DE1132735B

DE1132735B - Process for the production of a heat-resistant material

Info

Publication number: DE1132735B
Application number: DES44681A
Authority: DE
Inventors: John Barney Adamec; Claus Guenter Goetzel
Original assignee: Chromalloy Corp
Current assignee: Chromalloy Corp
Priority date: 1954-07-12
Filing date: 1955-07-08
Publication date: 1962-07-05

Description

Verfahren zur Herstellung eines warmfesten Werkstoffes Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung warmfester Werkstoffe bzw. Konstruktionsteile und betrifft deren Herstellung aus metallgetränkten, körnigen Werkstoffen mit keramikähnlichen Eigenschaften, ausgenommen die Herstellung von Warmverformungswerkzeugen.Method for producing a heat-resistant material The invention relates to a process for the production of heat-resistant materials or construction parts and concerns their production from metal-impregnated, granular materials with ceramic-like materials Properties, excluding the manufacture of hot forming tools.

Die erhöhten Betriebstemperaturen und Wirkungsgrade bei Strahltriebwerken oder anderen Wärmekraftmaschinen für hohe Leistungen stellen besonders hohe Anforderungen an die Werkstoffe, aus denen die im Betrieb der hohen Temperatur ausgesetzten Konstruktionsteile hergestellt werden. Die bekannten hochlegierten warmfesten Stähle genügen dabei den Anforderungen nicht mehr, da ihre Festigkeitswerte bei Temperaturen über 1000° C zu stark absinken. Um Werkstoffe mit höheren Schmelzpunkten und brauchbaren Festigkeitswerten bei hohen Temperaturen zu erhalten, wurden im wesentlichen chemisch stabile, keramikähnliche Materialien, z. B. Karbide, Nitride, Boride, Silicide usw. des Wolframs, Molybdäns, Tantals, Chroms, Niobs, Zirkoniums, Titans usw., verwendet. Da diese keramikähnlichen Materialien sehr spröde und auch nach den üblichen Herstellungsverfahren nicht verarbeitbar sind, wurden die aus ihnen hergestellten Konstruktionsteile unter Beimischung eines Anteiles eines Pulvers aus einem knetbaren Metall, z. B. der Eisengruppe, nach pulvermetallurgischen Verfahren, ähnlich den bei der Herstellung von Hartmetallwerkzeugen angewandten hergestellt.The increased operating temperatures and efficiencies in jet engines or other heat engines for high performance make particularly high demands of the materials that make up the structural parts that are exposed to high temperatures during operation getting produced. The well-known high-alloy heat-resistant steels are sufficient no longer meet the requirements, as their strength values at temperatures above 1000 ° C drop too much. About materials with higher melting points and useful strength values Obtainable at high temperatures became essentially chemically stable, ceramic-like Materials, e.g. B. carbides, nitrides, borides, silicides etc. of tungsten, molybdenum, Tantalum, chromium, niobium, zirconium, titans etc. are used. Since these ceramic-like Materials are very brittle and cannot be processed using the usual manufacturing processes are, the construction parts made from them were mixed with a Part of a powder made from a kneadable metal, e.g. B. the iron group, according to powder metallurgy Process similar to those used in the manufacture of hard metal tools manufactured.

Wenn dieses Verfahren z. B. bei komplizierten Formen zu keinem brauchbaren Ergebnis führt, hat man bereits aus dem keramikähnlichen Metall einen porösen Skelettkörper geformt und dann die Poren durch Tränken mit einem geschmolzenen Metall, z. B. der Eisengruppe oder einer warmfesten Legierung, ausgefüllt. Nach diesem Verfahren hergestellte Konstruktionsteile zeigten im allgemeinen eine zufriedenstellende Korrosionsfestigkeit auch bei Temperaturen über l000° C, wiesen jedoch keine zufriedenstellende Festigkeit gegen mechanische Wechselbelastung und eine hohe Empfindlichkeit gegen plötzliche Temperaturschwankungen auf. Dadurch waren sie z. B. für Turbinen-Lauf- und -Leitschaufeln in Strahltriebwerken oder in Abgasturbinen von Flugmotoren nicht zu verwenden, da sich relativ früh eine nur schwer kontrollierbare Rißbildung zeigte. Diese hohe Sprödigkeit der bekannten Tränkwerkstoffe hat ihre Ursache vornehmlich darin, daß die Teilchen des keramikähnlichen Materials scharfkantig im Gefüge eingebettet und nicht völlig von einem Gitter des Tränkmetalls umgeben sind. Gemäß der Erfindung wird ein warmfester Werkstoff von hoher Schlag- und Dauerstandfestigkeit bei hohen Temperaturen dadurch hergestellt, daß ein poröses Skelett von 40 bis 80 Volumprozent aus hitzebeständigem Karbid in bekannter Weise getränkt wird mit 60 bis 20 Volumprozent eines knetbaren, hochhitzebeständigen Tränkmetalls, welches aus bis zu 30, höchstens jedoch 40 Gewichtsprozent wenigstens eines Metalls aus der Chrom-Molybdän-Wolfram-Gruppe und im wesentlichen einem Rest von wenigstens einem Metall der Eisen-Kobalt-Nickel-Gruppe besteht, und daß dann das getränkte Karbidskelett über dem Schmelzpunkt der Tränklegierung so lange weitererhitzt wird, daß beim Abkühlen ein Gefüge entsteht, in dem einzelne Karbidteilchen von abgerundeter, annähernd polyedrischer Gestalt, oder Anhäufungen solcher, isoliert in der mit dem Karbid angereicherten Tränklegierung verteilt sind, wobei diese Anreicherung zum Teil in gelöstem Karbid, zum Teil in feinen Karbidausscheidungen besteht.When this method is e.g. B. with complicated shapes to none useful Result leads, you already have a porous skeletal body from the ceramic-like metal shaped and then the pores by soaking with a molten metal, e.g. B. the Iron group or a heat-resistant alloy, filled in. Made by this process Structural parts generally showed satisfactory corrosion resistance even at temperatures above 1000 ° C., however, they did not exhibit satisfactory strength to mechanical alternating stress and a high sensitivity to sudden Temperature fluctuations. As a result, they were z. B. for turbine blades and vanes Not to be used in jet engines or in exhaust gas turbines of aircraft engines, because Crack formation that was difficult to control appeared relatively early. This high The brittleness of the known impregnating materials is primarily due to the fact that the particles of the ceramic-like material embedded in the structure with sharp edges and are not completely surrounded by a grid of the impregnation metal. According to the invention becomes a heat-resistant material with high impact and fatigue strength at high Temperatures produced by having a porous skeleton of 40 to 80 percent by volume from heat-resistant carbide is soaked in a known manner with 60 to 20 percent by volume of a kneadable, highly heat-resistant impregnation metal, which consists of up to 30, at most but 40 percent by weight of at least one metal from the chromium-molybdenum-tungsten group and essentially a residue of at least one iron-cobalt-nickel group metal exists, and that then the impregnated carbide skeleton is above the melting point of the impregnation alloy heating is continued for so long that a structure is created in the individual when it cools down Carbide particles of rounded, approximately polyhedral shape, or agglomerations those isolated are distributed in the impregnating alloy enriched with the carbide, this accumulation partly in dissolved carbide, partly in fine carbide precipitations consists.

