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Verfahren zur pulvermetaUurgischen Herstellung wannfester Metallgegenstände
mit großer Dauerstandfestigkeit und hoher Kriechfestigkeit Die Erfindung betrifft
Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung wararfester Metallgegenstände mit
großer Dauerstandfestigkeit von hoher Kriechfestigkeit bei Temperaturen über
800 bis 1050'C
aus einem Grundmetallpulver von Eisen, Chrom, Nickel
und/oder Kobalt und einem hochschmelzenden, das Gleiten und die Rekristallisation
verhindernden Pulver, wie Carbiden. Dieses Verfahren ist dadurch gekennzeichnet,
daß 5 bis 20 Volumprozent eines sehr fein zerkleinerten Pulvers von Carbiden,
Boriden, Siliziden oder Nitriden von Titan, Zirkonium, Niob, Tantal, Vanadium oder
Hafnium oder Disilizide von Molybdän oder Wolfram mit 80 bis 95 Volumprozent
ebenfalls sehr fein zerkleinertem Pulver einer Grundlegierung vermischt werden,
das 5 bis 30 Gewichtsprozent Chrom und bis 25 Gewichtsprozent
Eisen enthält, wobei der Rest zu 100 Gewichtsprozent mindestens ein Metall
ist, das bis 90 0/0 aus Nickel oder bis 70 0/,) aus Kobalt besteht,
wobei mindestens 40 Gewichtsprozent Kobalt und/oder Nickel, bezogen auf das Grundmetall,
vorhanden sind, weiter dadurch gekennzeichnet, daß diese Pulvermischung zu einem
zusammenhängenden Körper gepreßt und bei einer Temperatur von mindestens ungefähr
1100'C und einem Druck im Sinterraum von höchstens 0,1 Torr gesintert wird,
daß der gesinterte Körper warm verformt wird, bis sein Querschnitt auf mindestens
ungefähr 50111, verringert ist, im wesentlichen alle Hohlräume entfernt und die
günstigste Verteilung der das Gleiten und die Rekristallisation verhindernden Phase
erreicht ist, worauf der heiß bearbeitete Körper zu einem Fertigteil verarbeitet
wird, bei dem insbesondere auf Grund entsprechend feiner Zerkleinerung der Ausgangspulvermischung
die hochschmelzende Phase in der Grundmasse unzusammenhängend so verteilt ist, daß
der Abstand zwischen den Teilchen der hochscbmelzenden Phase im Mittel nicht größer
als etwa 1 V, ist. Das erfindungsgemäße Verfahren wird vorzugsweise so durchgeführt,
daß für die Teilchengröße des Pulvers der hochschmelzenden Phase eine Größe von
höchstens 2 p. und für die Teilchengröße des Grundmetallpulvers eine solche
von höchstens 5 #t verwelidet wird. Nach einer weiteren bevorzugten Durchführungsform
der Erfindung erfolgt das Sintern in zwei Stufen, wobei in der ersten Sufe bei einem
Druck unter 0,005 Torr auf ungefähr 1100 bis 1200'C erhitzt
wird und in der zweiten Stufe bei einem Druck unter 0,0001 Torr auf eine
Temperatur erhitzt wird, die ungefähr 5 bis 100'C unter dem Anfangsschmelzpunkt
liegt. Besonders gute Ergebnisse werden erhalten, wenn die Teilchengröße des hochschmelzenden
Pulvers mit höchstens 1 #t und die Teilchengröße des Grundmetallpulvers mit
höchstens 5 #t gewählt wird und die Pulver bei einem Druck von wenigstens
4 t/cm2 zu einem zusammenhängenden Körper gepreßt werden, wobei die zweite Sinterung
bei einer Temperatur von 25 bis 100'C unter dem Anfangsschmelzpunkt
durchgeführt wird, weiter dadurch gekennzeichnet, daß der Querschnitt dieses Körpers
durch Warmverformung um wenigstens 900/, verringert wird. Als hochschmelzendes
Pulver wird meist Titancarbid verwendet, und die Pulvermischung wird mit einem Druck
von 4 bis 20 t/cm2 gepreßt.
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Die erfindungsgemäß hergestellten warmfesten Metallgegenstände gehören
zu den schmiedbaren Nickel- und Kobalt-»Superlegierungen« und werden hauptsächlich
zur Herstellung von Teilen von Kraftanlagen, und zwar von Hochleistungswärmernaschinen,
wie Turbinen, Raketendüsen usw., verwendet. Auf diesem Gebiet haben gerade die in
der letzten Zeit erhöhten Arbeitstemperaturen zur Steigerung der Leistungsverhältnisse
der Wärmekraftmaschinen beträchtliche Belastungen für diese Legierungen bedeutet.
