ausscheidungsstruktur zu gelangen, wurde das Material einer weiteren Wärmebehandlung (II) unterworfen:

  • – Glühung im Vakuumofen für 2 Stunden bei 1473K, gefolgt von 2 Stunden bei 1523 K
  • – Abkühlung auf 1293K mittels Argonflutung des Ofens und Halten dieser Temperatur für 4 Stunden
  • – Abkühlung auf Raumtemperatur mittels Argonflutung des Ofens

Die sich dabei ergebende Mikrostruktur ist in 14 gezeigt. Denjenigen, die mit der Wärmebehandlung von Ni-Basislegierungen vertraut sind, ist der Zweck dieser Wärmebehandlung bekannt. Dabei geht es zunächst darum, die &ggr;'-Phase bei hohen Temperaturen (hier: 1473K und 1523K) im wesentlichen aufzulösen, um diese dann bei tieferer Temperatur (hier: 1293K) kontrolliert in Form diskreter Teilchen auszuscheiden.

Im Anschluss an die Wärmebehandlung (II) wurde ein Probenkörper aus dem Band herausgetrennt und vollständig in einen wässrigen Elektrolyt eingetaucht, der sich in einem Glasbecher befand und mit einem Magnetrührer umgerührt wurde. Der Elektrolyt befand sich auf Raumtemperatur und enthielt 1 % Ammoniumsulfat (NH4)SO4 und 1 % Zitronensäure in H2O. Der Werkstoffkörper wurde mit einer zylindrischen Gegenelektrode umschlossen. Werkstoffkörper und Gegenelektrode wurden mit Hilfe von Drähten mit einer Stromquelle verbunden und als Anode bzw. Kathode geschaltet. Die Kontaktstelle des Drahtes am Werkstoffkörper wurde mit einer Lackschicht abgedeckt, um einen korrosiven Angriff des Kontaktes zu vermeiden. Es wurde eine Stromdichte von 20mA/cm2 für die Dauer von acht Stunden eingestellt. Bei diesem elektrochemischen Angriff zerfiel der Probenkörper vollständig, wobei die &ggr;-Phase in Lösung ging und die &ggr;'-Phase in Form feinster Teilchen auf dem Boden des Glasbechers sedimentierte.

Ein weiterer, aus dem Band herausgetrennter Probenkörper wurde nach einer Wärmebehandlung (II) für 353 Stunden bei 1253 K mit einer Zugspannung von 80MPa belastet. Dabei wurde die Zugspannung in Walzrichtung aufgebracht. Im Anschluss daran wurde der Probenkörper in einen Elektrolyten mit der oben angegebenen Zusammensetzung eingetaucht und dem oben beschriebenen elektrochemischen Angriff ausgesetzt. Dabei blieb der Probenkörper intakt und behielt im wesentlichen die vorher eingestellte Geometrie. Er zerfiel nicht.

Untersuchungen im Rasterelektronenmikroskop ergaben, dass die Porosität in Form schmaler Kanäle vorlag, die den gesamten Werkstoffkörper durchzogen und miteinander verbunden waren, wie dies in 15 gezeigt ist. Die Breite der Kanäle betrug ca. 300 nm.

Aus diesem Probenkörper wurde eine Probe mit den Kantenlängen 8 mm x 20 mm herausgetrennt und in einen vakuumdichten Halter eingebaut. Die Probe wurde dabei so abgedichtet, dass sich eine durchströmbare Fläche von A = 27 mm2 ergab. An der Auslassseite des vakuumdichten Halters wurde ein Gefäß mit einem Volumen V = 7,46·10-4 m3 angebracht. Nach Evakuierung des an der Auslassseite angebrachten Gefäßes wurde die Einlassseite des vakuumdichten Halters geöffnet und der poröse Werkstoff der Luft unter Atomshärendruck p1 ≈ 1,01·105 Pa ausgesetzt. Gemessen wurde eine Zeit t = 551 s bis zum Erreichen eines Druckes p2 ≈ 0,98·104Pa auf der Auslassseite. Die Durchflussrate D bei Druck p, und durchströmbarer Querschnittsfläche A wurde durch den Ausdruck V/(At)·(p2/p1) zu 4,9·10-3 m3/(m2s) bestimmt. Dies belegt die Gasdurchströmbarkeit der Probe auf Grund offener Porosität.