Dabei wird dieses Verfahren vorzugsweise bei einem Unterdruck von weniger als 2,5 durchgeführt. Die Wärmebehandlung des getränkten Karbidskeletts erfolgt vorzugsweise in einem Bereich von etwa 25 bis 250° C über dem Schmelzpunkt der Tränklegierung, bei einem Unterdruck von etwa 1 bis 0,01 Torr. Dabei kann der Werkstoff nach dem Tränken auf Umgebungstemperatur abgekühlt und nach bekannten Verfahren in etwa die endgültige Form, zuzüglich einem Aufmaß für die Fertigbearbeitung gebracht werden. Diese Bearbeitung erfolgt normalerweise durch sparlose Verformung, kann jedoch auch durch spargebende Verfahren erfolgen. Nach dieser Verformung erfolgt dann die die Kornstruktur verändernde Behandlung.This method is preferably used at a negative pressure of performed less than 2.5. The heat treatment of the impregnated carbide skeleton takes place preferably in a range from about 25 to 250 ° C. above the melting point the impregnation alloy, at a negative pressure of about 1 to 0.01 Torr. The Material after soaking Ambient temperature cooled and according to known methods approximately the final shape, plus an allowance for the finishing are brought. This editing is usually done by Economical deformation, but can also be done by economizing methods. To this deformation is then followed by the treatment that changes the grain structure.

Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Werkstoff besteht aus etwa 40 bis 80 Volumprozent eines hitzebeständigen Karbids und etwa 60 bis 20 Volumprozent einer knetbaren, hitzebeständigen Legierung, welche bis zu 30, höchstens jedoch 40 Gewichtsprozent wenigstens eines Metalls aus der Chrom-Molybdän-Wolfram-Gruppe und im wesentlichen einen Rest von wenigstens einem Metall der Eisen-Kobalt-Nickel-Gruppe enthält. Dabei ist das hitzebeständige Karbid vorzugsweise ein Titankarbid. Der Werkstoff kann auch geringe Anteile nichtmetallischer Elemente, wie Kohlenstoff, Stickstoff, Bor od. dgl., und/oder die Festigkeit erhöhende oder alterungshärtende Elemente, wie Zirkon, Titan, Aluminium od. dgl., in den bekannten, die erforderliche Wirkung hervorrufenden Mengen enthalten.The material produced by the method according to the invention consists from about 40 to 80 percent by volume of a refractory carbide and about 60 to 20 percent by volume Volume percent of a kneadable, heat-resistant alloy, which is up to 30, at most but 40 percent by weight of at least one metal from the chromium-molybdenum-tungsten group and essentially a residue of at least one iron-cobalt-nickel group metal contains. The heat-resistant carbide is preferably a titanium carbide. Of the Material can also contain small amounts of non-metallic elements such as carbon, Nitrogen, boron or the like, and / or strength-increasing or age-hardening Elements such as zirconium, titanium, aluminum or the like. In the known, the required Contain effective quantities.

Die Erfindung ist an Hand der Figuren an einigen Beispielen erläutert. In den Zeichnungen zeigt Fig. 1 das Ergebnis eines Biegeversuches an einem aus einem erfindungsgemäß getränkten Titankarbid hergestellten Probestab, Fig.2 das Ergebnis einer Biegeprobe ähnlich Fig.1, jedoch an einem getränkten Titankarbidprobestab; der nicht erfindungsgemäß nachbehandelt wurde, Fig. 3 das Ergebnis eines Biegeversuches an einem nach dem metallkeramischen Verfahren aus Karbid-und metallischem Bindepulver hergestellten Probestab; Fig. 4 zeigt ein Schliffbild eines getränkten Titankarbidwerkstoffes gemäß der Erfindung; urgeätzt in 1000facher Vergrößerung; Fig.5 zeigt ein Schliffbild desselben Werkstoffes wie Fig. 4 in 1000facher Vergrößerung, jedoch geätzt mit 20 Teilen Kupfersulfat, 100 Teilen konzentrierter Salzsäure und 100 Teilen Wasser; Fig. 6 zeigt ein Schliffbild einer erfindungsgemäß hergestellten Düsenschaufel nach 96stündigem Betrieb in einem Strahltriebwerk; Fig. 7 und 8 zeigen Schliffbilder von Titankarbidkörpern, die nach bekannten Verfahren hergestellt sind; Fig. 9 und 10 zeigen je eine graphische Darstellung der Festigkeitseigenschaften erfindungsgemäßer Titankarbidkörper, deren Tränklegierung einmal auf Nickel- und zum anderen auf Kobaltbasis aufgebaut ist.The invention is explained with the aid of the figures using a few examples. In the drawings, FIG. 1 shows the result of a bending test on one of one Test rod produced according to the invention soaked in titanium carbide, FIG. 2 the result a bending specimen similar to FIG. 1, but on an impregnated titanium carbide specimen rod; which has not been aftertreated according to the invention, FIG. 3 shows the result of a bending test on one made from carbide and metallic binding powder using the metal-ceramic process manufactured test bar; 4 shows a micrograph of an impregnated titanium carbide material according to the invention; originally etched in 1000x magnification; Fig. 5 shows a micrograph of the same material as Fig. 4 enlarged 1000 times, but etched with 20 Parts of copper sulfate, 100 parts of concentrated hydrochloric acid and 100 parts of water; 6 shows a micrograph of a nozzle blade produced according to the invention 96 hours of operation in a jet engine; 7 and 8 show micrographs of titanium carbide bodies which are produced by known processes; Fig. 9 and 10 each show a graph of the strength properties of the invention Titanium carbide bodies, the impregnation of which is nickel-based and cobalt-based is constructed.