Diese
bisher entwickelten Legierungen konnten nur bis zu ganz bestimmten Temperaturgrenzen
verwendet werden, da sie dazu neigen, bei Temperaturen über 900'C beträchtlich
zu erweichen und bei diesen Temperaturen zu kriechen.
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Die typische schiniedbare Superlegierung besteht im allgemeinen aus
einem schmiedbaren Anteil in fester Lösung, die aus Chrom und wenigstens einem Metall
der Eisengruppe, aus wesentlichen legierenden Bestandteilen und aus härtenden Bestandteilen,
die die Legierung bei hohen Temperaturen verfestigen. Im allgemeinen kann diese
Warmfestigkeit auf verschiedene Weise erreicht werden: 1 . durch Härten des
Grundgefüges in fester Lösung, indem man das Grundgefüge härtende Elemente, wie
Molybdän, Wolfram, Niob usw., anwendet, 2. durch Anwendung besonderer Elemente,
die in der Lage sind, scherlösliche Verbindungen zu bilden, die die Legierung durch
Ausscheidung härten, wie z. B. Titan, Aluminium, Zirkonium usw., 3. durch
Verwendung anderer Elemente, die nach der Erstarrung eine zweite Phase bilden, die
die Legierung härtet, usw.
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Das Härten auf die zweite Art wird durch eine Wärmebehandlung erreicht
und kann verwendet werden, um das Härten nach der ersten Methode zu intensivieren.
Im allgemeinen ist die Anwendung der Ausscheidungshärtung auf die meisten schmiedbaren
Superlegierungen möglich. Durch Erhitzen der Legierung auf eine hohe Lösungstemperatur,
z. B. auf 1000 bis 1250'C, bringt man die durch Ausscheidung härtenden
Elemente in der Legierung in feste Lösung, dann wird schnell abgekühlt, um sie in
Lösung zu halten. Die Ausscheidungshärtung wird dann durch Wiedererhitzen der Legierung
auf eine niedere Temperatur durchgeführt, z. B. auf etwa 550 bis
850'C, und über eine Zeitdauer, die lang genug ist, um eine so kritische
Verteilung einer feinen Ausscheidung durch das Grundgefüge, das im allgemeinen sogar
bei 2000facher und höherer Vergrößerung unsichtbar ist, zu erreichen, um größte
Wirkung zu erzielen. Solche Legierungen, die in ausgehärtetem Zustand vorliegen,
zeigen verbesserte Widerstandsfähigkeit gegenüber der Kriech- oder Warmdehnung bei
erhöhten Arbeitstemperaturen bis hinauf zu etwa 900'C, bei höheren Temperaturen
neigen die Legierungen jedoch zum Erweichen aus zwei Gründen: Wenn die Arbeitstemperatur
bei etwa 850 bis 900'C und etwas höher liegt, erweichen die Legierungen
wegen Überalterung. Man nimmt an, daß dies auf einer Vereinigung der feinen Ausscheidungen
zu groben, großen Teilchen beruht, die gewöhnlich von einer Verringerung der Härte
und deshalb geringeren Widerstandsfähigkeit gegen Kriechen begleitet ist. Wenn darüber
hinaus die Arbeitstemperatur in der Gegend von 1000 bis 11 00'C und
höher ist, beginnt die Ausscheidung in eine feste Lösung überzugehen, und die Legierung
erweicht stark, da eine übliche Temperatur für Hochtemperaturlösung eine durch Ausscheidung
gehärtete Superlegierung erweicht oder vergütet. Wenn die Legierung aus diesen Gründen
erweicht, verliert sie die Fähigkeit, hohe statische und/oder dynamische Belastungen
auszuhalten und wird verformt. Außerdem neigen diese Legierungen dazu, bei hohen
Temperaturen unnormal Crroße Körnung auszubilden, und sie werden brüchig. Da die
Toleranzen und Spielräume bei sich drehenden und feststehenden Elementen von Wärmekraftmaschinen
außerordentlich klein gehalten werden müssen, kann jede Abweichung von der normalen
Kriech- oder Wärmedehnung gefährlich werden und zu -ernsten Schäden an der Kraftanlage
führen, was sogar so weit gehen kann, daß die ganze Maschine zeitweise steht oder
möglicherweise ganz zerstört wird.
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Bei einem Versuch, die obenerwähnten Schwierigkeiten zu überwinden,
wurden Superlegierungen mit einem größeren Anteil von härtenden Elementen, z. B.
