Metallischer <B>Werkstoff</B> Die Erfindung betrifft einen metallischen Werk stoff mit verbesserter Hochtemperaturfestigkeit und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Werkstoffes.
Bei der Kaltbearbeitung von Metallen nach den üblichen Verfahren, z. B. durch Walzen, Schmieden oder Bearbeitung im Gesenk, kann eine erhebliche Festigkeitszunahme des Metalles erzielt werden. Eine Festigkeitserhöhung um ein Mehrfaches ist durchaus üblich. Diese Erhöhung wird von einer vergrösserten Härte und einem Dukroilitäts.verlust begleitet, was häu fig störend ist.
Das Werkstück kann durch Glühen auf seine ursprüngliche Härte und Duktilität zurückgeführt werden, doch geht beim Glühen die durch Kaltbearbei tung herbeigeführte Festigkeitserhöhung verloren. In ähnlicher Weise kann der durch Kaltbearbeitung er zielte Festigkeitszuwachs bei einem Versuch der Ver wendung des kaltbearbeiteten Werkstückes unter sehr hohen Betriebstemperaturen., wie sie dem Glühen etwa entsprechen, verloren gehen.
Es wurde bereits vorgeschlagen, den Verlust der in einem bearbeiteten Produkt gespeicherten Energie dadurch stark zu vermindern, dass Mischungen aus (1) schwerschmelzbaren pulverförmigen Oxydteilch:en und (2) Metallpulver, wie Eisen und Kobalt, die bei erhöh ten Temperaturen eine Phasenumwandlung erleiden, verdichtet und dann bei erhöhten Temperaturen einer Heissverformung unterzogen werden, wobei die Tempe ratur die Phasenumwand:lungstemperatur nicht über schreitet.
Die diesem Vorschlag zugrundeliegende Theorie impliziert notwendigerweise, dass beim Erhit zen eines derartigen Systems auf oder über die Phasen- umwandlungstemperatur, wie dies etwa beim Glühen der Produkte oder in ihrem Betrieb bei Temperaturen oberhalb der Phasenumwandlungstemperatur der Fall wäre, die gespeicherte Energie verloren ginge, mit der Schlussfolgerung, dass alle vorteilhaften Wirkungen der Eneirgiespeicherung dabei verloren werden.
Im Gegensatz zu den Erfahrungen aus der üblichen Kaltbearbeitung und der eben beschriebenen Theorie wurde nun gefunden, dass derartige Phasen- umwandlungs,metalle und selbst Metalle, wie Nickel, die keine Phasenumwandlung erleiden, bezüglich ihrer Eigenschaften erheblich verbessert werden können, wenn in einem Körper aus dem Metall:
eine Vielzahl von schwerschmelzbaren Metalloxydteilchen verteilt, das System verdichtet und der verdichtete Körper oder Pressling aus Metall-Me;taliloxyd bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur (des Metal- les ohne Oxyd) verformt wird. Die verbesserten Eigen schaften derartiger Produkte sind auch nach dem Glü hen noch vorhanden.
Der erfindungsgemässe metallische Werkstoff mit verbesserter Hochtemperaturfes:tigkeit ist dadurch ge- kennzeichnet, dass er (1) ein Metall mit einer Atom zahl von 22 bis 74, das einen Schmelzpunkt von über 1100 C hat und ein Oxyd mit einer freien Bildungs energie bei 27 C von 30 bis 105 Kilokalorien pro Grammatom Sauerstoff des Oxyds bildet und (2) 0,
1 bis 10 Vol.-% mindestens eines in dem Metall unlös- lichen, schwerschmelzbaren Metalloxyds, -doppeloxydis oder -silikats, das eine freie Bild-ungsünergie bei 1000 C von.
über 60 Kilokalorien pro Grammatom Sauerstoff hat und in Form von Teilchen vorliegt, die eine durchschnittliche Grösse von 5-1000 Millimikron haben und gleichmässig in dem Metall verteilt sind, enthält, wobei das Metall eine orientierte Kristallstruk tur aufweist.