Die geringe Kerbschlagzähigkeit bei den bekannten hochwarmfesten Tränk- und Sintermetallen, die im wesentlichen etwa zwischen 0,035 und 0,045 mkg (C h a rp y) liegt, ist vermutlich auf die unregelmäßige Einbettung scharfkantiger Skelettkörner (104) in das Tränkmetallgitter zurückzuführen. Dieses Gefüge ist in Fig. 7 und 8 dargestellt. Eine wesentliche Aufgabe der Erfindung war es daher, ein wirtschaftlich verwertbares Verfahren zu finden, mit dem eine Abrundung und eine gleichmäßige Einbettung der Skelettkörner erreichbar war. Bei der erfindungsgemäßen Warmbehandlung bildet sich, wie in Fig. 4, 5 und 6 dargestellt, ein Gefüge aus, bei welchem in einem gleichmäßig ausgebildeten Tränkmetallgitter (101) die stark abgerundeten Skelettkarbidkörner (103) gleichmäßig verteilt eingebettet sind. Die Abrundung der Skelettkarbidkörner erfolgt durch Lösung eines Teils des Karbids in der überhitzten Schmelze des Tränkmetalls. Da dadurch das Tränkmetall mit Karbid übersättigt wird, scheidet sich das überschüssige Karbid nach dem Erkalten in feinsten Kristallen (102) im Gefüge des Tränkmetalls aus. Dadurch wird eine weitere Steigerung der Festigkeit erreicht.The low notched impact strength of the well-known high-temperature-resistant impregnation and sintered metals substantially between about 0.035 and 0.045 mkg (C h a rp y) is probably due to the irregular embedding of sharp-edged skeletal grains (104) in the impregnation metal grid. This structure is shown in FIGS. 7 and 8 shown. An essential object of the invention was therefore to provide an economical to find a usable method with which a rounding and an even embedding the skeletal grains could be reached. Forms in the heat treatment according to the invention as shown in Fig. 4, 5 and 6, a structure in which in a uniform formed impregnation metal grid (101) the strongly rounded skeletal carbide grains (103) are embedded evenly distributed. The rounding of the skeletal carbide grains takes place by dissolving part of the carbide in the overheated melt of the impregnation metal. Since this saturates the impregnation metal with carbide, the excess separates Carbide in the finest crystals (102) in the structure of the impregnation metal after cooling the end. This results in a further increase in strength.

Die wesentlichen Unterschiede in den Festigkeitseigenschaften bekannter und erfindungsgemäßer Tränkmetalle wird besonders deutlich beim Biegeversuch. In Fig. 1 bis 3 ist das Ergebnis derartiger Vergleichsbiegeversuche dargestellt. Dabei wurde der Probestab, bei einem Schneiderabstand von 69,85 mm bei 1000° C einer Belastung in der Mitte bis zum Bruch ausgesetzt und Bruchbelastung und Biegewinkel gemessen.The main differences in strength properties are better known and impregnating metals according to the invention becomes particularly clear in the bending test. In FIGS. 1 to 3 show the result of such comparative bending tests. Included became the test rod at a cutter distance of 69.85 mm at 1000 ° C of a load exposed in the middle to break and measured breaking load and bending angle.

Die Probestäbe 1 und 2 sind durch Tränken von 73 Volumprozent eines Skeletts aus Titankarbid mit einer Tränklegierung aus im wesentlichen 14/o Cr, 6 % Fe, Rest Ni hergestellt. Der Probestab 1 wurde sofort nach dem Tränken 50 Minuten lang der erfindungsgemäßen Stabilisierungswärmebehandlung etwa bei Tränktemperatur unterworfen. Der Probestab gemäß Fig. 2 wurde nicht nachbehandelt. Der Probestab nach Fig. 3 wurde aus 20 % Ni und dem Rest Titankarbid auf pulvermetallurgischem Wege hergestellt. Die Probestäbe gemäß Fig. 1 und 2 hatten also praktisch gleiche Zusammensetzung und eine Dichte von etwa 6,2.The test bars 1 and 2 are one by soaking at 73 volume percent Skeleton made of titanium carbide with an impregnation alloy of essentially 14 / o Cr, 6 % Fe, balance Ni produced. The test stick 1 was immediately after soaking 50 minutes long the stabilization heat treatment according to the invention at about the soaking temperature subject. The test rod according to FIG. 2 was not aftertreated. The test stick According to FIG. 3, 20% Ni and the remainder became titanium carbide on powder metallurgy Paths made. The test bars according to FIGS. 1 and 2 thus had practically the same Composition and a density of about 6.2.

Der Versuch zeigte folgendes Ergebnis: Der Probestab gemäß Fig. 3 brach praktisch ohne Biegewinkel bei 44,3 kg/mm2. Der Probestab gemäß Fig. 2 brach bei einem Biegewinkel von etwa 15° bei 59,7 kg/mm2. Der erfindungsgemäß hergestellte Probestab gemäß Fig. 1 brach bei 87,9 kg/mm2 und einem Biegewinkel von etwas über 30°.The experiment showed the following result: The test rod according to FIG. 3 broke with practically no bending angle at 44.3 kg / mm2. The test rod according to FIG. 2 broke at a bending angle of around 15 ° at 59.7 kg / mm2. The manufactured according to the invention The test bar according to FIG. 1 broke at 87.9 kg / mm2 and a bending angle of a little over 30 °.

Auch die anderen Festigkeitswerte des erfindungsgemäßen Werkstoffes zeigen insbesondere in hohen Temperaturbereichen außerordentlich günstige Eigenschaften. In der folgenden Tabelle sind die wesentlichen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Werkstoffs gezeigt, wobei ein Titankarbidskelett, welches 60-% des Gesamtvolumens ausmachte, mit einer Legierung etwa 80 fl/o Ni, 14 % Cr und 6 1/o Fe getränkt und der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung unterworfen wurde.Also the other strength values of the material according to the invention show extraordinarily favorable properties, especially in high temperature ranges. The following table shows the essential properties of an inventive Material shown, with a titanium carbide skeleton, which makes up 60% of the total volume made out, soaked with an alloy about 80 fl / o Ni, 14% Cr and 6 1 / o Fe and was subjected to the heat treatment according to the invention.