Kohlenstoff, vorgeschlagen, um sie zu verfestigen und so ihre Widerstandsfähigkeit
bei erhöhten Temperaturen zu erhöhen. Dies hat einerseits in einem bestimmten Ausmaß
geholfen, aber die verfestigten Legierungen hatten im allgemeinen eine verringerte
Duktilität, die mit einer geiingen Schlagzähigkeit verbunden war. Außerdem konnten
die Legierungen nicht leicht verarbeitet werden und bekamen gewöhnlich während der
Warmverformung Risse. Dies war besonders der Fall, wenn die Superlegierungen eine
besondere große Menge von Elementen enthielten, welche das Grundgefüge härteten,
wie z. B. Wolfram, Molybdän, usw., und große Mengen von Elementen, die durch Ausscheidung
härten, wie Titan, Aluminium, Zirkonium usw.
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Nach einem weiteren bekannten Verfahren wurden Sintergemische hergestellt,
die als harte oder hochschmelzende Phase Tonerde, Zirkonium, oxydische Hartporzellane
oder Sinterkorund enthalten, also im wesentlichen keramische, d. h. nicht
metallische Körper oxydischer Natur. Bei diesen warmfesten Metallen wurde jedoch
nichts darüber bekannt, welche Bedeutung der Einhaltung eines möglichst geringen
Durchschnittsabstandes zwischen den Teilchen der hochschmelzenden Phase zukommt.
Weiter wurde auch schon ein Verfahren bekannt, Hochtemperaturwerkstoffe durch Tränkung
gesinterter Titankarbidkörper mit geschmolzenen Metallen herzustellen. Diese Produkte
sind zwar erwiesenermaßen warmfest, aber spröde. Sie gleichen in dieser Beziehung
nicht dem außerordentlich duktilen Werkstoff, der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
erhalten wird.
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Die erfindungsgemäß hergestellten warmfesten Legierungen können ihre
mechanischen Eigenschaften über lange Zeit bei erhöhten Temperaturen, bei denen
ähnliche warmfeste Legierungen beträchtlich erweichen und kriechen, beibehalten.
Es ist wesentlich, daß das Mittel zur Verhinderung des Gleitens und der Re-Mstallisation
durch Pulvermetallurgie in den Werkstoff eingebracht wird, da gewöhnliche Schmelzverfahren
das Ergebnis der Erfindung nicht hervorbringen. Die Pulvermetallurgie ermöglicht
die Anwendung größerer Mengen des Materials zur Verhinderung des Gleitens in Mengen
bis zu etwa 20 Volumprozent des Produkts (oder bis etwa 15 Gewichtsprozent),
d. h. ein verstärktes Nickel-Chrom-Material mit etwa 15 Gewichtsprozent
Titankarbid enthält tatsächlich etwa 12 Gewichtsprozent Titan und etwa
3 Gewichtsprozent Kohlenstoff. Wenn das gleiche Nickel-Chrom-Material durch
gewöhnliche Schmelz-und Gießverfahren hergestellt würde, wäre es nötig, ein Äquivalent
von 12 % Titan und 3 0/, Kohlenstoff zuzufügen. Die Legierung wäre
brüchig und im wesentlichen nicht verarbeitbar. Außerdem wäre das Titankarbid im
gegossenen Produkt in Form einer im wesentlichen kontinuierlichen dendritischen
Phase vorhanden und wäre nicht gleichmäßig in Form von feinen Teilchen verteilt,
wie es bei dem erfindungsgemäß
hergestellten Produkt der Fall ist.
Solch ein Material hätte auch eine sehr niedere Schlagzähigkeit. Das erfindungsgemäß
hergestellte Material behält seine ziemlich hohe Schlagzähigkeit, sogar wenn das
Gleitverhinderungsmittel in großer Menge vorhanden ist, vorausgesetzt, daß die Gleiverhinderungsphase
einheitlich in der Grundlegierung verteilt ist.
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Außer der verhältnismäßig weichen Nickel-Chrom-Legierung des 80-20-Nickel-Chrom-Legierungstyps
können auch andere Typen von warmfesten Legierungen verwendet werden, einschließlich
der durch Alterung härtbaren, auf Nickel und Kobalt basierenden Legierungen. So
kann das Mittel zur Verhinderung des Gleitens in Verbindung mit diesen Legierungen
verwendet werden, um bei erhöhten Temperaturen deren Tragfähigkeit zu vergrößern.