Der erfindungsgemässe Werkstoff bietet eine Erhö hung der absoluten Zug-, Streck- und Bruchbeanspru- chungsfestigkeit eines Metalles, gemessen bei 73 0/0 des absoluten Schmelzpunktes des Metalles. Das bevor zugte Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäs sen Werkstoffes ist dadurch gekennzeichnet, dass man einen Metallkörper, der (1) ein Metall mit einer Atom zahl von 22 bis 74, das einen Schmelzpunkt von über 1100 C hat und ein Oxyd mit einer freien Bildungs energie bei 27 C von 30 bis 10:
5 Kilokalorien pro Grammatom Sauerstoff des Oxyds bildet und (2) 0,1 bis 10 Vol.-% mindestens eines in dein Metall unlös- lichen, schwerschmelzbaren Metalloxyds, -doppeloxyds oder -silikats, das eine freie Bildungsenergie bei 1000 C von über 60 Kilokalorien pro Grammatom Sauerstoff hat und in Form von Teilchen vorliegt,
die eine durchschnittliche Grösse von 5 bis 1000 Millimi- kron haben und gleichmässig in dem Metall verteilt sind, enthält, bei einer Temperatur, die nicht höher liegt als die Hälfte der in K gemessenen Schmelztem peratur des Metalles, durch mechanische Bearbeitung einer 40 bis 95 o/oigen Querschnittsflächenverminde- rung unterzieht.
In der beiliegenden Zeichnung ist eine Elektronen mikrographie dargestellt, welche die metallurgische Mikrostruktur eines erfindungsgemässen Werkstoffes zeigt, der 2 Vol.-% Thoriumoxyd, in Form der Parhi- keln 1 meiner Matrix 2 aus Nickelmetall verteilt,
ent- hält. Das kristallografische Nickelbild zeigt eine Orien tierung der übergeordneten Korneinheiten (der soge- nannten Supergrains) zu den Ebenen 3, 4 und 5.
Die M.ikrografie wurde nach einem üblichen zweistufigen metallografis.chen Verfahren erhalten, das unter der Bezeichnung Formvar-Carbon bekannt ist.
Die erhaltenen überraschenden Ergebnisse beruhen offensichtlich auf der Einbettung des. schwerschmelzba- ren Oxydes als disperse Phase in das. Metall, wahr scheinlich weil eine derartige Einbettung eine Zusam menlagerung von schwerschmelzbaren Oxydpartikeln während:
der Verdichtung verhindert und im bearbeite ten Produkt eine fadenartige Orientierung der schwer schmelzbaren Oxydteilchen mit dazwischenliegenden Teilen aus nicht mit dem Oxyd modifizierten Metall vermeidet.
Metalle mit der erforderlichen Atomzahl und dem erforderlichen Schmelzpunkt, deren Oxyde die erfor derliche freie Bildungsenergie haben, sind u. a. Titan, Vanadium, Chrom, Mangan, Eisen, Kobalt, Nickel, Niob, Molybdän, Tantal und Wolfram.
Diese Metalle können miteinander und mit geringeren Anteilen ande rer Elemente legiert sein, sofern der Schmelzpunkt der Legierung ohne das disperse schwerschmelzbare Oxyd oberhalb des angegebenen Wertes von 1100 C liegt. Der Gesamtanteil der genannten anderen Elemente beträgt vorzugsweise nicht mehr als die Hälfte des Gesamtgewichtes der Zusammensetzung ohne die disperse Komponente.
Die für den erfindungsgemässen Werkstoff geeigne ten, schwerschmelzbaren Metalloxyde, -doppeloxyde und -silikate, im folgenden kurz auch als Dispersoide bezeichnet, haben bei 1000 C eine freie Bildungsener gie, A F, von mehr als 60 Kilokalorien pro Gramm atom Sauerstoff, Mischungen derartiger Oxyde, Doppel oxyde und Silikate, die sich wie Einzeloxyde verhalten, können verwendet werden.