Dichte ................ 6,0 bis 6,4 Biegefestigkeit bei Raumtemperatur . . I.33,6 bis 175,8 kg/nun2 bei 870° C ......... 105,5 bis 133,6 kg/mmbei 1000° C ......... 80,9 bis 105,5 kg/mm2 Zugfestigkeit bei 1000° C ......... 35;2 kg/mm2 bei 870° C nach 100 Stunden ......... 26,6 kg/mm2 bei 1000° C nach 100 Stunden ......... 10,5 kg/mm2 Dehnung bei 1000'C nach 100 Stunden und 10,55 kg/mm2 ....... 5010 Elastizitätsmodul bei 1000° C .......... . . 2 812 000 kg/cm= Härte ................. 55 bis 58 HRC Schlagfestigkeit des ungekerbten Probestabes nach Charpy ....... 1,38 mkg Wärmedehnung je Grad Celsius über einen Bereich von 20 bis 650° C .... 2,5 - 10-j cm/cm 20 bis 1000° C .... 2,75 - 10-j cm/cm Wärmeleitfähigkeit ..... 0,063 cal/sec/° C/cm Elektrische Leitfähigkeit 1,37 bis 1,43.10-4 Q/cm Gewichtszunahme in 100 Stunden bei 1000°C und unbeweb ter Luft ............. 20 bis 30 mg/cm= Die Festigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Werkstoffs ändern sich, unter anderem erheblich, sowohl mit Änderung des Anteils des Karbidskeletts am Gesamtvolumen als auch mit der Zusammensetzung des Tränkmetalls. Der Einfluß des Anteils des Karbidskeletts am Gesamtvolumen ist in Fig. 9 und 10 dargestellt. Fig. 9 zeigt dabei die Änderung der Festigkeitseigenschaften in Abhängigkeit vom Volumenanteil des Titankarbidskeletts, welches mit einer Legierung aus 14 % Cr, 6'% Fe, Rest im wesentlichen Ni getränkt ist. Fig. 10 zeigt die Änderung der Festigkeitswerte in Abhängigkeit vom Volumenanteil des Titankarbidskeletts, welches mit einer Legierung von 26 % Cr, 10'% Ni, 7,5 % W, 0,5 % C, Rest im wesentlichen Co getränkt ist. Aus der graphischen Darstellung ergibt sich, daß die erreichbaren Höchstwerte im wesentlichen innerhalb eines begrenzten Bereichs des Volumenanteils des Karbidskeletts liegen.Density ................ 6.0 to 6.4 Flexural strength at room temperature. . I.33.6 to 175.8 kg / nun2 at 870 ° C ......... 105.5 to 133.6 kg / mm at 1000 ° C ......... 80.9 up to 105.5 kg / mm2 tensile strength at 1000 ° C ......... 35; 2 kg / mm2 at 870 ° C after 100 hours ......... 26.6 kg / mm2 at 1000 ° C after 100 hours ......... 10.5 kg / mm2 elongation at 1000'C after 100 hours and 10.55 kg / mm2 ....... 5010 modulus of elasticity at 1000 ° C. .......... . 2,812,000 kg / cm = hardness ................. 55 to 58 HRC Impact strength of the unnotched test bar according to Charpy ....... 1.38 mkg thermal expansion per degree Celsius over a range from 20 to 650 ° C .... 2.5 - 10-j cm / cm 20 to 1000 ° C .... 2.75 - 10-j cm / cm thermal conductivity ..... 0.063 cal / sec / ° C / cm Electrical conductivity 1.37 to 1.43.10-4 Q / cm Weight increase in 100 hours at 1000 ° C and non-living air ............. 20 to 30 mg / cm = The strength properties of the material according to the invention change, among other things considerably, both with a change in the proportion of the carbide skeleton in the total volume and with the composition of the impregnating metal. The influence of the proportion of the carbide skeleton on the total volume is shown in FIGS. 9 shows the change in the strength properties as a function of the volume fraction of the titanium carbide skeleton which is impregnated with an alloy of 14% Cr, 6% Fe, the remainder being essentially Ni. 10 shows the change in the strength values as a function of the volume fraction of the titanium carbide skeleton which is impregnated with an alloy of 26% Cr, 10% Ni, 7.5% W, 0.5% C, the remainder being essentially Co. The graph shows that the maximum values that can be achieved are essentially within a limited range of the volume fraction of the carbide skeleton.

Eine bevorzugte Durchführungsform zur Herstellung eines Konstruktionsteils nach dem erfindungsgemäßen Verfahren ist die folgende: Ein Skelettkörper wird aus einem etwa 181/o gebundenen und 0,1 bis 3,5, vorzugsweise 2,5% freien Kohlenstoff in Form von Graphit enthaltenden, auf eine Korngröße von unter 0,1 mm zerkleinerten Titankarbids unter Beimischung von bis zu 10 Gewichtsprozent eines metallischen Bindehilfsmittels, wie z. B. Ni, Co oder Fe, warm oder kalt gepreßt. Um eine für die nachfolgende Bearbeitung ausreichende Festigkeit zu erreichen, wird nach Kaltpressen der Skelettkörper bei atmosphärischem oder bei Unterdruck bis unter 2,5 Torr und bei Temperaturen von etwa 1100 bis 1300° C vorgesintert. Die Sinterzeiten betragen etwa 10 Minuten oder darüber je 16 cm3 Körpervolumen. Wenn beim Warmpressen die Preßtemperatur über der Verflüssigungstemperatur des metallischen Bindemittels liegt, ist ein Vorsintern nicht erforderlich. Nach dem Vorsintern wird der Körper auf die endgültige Abmessung zuzüglich eines Aufmaßes für eine Volumenänderung bzw. ein Verziehen während der nachfolgenden Wärmebehandlung bearbeitet. Die Bearbeitung kann in dem vorgesinterten Zustand z. B. entweder durch spanlose Verformung oder durch Bearbeitung mit Hartmetallwerkzeugen, Diamanten oder durch Schleifen erfolgen. Das erforderliche Aufmaß beträgt 2 bis 10°/o. Der auf diese Weise hergestellte Skelettkörper wird dann einer zweiten Sinterbehandlung unterzogen, um eine zusätzliche Bindung der Karbidteilchen und damit eine ausreichende Festigkeit für die nachfolgende Tränkbehandlung zu erreichen. Dabei liegen die Sintertemperaturen zwischen 50 und 250° C über der bei der Tränkbehandlung erforderlichen Temperatur. Das Sintern erfolgt unter einem von etwa 1 Torr bei Beginn bis zu einem Enddruck von 0,05 bis 0,01 Torr absinkenden Unterdruck unter reduzierender Atmosphäre, um eine Entkohlung oder eine Oxydation des Titankarbids zu verhindern. Beim nachfolgenden Tränken wird, um eine gleichmäßige Durchtränkung zu erreichen, der Skelettkörper vorzugsweise in ein indifferentes, feinkörniges Material eingebettet. Vorzugsweise findet dazu feinkörniges Aluminiumoxyd oder Berylliumoxyd von hoher chemischer Reinheit Anwendung. Die Temperaturen bei der Tränkbehandlung liegen etwa 25 bis 250° C über dem Schmelzpunkt der Tränklegierung. Das Tränken erfolgt bei Unterdruck von 2,5 bis unter 1 Torr, der während des Tränkens bis zu einem Endwert von 0,05 bis 0,01 Torr abfällt. Die Dauer des Einwirkens der Tränktemperatur ist abhängig vom Querschnitt des Skelettkörpers, den Eigenschaften der flüssigen Tränklegierung sowie von der Ableitungsgeschwindigkeit der gasförmigen Einschlüsse und muß ausreichen, um einmal eine vollständige Durchdringung des Skelettkörpers sicherzustellen und die zur Erreichung des Erfindungszwecks erforderliche Diffusion und andere chemische und metallurgische Reaktionen zwischen dem Titankarbid und dem Tränkmetall zu ermöglichen. Die Temperatureinwirkung erfolgt also erfindungsgemäß über das für das reine Tränken erforderliche Maß hinaus. Das auf diese Weise verarbeitete Tränkmetall nimmt durch die erfindungsgemäße Nachbehandlung Karbid über seinen Sättigungsgrad hinaus auf und scheidet beim Erstarren dieses überschüssige Karbid in Form feinster Kristalle im Netzgefüge ab. Dadurch tritt eine wesentliche Steigerung der Festigkeitseigenschaften, insbesondere der Härte, auf. So wurde bei einer Tränklegierung aus 14 % Cr, 6 % Fe, Rest Ni nach der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung Härtewerte zwischen 350 und 400 Vickers, gegenüber 120 und 240 Vickers des unbehandelten Tränkmetalls gefunden. Nach Abschluß der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung wird der getränkte Körper unter Vakuum bis unter den Erstarrungspunkt des Tränkmetalls abgekühlt, und zwar um eine feinkörnige Abscheidung des Karbids im Netzgefüge zu erreichen, vorzugsweise mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen 25 und 50° C/Min.A preferred embodiment for producing a structural part according to the method according to the invention is as follows: A skeletal body is made from about 181% bound and 0.1 to 3.5, preferably 2.5% free carbon in the form of graphite containing, comminuted to a grain size of less than 0.1 mm Titanium carbide with the addition of up to 10 percent by weight of a metallic one Binding aid, such as. B. Ni, Co or Fe, hot or cold pressed. To one for The subsequent machining to achieve sufficient strength is after cold pressing the skeletal body at atmospheric or negative pressure down to below 2.5 Torr and pre-sintered at temperatures of around 1100 to 1300 ° C. The sintering times are about 10 minutes or more for every 16 cm3 of body volume. If the Pressing temperature is above the liquefaction temperature of the metallic binder, pre-sintering is not required. After pre-sintering, the body is put on the final dimension plus an allowance for a change in volume or a Warping machined during subsequent heat treatment. The editing can in the pre-sintered state, for. B. either by non-cutting deformation or by machining with hard metal tools, diamonds or by grinding. The allowance required is 2 to 10 per cent. The skeletal body made in this way is then subjected to a second sintering treatment for an additional bond of the carbide particles and thus sufficient strength for the subsequent impregnation treatment to reach. The sintering temperatures are between 50 and 250 ° C above the temperature required for the soaking treatment. Sintering takes place under one decreasing from about 1 torr at the start to a final pressure of 0.05 to 0.01 torr Negative pressure under a reducing atmosphere to achieve decarburization or oxidation of titanium carbide. During subsequent watering is to ensure a uniform To achieve impregnation, the skeletal body preferably in an indifferent, fine-grained material embedded. Fine-grain aluminum oxide is preferably used for this purpose or beryllium oxide of high chemical purity use. The temperatures at the impregnation treatment are about 25 to 250 ° C above the melting point of the impregnation alloy. The soaking takes place at a vacuum of 2.5 to below 1 Torr, that during the soaking drops to a final value of 0.05 to 0.01 torr. The duration of the action of the Soaking temperature depends on the cross-section of the skeletal body, the properties the liquid impregnating alloy and the rate of discharge of the gaseous Inclusions and must be sufficient to once completely penetrate the skeletal body ensure and the diffusion required to achieve the purpose of the invention and other chemical and metallurgical reactions between the titanium carbide and to enable the impregnation metal. The temperature effect is therefore carried out according to the invention beyond what is necessary for pure soaking. That processed in this way As a result of the post-treatment according to the invention, impregnating metal takes carbide beyond its degree of saturation and separates this excess carbide in the form of extremely fine particles as it solidifies Crystals in the network structure. This results in a significant increase in the strength properties, especially the hardness. For example, with an impregnating alloy of 14% Cr, 6% Fe, remainder Ni after the heat treatment according to the invention, hardness values between 350 and 400 Vickers, compared to 120 and 240 Vickers of the untreated impregnation metal found. After completion of the heat treatment according to the invention, the soaked body is under Vacuum cooled to below the solidification point of the impregnation metal, namely by one to achieve fine-grained deposition of the carbide in the network structure, preferably with a cooling rate between 25 and 50 ° C / min.