Die an den Probenkörpern erzielten Ergebnisse zeigen, dass sich die nach Wärmebehandlung (II) diskret vorliegenden &ggr;'-Teilchen durch die mechanische Beanspruchung bei hohen Temperaturen zu einer in sich zusammenhängenden Netzwerkstruktur umgelagert haben. Dieser Umlagerungsprozess hängt davon ab, wie die Spannung relativ zur Elementarzelle der &ggr;'-Phase orientiert ist. Besonders günstig ist es, wenn die Spannung parallel zu einer kristallographischen <001> Richtung orientiert ist. Naturgemäß kann diese Idealsituation bei einem Polykristall nicht, überall erreicht werden und deshalb ist es möglich, dass sich die &ggr;'-Teilchen lokal nicht zu einer in sich verbundenen Netzwerkstruktur umgebildet haben. Entfernt man nun selektiv die &ggr;-Phase, fallen die &ggr;'-Teilchen an diesen Stellen heraus und es bilden sich lokale Ausbrüche, wie dies in 16 beispielhaft dargestellt ist, die aber die Funktion des porösen Materials nicht wesentlich beeinträchtigen, da sie örtlich eng begrenzt sind.

Denjenigen, die mit polykristallinen Metallen vertraut sind, ist zudem bekannt, dass es insbesondere durch das Umformen und Wärmebehandeln und der daraus resultierenden Rekristallisation möglich ist, eine Textur, d. h. Vorzugsorientierung der vorhandenen Phasen einzustellen, so dass man auf diese Weise dem Einkristall, bei dem nur eine Phasenorientierung vorliegt, nahe kommt. Diese Texturierung kann mit Vorteil ausgenutzt werden, um eine möglichst vollständige Netzwerkbildung der zunächst isoliert vorliegenden Ausscheidungsteilchen sicherzustellen.

Beispiel 2

Es wurde eine 3 mm dicke Platte einer polykristallinen Nickellegierung eingesetzt, die die in Beispiel 1 genannte chemische Zusammensetzung hatte. Sie wurde dann entsprechend der in Beispiel 1 angegebenen Wärmebehandlung (I) geglüht. Danach wurde das Material auf eine Dicke von 2,6 mm bei Raumtemperatur gewalzt, im Luftofen für eine Stunde bei 1373K geglüht und dann an Luft abgekühlt. Dieser Vorgang des Walzens und anschließenden Wärmebehandelns wurde weitere siebenmal durchgeführt, wobei die Dickenabnahme jeweils ca. 0,3 mm war. Es ergab sich dabei eine Enddicke von 0,55 mm. Im Anschluss daran wurde das Material der in Beispiel 1 angegebenen weiteren Wärmebehandlung (II) unterworfen, was wiederum zu einer kontrollierten Ausscheidung isoliert vorliegender Teilchen der &ggr;'-Phase führte.

Nach Durchführung dieser Wärmebehandlung (II) wurde das Material fünfmal bei Raumtemperatur gewalzt, wobei die Dickenabnahme jeweils ca. 0,01 mm betrug. Nach dem ersten, zweiten, vierten und fünften Walzschritt erfolgte eine Zwischenglühung für 20 Stunden bei 1273K. Nach dem dritten Walzschritt erfolgte eine Zwischenglühung für 72 Stunden bei 1273K.

Dem so behandelten dünnen Blech wurde ein Probenkörper entnommen. Dieser Probenkörper wurde dem in Beispiel 1 genannten elektrochemischen Angriff unterzogen. Der Probenkörper zerfiel nicht. Ebenso zeigte dieser Probenkörper eine dem Probenkörper nach Beispiel 1 entsprechende Gasdurchströmbarkeit, wobei die Gasdurchströmbarkeit, wie in Beispiel 1, angegeben gemessen wurde.