Für Produkte zur Verwen dung bei höchsten Betriebstemperaturen werden die Oxyde mit den höchsten freien Bildungsenergien be vorzugt. In der folgenden Tabelle ist eine typische Gruppe geeigneter Dispersoide mit den Werten der freien Bildungsenergie (Q F) gezeigt:
EMI0002.0091
Dispersoid <SEP> a <SEP> F <SEP> bei <SEP> 1000 <SEP> C <SEP> Dispersoid <SEP> /\ <SEP> F <SEP> bei <SEP> 1000 <SEP> C
<tb> Y203 <SEP> <B>1</B>25 <SEP> Zr02 <SEP> <B>1</B>00
<tb> Ca0 <SEP> 122 <SEP> BaO <SEP> 97
<tb> La20 <SEP> 121 <SEP> ZrSi04 <SEP> 95
<tb> BeO <SEP> 120 <SEP> Ti0 <SEP> 95
EMI0002.0092
<B>Th02 <SEP> 119 <SEP> T102 <SEP> 85</B>
<tb> M<B>9</B>0 <SEP> 112 <SEP> Si02 <SEP> 78
<tb> U02 <SEP> 105 <SEP> Ta20, <SEP> 75
<tb> <B>Hf02 <SEP> 105</B> <SEP> V203 <SEP> <B>74</B>
<tb> Ce02 <SEP> 105 <SEP> Nb02 <SEP> 70
<tb> A1203 <SEP> 104 <SEP> Cr20,
<SEP> 62 Die Teilchen aus schwerschmelzbarem Oxyd haben erfindungsgemäss durchschnittliche Abmessungen im Grössenbereich von 5 bis 1000 Millimikron (mu). Dies bedeutet, dass Oxydteilchen mit Grössen im Molekularbereich, d. h. unterhalb des angegebenen Bereiches, nacht geeignet sind.
Vorzugsweise beträgt die Partikelgrösse 5-250 m,u, wobei ein unterer Wert von 10 mg und ein oberer Wert von 150 mg beson ders bevorzugt ist. Es isst zu erkennen, dass die bevor zugten Grössenwerte im Bereich der kolloidalen D.imensionsen liegen und die bekannten Methoden zur Herstellung kolloidaler Pantikel können zur Herstellung geeigneter schwerschmelzbarer Oxydpartikel angewen det werden.
Der Anteil der Dispersoidpartikel aus schwer schmelzbarem Oxyd in dem Metall liegt erfindungsge- mäss im Bereich von 0,1 bis 10 Vol.-%, wobei der Be- reich von 0,
5 bis 5 % bevorzugst ist. Besonders hervor- ragende Ergebnisse können mit einem Dispersoidanteil von 2 Vol.-1/o erzielt werden.
Erfindungsgemäss sind die schwerschmelzbaren Oxydpartikel gleichmässig in dem Metall verteilt. Das wirksamste Verfahren zum Erzielen einer derartigen Dispersion besteht in der gemeinsamen Ausfällung eines Hydroxyds des Metalles bzw.
eines hydratisierten Metalloxydes und der Dispersoidpartikeln., Reduzieren des Metallhydroxydes mit Wasserstoff und Sintern des reduzierten Produktes, wie dies z. B. in der USA- Patentschrift 3 019 103 beschrieben ist. Bei Metallen, die schwer oder nicht mit Wasserstoff reduzierbar sind, wie Titan und Niob, kann die Reduktion des das Dispersoid enthaltenden kopräzipierten Metallhydro- xyds in einer Salzschmelze erreicht werden, wobei als aktives Metall z.