Das Tränken und die erfindungsgemäße Wärmebehandlung brauchen nicht notwendigerweise in einem Ofengang durchgeführt zu werden. Es kann auch der Skelettkörper, wie oben beschrieben, getränkt und darauf abgekühlt werden. Nach der Abkühlung können z. B. noch erforderliche Nachbearbeitungen auf das endgültige Maß, z. B. durch Schleifen oder durch spanloses Verformen, durchgeführt werden. Eine Bearbeitung nach der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung ist wegen der damit verbundenen Erhöhung der Härte schwierig, und andererseits erfolgt durch die Wärmebehandlung keine wesentliche Formänderung mehr. Die erfindungsgemäße Wärmebehandlung wird in diesem Falle unter den oben beschriebenen Bedingungen in einem gesonderten Ofengang durchgeführt.The soaking and the heat treatment according to the invention do not need necessarily to be carried out in one oven. It can also be the skeletal body, as described above, soaked and then cooled. After cooling down you can z. B. still required post-processing to the final dimension, z. B. by grinding or by non-cutting deformation. A processing according to the invention Heat treatment is difficult because of the associated increase in hardness, and on the other hand, there is no longer any significant change in shape as a result of the heat treatment. The inventive Heat treatment is under in this case the conditions described above are carried out in a separate oven.

Außer durch das oben beschriebene Tränkverfahren für die Herstellung der warmfesten Körper gemäß der Erfindung können die Körper auch durch Pressen eines entsprechend dosierten Pulvergemisches der verschiedenen Bestandteile bei Raumtemperatur in die gewünschte Form und nachfolgendes Sintern bei einer Temperatur oberhalb der Liquidus-Temperatur der das Grundgefüge bildenden warmfesten Legierungsphase jedoch unterhalb des Schmelzpunktes des Karbids hergestellt werden, wobei das Sintern in Anwesenheit einer im wesentlichen feststehenden flüssigen Phase der warmfesten Legierung durchgeführt wird. Obwohl die flüssige Phase bei diesem Verfahren als im wesentlichen feststehend im Vergleich zum Tränkverfahren betrachtet werden kann, das auf dem Prinzip einer Massenkapillarwirkung beruht, kann die flüssige Phase jedoch eine geringfügige Bewegung während eines Teils des Sintervorganges infolge der mikroskopischen Kapillarwirkung haben, die durch die feinen Poren in dem verdichteten Pulverkörper sowie durch den plastischen Fluß, welcher durch Schrumpfkräfte verursacht wird, hervorgerufen werden. Bei der Anwendung des oben beschriebenen Verfahrens müssen die üblichen Vorsichtsmaßregeln getroffen werden, in der Weise, daß die Körper in Übergrößen gepreßt werden, um dem Schrumpfen bei den nachfolgenden Wärmebehandlungen Rechnung zu tragen. Ebenso ist große Sorgfalt zu üben bei der Auswahl der pulverförmigen Bestandteile, beim Sintervorgang und der umgebenden Atmosphäre, sowie ferner hinsichtlich der Unterlagen und Formen, die für das Sintern der Gegenstände verwendet werden.Except for the above-described impregnation process for the production the heat-resistant body according to the invention, the body by pressing a appropriately dosed powder mixture of the various components at room temperature into the desired shape and subsequent sintering at a temperature above that However, the liquidus temperature of the heat-resistant alloy phase that forms the basic structure below the melting point of the carbide, the sintering in Presence of an essentially fixed liquid phase of the heat-resistant alloy is carried out. Although the liquid phase in this process is considered to be essentially fixed in comparison to the impregnation process that is based on the Based on the principle of a mass capillary action, the liquid phase can, however, be a slight movement during part of the sintering process due to the microscopic Capillary action created by the fine pores in the compacted powder body as well as the plastic flow, which is caused by shrinkage forces, be evoked. When using the procedure described above, you must the usual precautions are taken, in such a way that the body is in Oversizes are pressed to prevent shrinkage during subsequent heat treatments To take into account. Likewise, great care must be exercised when choosing the powdery ones Components, during the sintering process and the surrounding atmosphere, as well as with regard to the bases and molds used for sintering the objects.