Das Beispiel zeigt, dass die erfindungsgemäß notwendige Bildung sich gegenseitig durchdringender Netzwerke aus mindestens zwei Phasen während des Umformprozesses erfolgen kann. Da die Wärmebehandlung (II) zu einer Auflösung und einem Wiederausscheiden der &ggr;'-Phase in diskreter Form führt, wird ebenso offensichtlich, dass geringe Formänderungen in Kombination mit einer thermischen Beanspruchung ausreichen, um die gewünschte Ausbildung sich gegenseitig durchdringender, in sich zusammenhängender Netzwerke, zu bewirken. Insofern ist es von besonderem Vorteil, zunächst die beim Umformen erforderlichen großen Formänderungen durchzuführen und eine Geometrie des Werkstücks einzustellen, die im wesentlichen der gewünschten Endgeometrie entspricht, dann die zur Netzwerkbildung vorgesehene Phase aufzulösen und wieder kontrolliert auszuscheiden, und erst dann mittels geringer Formänderungen in Kombination mit einer thermischen Beanspruchung die Netzwerkbildung zu erzeugen. Würde die Netzwerkbildung bereits zu Beginn des Umformprozesses vorgenommen weiden, bestünde die Gefahr, dass das Netzwerk im Zuge der nun folgenden großen Deformationen in seiner Ausbildung Schaden nimmt und insbesondere eine unregelmäßigere Struktur resultiert.

Aus dem oben Gesagten folgt, dass mit dem Walzen und Zwischenglühen entsprechend diesem Beispiel zwei unterschiedliche Intentionen verfolgt werden. Zunächst werden mit jedem Walzschritt relativ große Umformgrade realisiert, um möglichst rasch die gewünschte Endgeometrie zu erreichen. Zweck der Zwischenglühung ist es dabei, den Werkstoff wieder weich und besser umformbar zu machen. Nach erfolgter Lösungsglühung und Ausscheidungswärmebehandlung werden dann nur noch vergleichsweise kleine Formänderungen realisiert, die in Verbindung mit der thermischen Beanspruchung zum Ziel haben, dass sich die ausgeschiedenen Teilchen durch Diffusion zu einer Netzwerkstruktur verbinden. Entsprechend wird die Temperatur so eingestellt, dass die Diffusion, und damit der Vorgang der Netzwerkbildung, hinreichend schnell ist, sich aber andererseits noch nicht zu viel der Ausscheidungsphase auflöst, da sonst die Ausbildung einer in sich zusammenhängenden Netzwerkstruktur erschwert oder verunmöglicht würde.

Das dargestellte Verfahren zur Erzeugung poröser Werkstoffkörper lässt sich auch auf einkristalline Werkstoffe anwenden. Allerdings führen große Formänderungen in Verbindung mit den genannten Wärmebehandlungsschritten häufig zur Rekristallisation, so dass sich als Ergebnis ein Polykristall bildet. Da sich urgeformte polykristalline Materialien sehr viel kostengünstiger herstellen lassen als urgeformte Einkristalle, wird das dargestellte Verfahren deshalb vorzugsweise in Verbindung mit urgeformten polykristallinen Materialien angewendet.

Denjenigen, die sich mit polykristallinen Nickellegierungen beschäftigen, ist außerdem bekannt, dass sich die Struktur der Korngrenzen und ihrer Umgebung durch Ausscheidung verschiedener Phasen, insbesondere Karbide und &ggr;'-Phase, in vielfältiger Weise beeinflussen lässt. Beispielsweise können sich Säume der &ggr;'-Phase entlang der Korngrenzen ausbilden. Diesen Phänomenen ist bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens Rechnung zu tragen. Beispielsweise sollte nicht diejenige Phase selektiv entfernt werden, die die Korngrenze überwiegend belegt, da sonst der Zusammenhalt des Materials entlang der Korngrenzen stark geschwächt würde und das Material im Extremfall in einzelne Körner zerfallen würde. Andererseits sollte sichergestellt werden, dass die Korngrenzen zumindest teilweise von der oder den selektiv entfernten Phasen belegt sind, da es sonst nicht möglich wäre, dass sich der selektive Angriff über Korngrenzen hinweg fortsetzt. In diesem Zusammenhang ist auch zu bedenken, dass sich durch Rekristallisation und Kornwachstum bei hohen Temperaturen gezielt sehr große Körner einstellen lassen. Sind diese groß im Vergleich zur Blechdicke und überbrücken deshalb die gesamte Blechdicke, wäre ein vollständiges, selektives Entfernen einer Phase auch dann möglich, wenn die Korngrenzen vollständig mit einer oder mehreren Phasen belegt sind, die nicht angegriffen werden. Insofern ist die Einstellung besonders großer Körner vor dem Prozess des selektiven Entfernens von besonderem Vorteil.