B. Natrium oder Calcium als Reduk tionsmittel verwendet wird, wie dies z. B. in der US- Patentschrift Nr. 3 082 084 beschrieben ist. Obwohl das übliche mechanische Vermischen von Metallpulver und pulverförmigem Dispersoid in der Regel keine ver wendbare Mischung liefert, kann durch längeres Verar beiten derartiger Mischungen in der Kugelmühle, z. B. mehr als 30 Stunden lang, unter Bedingungen, die eine Einbettung des Dispersoides im Metall bewirken, eine erfindungsgemäss verwendbare Mischung erhalten wer den.
Nach der Herstellung einer gleichmässigen Disper sion von Dispersoidteilchen aus schwerschmelzbarem Oxyd in einem der angegebenen Metalle kann die Mischung gegebenenfalls verdichtet und gesintert wer den, um einen Formkörper zu erhalten, der als Werk stück für die erfindungsgemässe mechanische Bearbei tung geeignet ist. Es können alle bekannten Verfahren zum Verdichten und Sintern angewendet werden. So kann z. B. zum Verdichten der nach einigen der oben angegebenen Verfahren erhaltenen pulverförmigen Produkte das Pulver, z. B. in einen Gummibehälter gebracht und der Behälter hydraulisch komprimiert wer den.
Andererseits kann die Verdichtung auch durch Pressen im Gesenke oder durch Walzen des Pulvers oder in ähnlicher Weise erfolgen. Die so erzielte Ver- dichtung sollte mindestens 70% der theoretischen Dichte des Produktes betragen.
Durch das Sintern des verdichteten Gebildes wird eine Reihe von vorteilhatten Veränderungen des Press- lings erzielt, insbesondere wenn unter Wasserstoff bei erhöhter Temperatur gearbeitet wird. Es werden die letzten Spuren von reduzierbarem Metalloxyd redu ziert. Die Festigkeit des Presslings nimmt zu, weil die Metalloberflächen oxydfrei sind und leichter miteinan der in Verbindung treten können. Die Dichte des Metallproduktes nimmt zu, seine Porosität dementspre chend ab.
Der spezifische Oberflächenwert des Press- lings nimmt wegen der Ausschaltung von Poren ab, so dass eine Reoxydation des Produktes bei Einwirkung von Luft entweder geringfügiger oder völlig ausge schaltet ist. Das gesintemte Produkt kann z. B. einen Oberflächenwert von nur 0,01 m2 pro Gramm aufwei sen.
Nach dem Sintern kann das mit schwerschmelzba rem Oxyd modifizierte Metall zur Ausschaltung prak tisch der gesamten im Werkstück noch vorhandenen Poren warm bearbeitet werden. Diese Bearbeitung wird zweckmässig bei erhöhten Temperaturen, d. h. ober halb der Rekristallisationstemperatur des Metalles, gemessen ohne darin enthaltenes Dispersoid, erzielt werden. Für Nickel sind z. B. Temperaturen über 500 C geeignet. Die Bearbeitung kann auf verschiede nen Wegen, z.
B. durch Auspressen, Schmieden, Bear beiten im Gesenke, Walzen und nach anderen Verfah ren erzielt werden. Da durch die Warmbearbeitung die Dichte des Produktes auf 10.0 % seines theoretischen Wertes gebracht werden soll,
wird das Werkstück eine zum Erzielen dieses Ergebnisses ausreichende Zeit lang bearbeitet. Ein sehr zweckmässiger Weg hierfür .ist das Auspressen in der Wärme. Hierdurch wird das Metall so zusammengedrückt, dass Leerstellen verschwinden und gleichzeitig wird eine Querschnittsverminderung erzielt,
die durch einen Schlupf oder ein plastisches Fliessen des Materiales beim Durchgang durch die Auspressdüse bedingt ist. Diese Wirkung ist an sich bekannt.