Das erfindungsgemäße Verfahren kann zur Herstellung von Werkstoffen verschiedenartiger Zusammensetzung beider Komponenten entsprechend dem aus dem Werkstoff hergestellten Konstruktionsteil angewendet werden.The method according to the invention can be used for the production of materials different composition of both components according to that of the material manufactured construction part can be applied.

In der folgenden Tabelle ist eine Auswahl möglicher Zusammensetzungen für das Tränkmetall aufgeführt. Die darin beschriebenen Legierungen können auch noch weitere Bestandteile, wie Kohlenstoff, Stickstoff, Bor usw., enthalten, falls dies zur Erreichung bestimmter Eigenschaften vorteilhaft erscheint. °/o Ni °/o Co % Fe % Cr °/o Mo °/a W % Al °/ö Mn °/o V 80 - 20 - - - - - 80 - 6 14 - - - - - 58 - 5 15 17 5 - - - 95 - - - - - 4,5 0,5 - - 69 - 25 6 - - - - 10 56,5 - 26 - 7,5 - - - 10 51,5 2 20 - 15 - 1,5 - 25 - 53 16 6 - - - - 8 - 76 16 - - - - - - - 77 4 - 18 - - 1 - - 86 14 - - - - - - - 82 18 - - - - - - - 73 27 - - - - - Diese Legierungen können zum Tränken von Skelettkörpern aus geeigneten Karbiden verwendet werden. Im folgenden wird an einigen Ausführungsbeispielen das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren erläutert. Beispiel 1 Herstellung einer Leitschaufel für Strahltriebwerk Ein Titankarbidpulver mit einer Korngröße von etwa 0,04 mm, das annähernd 75 % Titan, 18 % gebundenen Kohlenstoff und 3,011/o freien Kohlenstoff enthält, wird in einen Graphitschmelztiegel gebracht und in reduzierender Atmosphäre 1 Stunde lang einer Temperatur von 1900° C ausgesetzt. Die erhaltene zusammengeballte Masse wird nach dem Abkühlen auf 0,1 mm Korngröße zerkleinert. Etwa 5 Gewichtsprozent Nickelcarbonylpulver mit einerKorngröße von 0,04 mm werden mit dem Titankarbidpulver durch 24stündiges Mahlen in einer Kugelmühle vermischt. Das Titankarbid-Nickel-Gemisch wird dann trocken mit 1 Gewichtsprozent, mit Aceton aufgeschwemmtem Phenolförmaldehydharz gründlich vermengt, das Ganze getrocknet und auf unter 0,14 mm Korngröße zerkleinert. Etwa 330 g des Pulvergemisches werden in einem einsatzgehärteten Stahlgesenk bei einem Druck von etwa 1400 kg/cm2 zu einem Block von 63,5 - 127 - 15,24 mm gepreßt, der etwa 60 % des endgültigen Raumgewichts aufweist. Der Block wird bei 1200° C 1/2 Stunde lang unter reduzierender Atmosphäre in einem Vakuumofen vorgesintert. Nach dem Abkühlen wird eine Düsenleitschaufelform mit einem Gewicht von annähernd 190 g aus 'dem Block herausgearbeitet.The following table lists a selection of possible compositions for the impregnation metal. The alloys described therein can also contain other constituents, such as carbon, nitrogen, boron, etc., if this appears to be advantageous for achieving certain properties. ° / o Ni ° / o Co % Fe % Cr ° / o Mo ° / a W % Al ° / ö Mn ° / o V 80 - 20 - - - - - 80 - 6 14 - - - - - 58 - 5 15 17 5 - - - 95 - - - - - 4.5 0.5 - - 69 - 25 6 - - - - 10 56.5 - 26 - 7.5 - - - 10 51.5 2 20 - 15 - 1.5 - 25 - 53 16 6 - - - - 8 - 76 16 - - - - - - - 77 4 - 18 - - 1 - - 86 14 - - - - - - - 82 18 - - - - - - - 73 27 - - - - - These alloys can be used to impregnate skeletal bodies from suitable carbides. The production method according to the invention is explained below using a few exemplary embodiments. Example 1 Production of a guide vane for jet engines A titanium carbide powder with a grain size of about 0.04 mm, which contains approximately 75% titanium, 18% bonded carbon and 3.011 / o free carbon, is placed in a graphite crucible and in a reducing atmosphere for 1 hour Exposed to temperature of 1900 ° C. After cooling, the agglomerated mass obtained is comminuted to a grain size of 0.1 mm. About 5 percent by weight of nickel carbonyl powder with a grain size of 0.04 mm is mixed with the titanium carbide powder by grinding in a ball mill for 24 hours. The titanium carbide-nickel mixture is then thoroughly mixed dry with 1 percent by weight phenolic formaldehyde resin suspended in acetone, the whole is dried and comminuted to a grain size of less than 0.14 mm. About 330 g of the powder mixture are pressed in a case-hardened steel die at a pressure of about 1400 kg / cm2 to form a block of 63.5-127-15.24 mm, which has about 60% of the final density. The block is pre-sintered in a vacuum furnace at 1200 ° C. for 1/2 hour under a reducing atmosphere. After cooling, a nozzle vane shape weighing approximately 190 g is machined from the block.

Das bearbeitete Schaufelskelett wird in einem Graphit-Röhrenofen bei 1600 bis 1700° C annähernd 2 Stunden unter einem Vakuum von etwa 0,5 bis 0,05 Torr gesintert. Nach Abkühlen unter Vakuum wird das gesinterte Schaufelskelett in ein Aluminiumoxydschiffchen gebracht und etwa 250 g Blech aus einer Legierung von 14 % Chrom, 6 °/o Eisen, Rest im wesentlichen Nickel daraufgelegt.The machined blade skeleton is placed in a graphite tube furnace 1600 to 1700 ° C for approximately 2 hours under a vacuum of about 0.5 to 0.05 torr sintered. After cooling under vacuum, the sintered blade skeleton is turned into a Brought aluminum oxide boats and about 250 g of sheet metal made of an alloy of 14 % Chromium, 6% iron, the remainder essentially nickel placed on top.