Beispiel 3

Es wurde wie in Beispiel 2 vorgegangen. Allerdings wurde das ca. 0,55 mm starke Blech nur für 1 Stunde und 20 Minuten dem elektrochemischen Angriff ausgesetzt. Durch Präparation eines Querschliffs zeigte sich, dass die Tiefe des elektrochemischen Angriffs auf beiden Seiten ca. 0,05 mm betrug und sich ein ca. 0,05 mm tiefer Randbereich einstellte, der offene Porosität aufwies. Dagegen zeigte der Kernbereich mit einer Dicke von ca. 0,45 mm keinerlei Ätzangriff. Das Material wurde, wie in den Beispielen 1 und 2 erläutert, auf Gasdurchströmbarkeit untersucht. Das Material zeigte keine Gasdurchströmbarkeit.

Das Beispiel zeigt, dass sich Bereiche mit offener Porosität mit nicht porösen Bereichen kombinieren lassen. Dies ist für bestimmte Anwendungen von besonderem Vorteil. Beispielsweise ist es möglich, die offenporösen Oberflächenbereiche mit einem anderen Material zu infiltrieren und den nicht porösen Kern zu nutzen, um eine hohe mechanische Festigkeit sicherzustellen. Auf diese Weise können beispielsweise Batterieelektroden gefertigt werden, die mit einem aktiven Material infiltriert werden können.

1Phase 2Phase 3Bakterium 11Glasbecher 12Platingegenelektrode 13Werkstoffkörper 14Rührer 20Membran 21Halter 22Einlassstutzen 23Auslassstutzen 24Gasversorgung 25Gaschromatograph 26Vakuumpumpe