Das in entsprechender Weise vorbereitete Werk- stück, gleichgültig ob nach dem oben beschriebenen Verfahren oder nach abgeänderten Ausführungsformen dieser Verfahren erhalten,
zeigt eine gleichmässige Dispersion der schwerschmelzbaren Oxydteilchen als Dispersoid in dem Matrixmetall und das System besitzt praktisch eine 100 %ige theoretische Dichte. Dieses Material ist nun für die mechanische Bearbeitung nach dem erfindungsgemässen Verfahren bereit.
Die Herstellung des erfindungsgemässen Werkstoffs kann vorzugsweise durch mechanische Bearbeitung des Werkstückes bei einer Temperatur erfolgen, die nicht höher liegt als die Hälfte der in K gemessenen Schmelztemperatur des Metalles, wobei der Schmelz punkt ohne das vorhandene Dispersoid gemessen ist.
Die Schmelzpunkte der in Frage stehenden Metalle sind entweder bereits in den bekannten Tabellenwer ken angegeben oder können im Fall der Legierungen in bekannter Weise gemessen werden. Die Bearbeitungs temperatur ist kritisch und liegt vorzugsweise in dem angegebenen Bereich, wenn der Werkstoff die ge wünschten vorteilhaften Eigenschaften haben soll.
Es ist wichtig zu bemerken, dass bei der Metallbearbei tung häufig die Anfangstemperatur, bei der das Werk- stück der Bearbeitung unterzogen wird, als Bearbei- tungstemperatur angegeben wird, d. h., dass die Tem peratur meist nicht während der Verformung selbst gemessen wird. Es ist z.
B. sehr schwierig, die Tempe ratur eines Rohlings oder Halbzeuges in einer Aus pressanlage zu bestimmen, so dass meistens die Tem peratur des Werkstückes beim Einführen in die Presse bestimmt und dieser Wert als Bearbeitungstemperatur angegeben wird. Diese Arbeitsweise ist zwar nicht sehr genau, liefert aber bei gleichbleibender Anwendung relevante Werte.
Die Bearbeitung wird vorzugsweise so durchge- führt, dass eine 40-95 %ige Verminderung der Quer- schnittsfläche des Werkstückes erfolgt.
Eine Verminde- rung um- weniger als 40 % bietet keine ausreichende Bearbeitung zur Verbesserung der Eigenschaften in gewünschtem Masse.
Eine Verminderung von mehr als 95 % führt zu einer übermässigen Bearbeitung des Werkstückes, d. h. das Werkstück verliert häufig bei Einwirkung sehr hoher Temperaturen seine verbesser- ten Eigenschaften. Wenn das Ausmass der Quer schnittsverminderung bei oder nahe dem Maximalwert des angegebenen Bereiches liegen soll, ist es häufig zweckmässig, das Werkstück einer nur teilweisen, z. B.
60 %igen Verminderung zu unterziehen, es dann zu glühen und danach der restlichen Verminderung zu unterziehen.
Die mechanische Bearbeitung kann durch Verfah- ren wie Auspressen, Walzen, Schmieden, Bearbeitung im Gesenke, Ziehen und durch ähnliche bekannte Ver fahren erreicht werden.
Das Resultat besteht darin, dass ein in der beschriebenen Weise bearbeitetes Metallprodukt zur Wiederherstellung seiner ursprüng lichen Härte und Duktilität geglüht werden kann und dabei die bei einer Temperatur von 73 0/a der in K gemessenen Schmel temperatur ermittelte Festigkeits erhöhung, die durch die Bearbeitung bedingt ist, nicht verliert.
Der Ausdruck Glühen , wie er hier verwendet wird, bezieht sich auf eine Hochtemperaturbeh andlung, die dem Metall bei Raumtemperatur einen erhöhten Weichheitsgrad verleiht und meist auch eine Dukti- litätsverbesserung ergibt. Das Glühen besteht darin, dass das Metall einer solchen Behandlung unterzogen wird, dass seine Härte bei Raumtemperatur abnimmt und seine Duktilität zunimmt.