Das Ganze wird im Graphit-Röhren-Vakuumofen bis auf etwa 1480° C annähernd 12 Stunden lang erhitzt. Dabei schmilzt die Nickellegierung und tränkt das Schaufelskelett während der ersten 3 Stunden vollständig, und während der weiteren 9 Stunden löst sich die zur Herstellung des Gleichgewichts und Stabilisierung des Grundgefüges erforderliche Menge Titankarbid im Tränkmetall. Der Schaufelkörper wird dann unter Vakuum abgekühlt.The whole thing is approximated to about 1480 ° C in the graphite tube vacuum furnace Heated for 12 hours. The nickel alloy melts and soaks the shovel skeleton dissolves completely during the first 3 hours and dissolves during the next 9 hours to establish the equilibrium and stabilize the basic structure required amount Titanium carbide in the impregnation metal. The blade body is then cooled under vacuum.

Der so erhaltene Schaufelkörper hatte ein Gewicht von 444 g und eine Dichte von etwa 6,31 g/cm3; er wurde abschließend auf die endgültigen Abmessungen bearbeitet und geläppt.The blade body thus obtained had a weight of 444 g and a weight of 444 g Density of about 6.31 g / cm3; he was finalizing the final dimensions machined and lapped.

Auf diese Weise hergestellte Leitschaufeln wurden zwischen die Mantelringe im Stator eines Strahltriebwerkes eingebaut und bei beschleunigter Aufeinanderfolge der tatsächlichen Arbeitsbedingungen in Betrieb genommen. Die Leitschaufeln hielten dieser Probe ohne Beschädigungs- oder Ausfallserscheinungen mehr als 96 Stunden stand. Die Mikrostruktur einer so geprüften Leitschaufel ist in Fig. 6 gezeigt. Beispiel 2 Das Skelett einer Düsenleitschaufel wird wie im Beispiel l hergestellt, jedoch weist das Titankarbid nur 0,31/o freien Kohlenstoff auf. Das Skelett wird auf die Form einer Düsenleitschaufel bearbeitet und dann bei 1400° C 1 Stunde lang unter Vakuum gesintert. Nach Abkühlen unter Vakuum wird die gesinterte Düsenleitschaufel auf ein Berylliumoxydschiffchen gebracht und etwa 300 g Blech aus der beschriebenen Nickellegierung daraufgelegt.Guide vanes produced in this way were placed between the shroud rings built into the stator of a jet engine and with accelerated succession the actual working conditions put into operation. The guide vanes held of this sample without any signs of damage or failure for more than 96 hours was standing. The microstructure of a guide vane tested in this way is shown in FIG. 6. Example 2 The skeleton of a nozzle guide vane is produced as in Example 1, however, the titanium carbide has only 0.31 / o free carbon. The skeleton will machined to the shape of a nozzle guide vane and then at 1400 ° C for 1 hour sintered under vacuum. After cooling under vacuum, the nozzle guide vane is sintered placed on a beryllium oxide boat and about 300 g of sheet metal from the described Nickel alloy laid on top.

Das Ganze wurde in einem Graphit-Röhren-Vakuumofen auf etwa 1430° C annähernd 4 Stunden lang erhitzt. Dabei schmolz die Nickellegierung, tränkte das Schaufelskelett innerhalb 1 '/2 Stunden vollständig und löste während der weiteren 21/z Stunden die Titankarbidmenge, die für das Erreichen des Gleichgewichts und das Stabilisieren des Grundgefüges zum Erreichen optimaler Eigenschaften erforderlich ist. Die nachfolgenden Behandlungen waren die gleichen wie bei Beispiel 1, das Resultat ein Körper mit einem Gewicht von annähernd 390 g und einer Dichte von etwa 6,65 g/cm3.The whole thing was in a graphite tube vacuum furnace to about 1430 ° C heated for approximately 4 hours. In the process, the nickel alloy melted, soaked it Shovel skeleton completely within 1½ hours and loosened during the rest of the time 21 / z hours the amount of titanium carbide necessary for the achievement of equilibrium and the stabilization of the basic structure is necessary to achieve optimal properties is. The subsequent treatments were the same as in Example 1, the result a body weighing approximately 390 g and a density of about 6.65 g / cm3.

Beispiel 3 Herstellung eines Probestabes Ein Skelettprobestab wurde nach dem im Beispiel 1 beschriebenen Verfahren hergestellt. Die Abmessungen des Skelettstabes waren 76,2 - 9,53 - 6,35 mm, und sein Gewicht betrug annähernd 17 g. Das Tränken des Stabes mit 20 g Nickellegierung beanspruchte eine Gesamtzeit von 70 Minuten, wobei 15 Minuten für das vollständige Tränken des Skelettkörpers und die restlichen 55 Minuten für die erfindungsgemäße Wärmebehandlung erforderlich waren.Example 3 Preparation of a test bar A skeletal test bar was made prepared according to the method described in Example 1. The dimensions of the The skeletal rod was 76.2 - 9.53 - 6.35 mm, and its weight was approximately 17 G. Soaking the bar with 20 g of nickel alloy took a total of time of 70 minutes, with 15 minutes for complete soaking of the skeletal body and the remaining 55 minutes are required for the heat treatment according to the invention was.

Beispiel 4 Es wurde das im Beispiel 3 beschriebene Verfahren angewendet mit der Ausnahme, daß das Titankarbidpulver mit 5 Gewichtsprozent Kobalt gemischt wurde. Der Skelettstab wurde in diesem Falle mit 20 g einer Legierung aus 26 % Chrom, 10 % Nickel, 7,5 % Wolfram, 0,5 % Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Kobalt, getränkt. Das Tränken des Probestabs beanspruchte eine Gesamtzeit von 11/z Stunden bei 1430° C, von denen 30 Minuten für das vollständige Tränken des Skelettkörpers und die restlichen 60 Minuten für die Grundgefüge-Stabilisierungsbehandlung erforderlich waren.Example 4 The procedure described in Example 3 was followed except that the titanium carbide powder is mixed with 5 weight percent cobalt became. The skeletal rod was in this case with 20 g of an alloy of 26% chromium, 10% nickel, 7.5% tungsten, 0.5% carbon, the remainder essentially cobalt, impregnated. Soaking the test stick took a total of 11/2 hours at 1430 ° C, of which 30 minutes for complete soaking of the skeletal body and the remaining 60 minutes required for the matrix stabilization treatment was.