Anspruch[de]
  1. Verfahren zum Erzeugen von Poren oder Kanälen in einem durch Gießen und Umformen im Wesentlichen in seine Endgeometrie gebrachten metallischen Körper aus einem Werkstoff mit mindestens zwei Phasen (1, 2) unterschiedlicher Kristallstrukturen, wobei eine Phase (1) eine kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur mit Pearson Symbol cF4 und eine Phase (2) eine kubische Kristallstruktur mit Pearson Symbol cP4 aufweist, indem aus den zwei Phasen (1, 2) sich gegenseitig durchdringende, in sich verbundene Netzwerke erzeugt werden und anschließend eine der Phasen (1, 2) selektiv entfernt wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Umformen durch Walzen erfolgt.
  3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Netzwerke nur in örtlich begrenzten Bereichen des Körpers erzeugt werden.
  4. Verfahren nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Netzwerke durch Aufheizen des Körpers auf eine definierte Temperatur und Aufbringen einer Zug- oder Druckspannung auf den Körper, während die definierte Temperatur gehalten wird, erzeugt werden.
  5. Verfahren nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Netzwerke durch ein- oder mehrmalige Umformung und durch ein- oder mehrmaliges Aufheizen des Körpers auf eine definierte Temperatur erzeugt werden.
  6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass Umformung und Temperatur nacheinander aufgebracht werden.
  7. Verfahren nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Körper ein Band ist.
  8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Dicke des Bandes kleiner als 1 mm ist.
  9. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die eine Phase chemisch oder elektrochemisch entfernt wird.
  10. Verfahren nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass Oberflächenbereiche des Körpers maskiert werden, um die selektive Entfernung der einen Phase in diesen Bereichen auszuschließen.
  11. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das selektive Entfernen der Phase unterbrochen wird, bevor der Körper vollständig durchbrochen ist.
  12. Verfahren nach Anspruch 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Körper nur lokal aufgeheizt wird.
  13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die lokale Aufheizung mittels eines Laserstrahles erfolgt.
  14. Verfahren nach Anspruch 1, 2, 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Netzwerke erzeugt werden, nachdem der metallische Körper durch eine erste Umformung im wesentlichen in die gewünschte Endgeometrie gebracht wurde und eine der zwei Phasen (1, 2) durch eine Wärmebehandlung im wesentlichen aufgelöst und definiert wieder ausgeschieden wurde, wobei die zur Erzeugung der Netzwerke eingesetzte Spannung bzw. zweite Umformung die Endgeometrie des Körpers nicht mehr wesentlich ändert.
  15. Poröser Metallkörper, insbesondere Metallband mit einer Dicke kleiner als 1 mm, der durch Gießen und Umformen im Wesentlichen in seine Endgeometrie gebracht wurde, bestehend aus einem Werkstoff mit mindestens zwei Phasen (1, 2) unterschiedlicher Kristallstrukturen, wobei eine Phase (1) eine kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur mit Pearson Symbol cF4 und eine Phase (2) eine kubische Kristallstruktur mit Pearson Symbol cP4 aufweist, wobei die zwei Phasen (1, 2) sich gegenseitig durchdringende, in sich verbundene Netzwerke bilden und eine der Phasen (1, 2) zumindest bereichsweise zur Ausbildung von Kanälen entfernt ist.
  16. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass die Kanäle von einem Medium durchströmbar sind.
  17. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass die Kanäle in mindestens einer Richtung eine Abmessung von weniger als 5 &mgr;m aufweisen.
  18. Metallkörper nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Abmessung kleiner als 1 &mgr;m ist.
  19. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff eine Ni-Basis Legierung ist, die eine kubisch flächenzentrierte Matrixphase mit Pearson Symbol cF4 und Ausscheidungen einer kubischen Phase mit Pearson Symbol cP4 aufweist.
  20. Metallkörper nach Anspruch 15 oder 19, dadurch gekennzeichnet, dass die zwei Phasen die Hauptbestandteile des Werkstoffs sind.
  21. Metallkörper nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass sich die Gitterkonstanten der zwei Phasen um weniger als 0,2 % voneinander unterscheiden.
  22. Metallkörper nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen Al-Gehalt von 3–10 Gewichtsprozent aufweist.
  23. Metallkörper nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, dass der Al-Gehalt zwischen 3 und 6 Gewichtsprozent liegt.
  24. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff auf Basis Al-Li legiert ist.
  25. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff hauptsächlich auf Basis Al-Pt legiert ist.
  26. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff hauptsächlich auf Basis Ir-Nb legiert ist.
  27. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff hauptsächlich auf Basis Pt-Sn legiert ist.
  28. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff hauptsächlich auf Basis Pt-V legiert ist.
  29. Metallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff hauptsächlich auf Basis Pt-Zr legiert ist.
  30. Metallkörper nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff ein Polykristall ist.
  31. Nickel-Basislegierung zur Herstellung eines porösen Metallkörpers nach dem Verfahren gemäß einem oder mehreren der Ansprüche 1–14 mit folgender Zusammensetzung: Ni: Rest Co: 0-25 Gew.% Cr: 0-25 Gew.% Mo: 0-6 Gew.% W: 0-6 Gew.% Re: 0-4 Gew.% AI: 3-10 Gew.% Ti: 0-7 Gew.% Ta: 0-7 Gew.% C: 0.03-0.3 Gew.% B: 0-0.04 Gew.% Zr: 0-0.3 Gew.%
  32. Nickel-Basislegierung zur Herstellung eines porösen Metallkörpers nach dem Verfahren gemäß einem oder mehreren der Ansprüche 1–14 mit folgender Zusammensetzung: Ni: Rest Co: 5-20 Gew.%
    Cr: 10-20 Gew.% Mo: 0-5 Gew.% W: 0-4 Gew.% Al: 3-6 Gew.% Ti: 0-5 Gew.% C: 0.05-0.2 Gew.% B: 0-0.03 Gew.% Zr: 0-0.2 Gew.%
  33. Nickel-Basislegierung zur Herstellung eines porösen Metallkörpers, welche die folgenden Elemente als wesentliche Bestandteile enthält: Ni: Rest Co: 13.0-15.5 Gew.% Cr: 14.0-16.0 Gew.% Mo: 3.0-5.0 Gew.% Al: 4.5-5.5 Gew.% Ti: 3.5-4.5 Gew.% C: 0.12-0.20 Gew.% B: 0.01-0.025 Gew.% Zr: 0-0.15 Gew.%
  34. Verwendung eines Metallkörpers nach einem oder mehreren der Ansprüche 1–33 zur Filtration von Partikeln und Mikroorganismen.
Es folgen 14 Blatt Zeichnungen






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