Der Ausdruck Glühen ist somit im weiteren Sinne aufzufassen und die ange gebenen Wirkungen können auf verschiedene Weise erzielt werden. So kann die Erwärmung auf eine derar tig hohe Temperatur erfolgen, dass tatsächlich eine Rekristallisation des Metalles - erfolgt. Andererseits ist es zum Erreichen der angegebenen Resultate nicht er forderlich, dass Rekristallisation eintritt.
Wenn eine lösliche und eine andere Phase vorlie gen, ist schon eine Erwärmung ausreichend, die be wirkt, dass ein Teil der löslichen Metallphase in der Matrixphase gelöst wird. Diese Behandlung ist als Ver- gütung bekannt und die Glühbehandlung des Metallss kann vom Mass der Kühlung und dergleichen abhän gen. Wiederum kann die Erwärmung auf eine derart hohe Temperatur erfolgen, dass die Phasenumwand- lungstemperatur überschritten wird.
Vorzugsweise wird das bearbeitete Produkt nach- folgend bei einer Temperatur, die 65 bis 95 % der in K gemessenen Schmelztemperatur, bezogen auf das nicht mit Dispersoid modifizierte Metall, beträgt, ge glüht.
Die nach solchen Verfahren erhaltenen Produkte besitzen praktisch die gleiche Duktilität und Härte wie vor der Bearbeitung, behalten jedoch praktisch alle durch die Bearbeitung bedingten verbesserten Eigen schaften bei.
Die nach dem oben beschriebenen Verfahren er- hältlichen erfindungsgemässen Produkte sind bearbei tete metallische Werkstoffe mit hoher absoluter Zug-, Streck- und Dauerbruchfestigkeit, gemessen bei einer Temperatur von 73 % der in K gemessenen Schmelz- temperatur,
wenn als Vergleich ähnliche Produkte her angezogen werden, in welchen kein Dispersoid vorhan den ist oder das Dispersoid nicht gleichmässig im Metall verteilt ist. Die Produkte zeichnen sich auch durch eine orientierte Kristallstruktur aus, wie dies in der Zeichnung dargestellt ist.
Diese Orientierung ist bei Temperaturen unter 85 % der in K gemessenen Schmelztemperatur des Metalles irreversibel. Die Metalle und die Dispersoide der Produkte sind oben im Zusammenhang mit dem Verfahren beschrieben.
Erfindungsgemässe Produkte, in welchen das Metall Nickel und das Dispersoid Thoriumoxyd ist, zeigen die gewünschten vorteilhaften Eigenschaften in hervorra gendem Masse.
Wie aus der Zeichnung erkennbar, ist die omen- tierte Kristallstruktur der erfindungsgemässen Produkte bei der metallografischen Untersuchung durch Gruppen von benachbarten Körnern in Form von überkör- nern erkenntlich, wobei die Dispersoidpartikel in gleichmässiger Verteilung vorliegen. Die an sich be kannte metallografische Untersuchung kann z.
B. wie folgt durchgeführt werden: Die Proben werden in Bakelit montiert und in Reihe mit Schleifpapier Nr. 4/0 poliert. Dann werden sie von der Montierung abgenommen und 5 Stunden bei 1000 C im Hochva kuum (10-5 mm Hg) thermisch geätzt.
Auf der Metall- oberfläche wird im Vakuum eine dünne Kohlenstoff schicht abgelagert. Das Metall wird mit einer 1 bis 2 %igen Bromlösung abgelöst. Die Abbildung im Koh- lenstoff wird auf einem Sieb mit 90 Maschen/cm befe stigt, und unter dem Elektronenmikroskop betrachtet.
<I>Beispiel 1</I> Nickelpulver, das 2 Volumenprozent einer disper- sen Phase aus Thoriumoxydteilchen mit Grössen von unter 1 Mikron enthielt und gemäss US-Patent Nr.