Die nach Beispiel 3 und 4 hergestellten Stäbe ergaben gute Biegeeigenschaften und verhielten sich ähnlich wie der in Fig. 1 dargestellte Stab. Beispiel 5 Herstellung eines Ringkörpers Es wurde das im Beispiel 1 beschriebene Verfahren angewendet mit der Ausnahme, daß der Körper aus einer Mischung von Titankarbid mit 10% Kobaltpulver in Korngrößen von 0,04 mm warmgepreßt wurde. Ein ringförmiger hohlzylindrischer Skelettkörper mit etwa 70% Volumenfüllung wurde durch Einschütten von 194g des Karbid-Metallpulver-Gemisches in den ringförmigen Hohlraum mit 63,5 mm Außendurchmesser einer Graphitform hergestellt, die eine Höhe von 76,2 mm, einen Außendurchmesser von 152,4 mm und einen Kerndurchmesser von 25,4 mm aufwies. Zwei rohrförmige, gegeneinanderwirkende Graphitstempel bildeten, wenn sie bündig mit der Oberfläche der Form in diese eingepreßt waren, zwischen sich einen Hohlraum mit einer Höhe von 20,64 mm. Wenn der Hohlraum mit dem Pulver gefüllt war, ragten die Stempel 6,35 mm an jeder Stirnfläche aus der Form heraus.The rods produced according to Examples 3 and 4 gave good flexural properties and behaved similarly to the rod shown in FIG. Example 5 Manufacture of an annular body The procedure described in Example 1 was used with with the exception that the body is made from a mixture of titanium carbide with 10% cobalt powder was hot-pressed in grain sizes of 0.04 mm. An annular hollow cylindrical Skeletal bodies with about 70% volume filling were made by pouring in 194 g of the carbide-metal powder mixture made in the annular cavity with 63.5 mm outer diameter of a graphite mold, which have a height of 76.2 mm, an outside diameter of 152.4 mm and a core diameter of 25.4 mm. Two tubular, counteracting graphite stamps formed, if they were pressed flush with the surface of the mold in this, between a cavity with a height of 20.64 mm. When the cavity with the powder was filled, the punches protruded 6.35 mm on each face from the mold.

Die gefüllte Form wurde in einen graphitausgekleideten Tiegelinduktionsofen eingebracht, der auf eine Temperatur von 1100° C vorgeheizt war. Dann wurde der Ofen geschlossen und die Form in Abwesenheit von Sauerstoff und Stickstoff 90 Minuten lang auf 1600° C erhitzt, wobei der Induktionsstrom jeweils nach Erreichen einer Temperatur von 1300 und 1_500° C 5 Minuten lang abgeschaltet wurde, um ein gleichmäßiges Aufheizen von Form und Pulvermasse zu erreichen. Die Form wurde 75 Minuten lang auf der Temperatur von 1600° C gehalten und auf die Stempel ein Druck von 9.400 kg/cmz so lange ausgeübt, bis die Stempel bündig mit den Stirnflächen lagen. Hierauf wurde eine Abkühlgeschwindigkeit von 20° C/Min. genau eingehalten und bei 1200° C die Form aus dem Ofen genommen und gekühlt.The filled mold was placed in a graphite-lined crucible induction furnace introduced, which was preheated to a temperature of 1100 ° C. Then the Oven closed and the mold in the absence of oxygen and nitrogen for 90 minutes heated to 1600 ° C for a long time, the induction current after each reaching a Temperature of 1300 and 1_500 ° C was switched off for 5 minutes to ensure a steady To achieve heating of the mold and powder mass. The shape was 75 minutes long Maintained at the temperature of 1600 ° C and a pressure of 9,400 on the stamp kg / cmz until the stamps were flush with the end faces. On that a cooling rate of 20 ° C / min. adhered to exactly and at 1200 ° C took the mold out of the oven and chilled.

Dann wurde der Skelettkörper ausgeformt, in einem Graphit-Röhren-Vakuumofen von neuem erhitzt und zunächst auf eine Dichte von etwa 72% der endgültigen Dichte gesintert und dann in einem zweiten Arbeitsgang mit 201 g einer Legierung getränkt, die 25'0/a Chrom, 6 % Wolfram und als Rest im wesentlichen Kobalt enthielt, worauf die im Beispiel 1 beschriebene erfindungsgemäße Wärmebehandlung durchgeführt wurde. Die für das völlige Tränken und die Wärmebehandlung bei 1525° C erforderliche Gesamtzeit betrug etwa 195 Minute:, wovon etwa 45 Minuten auf das Tränken entfielen.Then the skeletal body was molded in a graphite tube vacuum furnace heated again and initially to a density of about 72% of the final density sintered and then impregnated with 201 g of an alloy in a second operation, which contained 25'0 / a chromium, 6% tungsten and the remainder essentially cobalt, whereupon the heat treatment according to the invention described in Example 1 was carried out. The total time required for complete soaking and heat treatment at 1525 ° C was about 195 minutes: of which about 45 minutes were spent on soaking.

Das Endgewicht des getränkten Körpers betrug 395 g und die Enddichte des Körpers 6,44 g/cm3. Der Gehalt an Titankarbid betrug etwa 69 Volumprozent.The final weight of the impregnated body was 395 g and the final density of the body 6.44 g / cm3. The titanium carbide content was about 69 percent by volume.

Der Ring wurde nach dem Erkalten an allen Außenflächen sowie in der Mittelbohrung fertig bearbeitet und geschliffen.After cooling, the ring was on all outer surfaces as well as in the Center hole finished and ground.

Claims

PATENT CLAIMS: 1. Process for the production of a heat-resistant material or molded body of high impact and fatigue strength at high temperatures, with the exception of a material for the manufacture of hot forming tools, by impregnating a carbide skeleton with a heat-resistant alloy, characterized in that that a porous skeleton made of 40 to 80 percent by volume of a heat-resistant carbide with 60 to 20 volume percent of a kneadable, highly heat-resistant Impregnation metal, which consists of up to 30, at most 40 percent by weight of at least one metal the chromium-molybdenum-tungsten group and essentially a balance of at least consists of a metal of the iron-cobalt-nickel group, soaked in a known manner and that then the impregnated carbide skeleton is above the melting point of the impregnation alloy heating is continued for so long that a structure is formed after cooling, in the single carbide particle of rounded, approximately polyhedral shape, or Accumulations of such, isolated in the impregnating alloy enriched with carbide, distributed are in which the carbide partially dissolved, partially. is present in fine precipitates.

2. The method according to claim 1, characterized in that it is at a negative pressure of less than about 2.5 torr.

3. The method according to claim 2, characterized characterized in that it is in the range of about 25 to 250 ° C above the melting point of the Impregnation alloying is carried out at negative pressure, which drops from about 1 to about 0.01 Torr will.

4. The method according to claim 2 or 3, characterized in that the skeletal body cooled to ambient temperature after soaking, roughly the final forte brought and then subjected to the grain structure changing treatment.

5. Heat-resistant material; produced in the process according to claims 1 to 4, characterized in that characterized in that the refractory carbide is titanium carbide.

6. Material according to Claim 5, characterized in that carbide and / or impregnating alloy components of non-metallic Elements up to a total of 4%, such as carbon, nitrogen, boron or the like. Contains.

7. Material according to claim 5 or 6, characterized in that the impregnating alloy strength-increasing or age-hardening elements such as zirconium, titanium, Aluminum od. DgL, in the known quantities producing the required effect contains.

8. Modification of the method according to claim 1, characterized in that the carbide and the impregnating alloy as a powder mixture in a suitable mixing ratio is pressed into the desired shape, whereupon above the melting point of the Impregnation alloy is heated until that is characterized in claim 1 Has formed the structure. Publications considered: German patent specification No: 699116; British Patent No. 707,653; R. Kieffer and P. Schwarzkopf, Hard materials and hard metals; 1953, pp. 662, 664.