3 019 103 erhalten worden war, wurde hydrosta- tisch zu einem Knüppel mit einem Durchmesser von 50 mm verdichtet. Dieser Knüppel wurde dann 6 Stun den in trockenem Wasserstoff bei 1204 C (2200 F) gesintert, und bei 927 C (1700 F) zu einem 19 mm- Stab ausgepresst.
Die Zugfestigkeitswerte dies ausge- pressten Stabes bei 982 C (1800 F) waren wie folgt: Absolute Zugfestigkeit 413 kg/cm2 0,2 % Streckgrenze 343 kg/cm2 Dehnung 12 0/0 Verminderung der Querschnittsfläche 26,
60/0 Dieser Stab wurde dann bei Raumtemperatur auf 72 % seines Querschnittes geschmiedet und unter Zug bei 73 % der absoluten Schmelztemperatur des Metal- los, d. h.<B>982'</B> C, erneut geprüft.
Es wurden folgende Werbe erhalten: Absolute Zugfestigkeit 1178 kg/cm2 (16 750 pst) 0,2 0/a Streckgrenze 1118 kg/cm' (15 900 pst) Dehnung 6 0/a Verminderung der Querschnittsfläche 16,90/0 Dauerbruchfestigkeit bei 633 kg/cm2 11,
3 Stunden <I>Beispiel 2</I> Eine weitere Probe das geschmiedeten Stabes von Beispiel 1 wurde durch Erhitzen an der Luft während 3 Stunden auf 1204 C geglüht und die Zugfestigkeits- werte der geglühten Probe bei 982 C bestimmt.
Die Ergebnisse sind wie folgt: Absolute Zugfestigkeit 1188 kg/cm2 (16 900 pst) 0,2 % Streckgrenze 1132 kg/cm' (16 100 pst) Dehnung 6 0/0 Verminderung der Querschnittsfläche 22,5% Dauerbruchfestigkeit bei 633 kg/cm2 (geglüht bei 1316 C) 20,2 Stunden Diese Werte lassen erkennen,
dass die Verbesse rungen der Zugfesroigkeitswerte bei hohen Temperatu ren auch nach dem Glühen erhalten bleiben. <I>Beispiel 3</I> Ein geschmiedetes Werkstück in Blechform mit verbesserten Hochtemperatur-Eigenschaften, die auch nach dem Glühen erhalten blieben, wurde wie folgt hergestellt: Ein wie in Beispiel 1 hergestelltes Nickelpulver mit 2 Volumprozent Thoriumoxyd wurde in ein. Gesenke mit Abmessungen von 6,35 X 12,7 cm gegossen.
Das Pulver wurde bei Raumtemperatur mit einer auf den Gesenkestempel wirkenden Gesamtkraft von etwa 360 Tonnen zu einem Rohling mit einer Dicke von 1.6,5 mm gepresst. Der Rohling wurde 8 Stunden bei 1204 C in trockenem Wasserstoff gesintert und dann durch Heisswalzen bei 1204 C bis auf praktisch 100 % seiner theoretischen Dichte verdichtet. Die Oberflächen des heissgewalzten Produktes wurden ab gearbeitet, so dass eine konditionierte Platte mit einer Dicke von 4,064 inm (0,160 Zoll)
erhalten wurde.
In einer Walzanlage wurde die Platte in 6 Durch gängen bei Raumtemperatur von 4,064 mm auf 1 mm vermindert. Dann wurden die Zugfes:tigkeitswerte des Produktes bei 982 C geprüft. Die gefundene Zugfe- stigkeit betrug 935 g/cm2. Eine andere Probe des Ble- ches mit einer Dicke von 1 mm wurde eine Stunde bei 1093 C (2000 F) in trockenem Wasserstoff geglüht und bei 982 C auf Zugfestigkeit geprüft. Es wurde ein Zugfestigkeitswert von 984 kg/cm2 erhalten.