Mit anderen Worten, in dem Maß, in dem die durch Alterung gehärteten Legierungen
ihre Belastbarkeit bei hohen Temperaturen verlieren, setzt die Phase zur Verhinderung
des Gleitens und der Rekristallisation ein und hilft die Belastung der Legierung
zu tragen.' Bei der Herstellung der warmfesten Metallprodukte wird erfindungsgemäß
das feinzerkleinerte Mittel zur Verhinderung des Gleitens und der Rekristallisation
mit dem feinzerkleinerten Pulver des warmfesten Grundmetalls vermischt und in die
gewünschte Form gebracht, was durch Pressen der Pulvermischung in einer Formmatrize
unter Druck etwa von 4 bis 20 t/cm2 erreicht wird. Der erhaltene Körper wird dann
bei einer erhöhten Temperatur gesintert, um ihn genügend zu verdichten, so daß er
anschließend heiß verarbeitet werden kann. Gewöhnlich wird das Sintern bei einer
Temperatur von mindestens 1100'C ausgeführt, die aber mindestens ungefähr
5'C unter dem Anfangssehmelzpunkt, d. h. der Temperatur bei der das Schmelzen
beginnt, liegt und gewöhnlich bei einem unteratmosphärischen Druck, der
0,1 Torr und vorzugsweise etwa 0,05 Torr nicht überschreitet. Das
Sintern wird vorzugsweise in zwei Stufen ausgeführt, wobei die erste Stufe bei einer
Temperatur von etwa 1100 und 1125'C liegt, und die -zweite Stufe etwa
5 bis 100'C unter der Anfangsschmelztemperatur und vorzugsweise
25 bis 100'C unter derselben liegt. Bei Anwendung der zweiten .Sinterstufe
wird ein Druck, der etwa 0,0001 Torr nicht übersteigt, vorzugsweise angewendet.
Der gesinterte Körper wird dann heiß verarbeitet, z. B. durch Heißstrangpressen,
Schmieden, Gesenkschmieden usw., bis sein Querschnitt um mindestens 50 0/0
reduziert und vorzugsweise wenigstens 90 bis 95 % reduziert wurde,
so daß im wesentlichen alle Hohlräume beseitigt wurden, wonach der heiß verarbeitete
Körper in die endgültige Form gebracht wird.
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Wenn eine handelsübliche Nickel-Chrom-Legierung ,als Grundmetall verwendet
wird, die aus etwa 800/0 Nickel und 20 0/0 Chrom besteht, dann kann das feine
Pulver durch mechanische Zerkleinerung oder durch Mahlen der Legierung oder vorzugsweise
durch Reduktion des Gemisches des Nickel- und Chromoxydpulvers im richtigen Verhältnis
erhalten werden. Da es wichtig ist, daß das Pulver so sauerstofffrei wie möglich
ist, wird die Reduktion des Oxydgemisches durch Hydridprozeß vorgezogen. Das ultrafeine
Pulver der harten Phase zur Verhinderung des Gleitens und der Rekristallisation,
z. B. Titankarbid, kann durch verlängertes Mahlen in einer mit Karbid ausgekleideten
Kugelmühle unter Verwendung von Kugeln aus Wolframkarbidhartmetall erreicht werden.
Die Mahldauer wird vorzugsweise in der Gegend von'l 20 Stunden gehalten, und es
wird in einem Mediuni wie Xylol, Trichloräthylen oder Tetrachlorkohlenstoff gemahlen.
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Die zwei gepulverten Bestandteile werden in volumetrischen Verhältnissen
von 95 bis 80 % des verhältnismäßig weichen Grundmetallpulvers und
5 bis 20 Volumprozent des ultrafeinen harten Pulvers gemischt. Wenn die 80-20-Nickel-Chrom-Legierung
mit Titankarbid als der Phase des Gleitverhinderungsmittels verwendet wird, dann
währen die Gewichtsverhältnisse etwa 85 bis 97 % der Legierung und
etwa 15 bis 3 0/0 des Titankarbids.
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Die Mischung wird in einer mit Karbid ausgekleideten Kugelmühle 120
bis 168 Stunden lang in einem technischen Lösungsmittel, wie Tetrachlorkohlenstoff,
gemahlen. Nach dem Trocknen wird die Mischung dann brikettiert oder bei Zimmertemperatur
in Formlinge bei Drücken zwischen etwa 4 und 20 t/cm2 geformt. Die Formlinge werden
dann in zwei Stufen gesintert, zueist bei etwa 1100 bis 1125'C unter einem
mäßigen Vakuum von etwa 0,05 Torr. Wenn das Grundmetall eine Nickel-Chrom-Legierung
und das Gleitverhinderungsmittel Titankarbid ist, tritt bei dieser Temperatur eine
starke Gasentwicklurig ein, die auf eine starke Reaktion zwischen der Nickel-Chrom-Legierungund
demTitankarbidzurückzaführen ist. Ein kleiner Formling, der 7,5 cm lang und
1,25 cm breit ist, braucht bis zu 6 Stunden zur -völligen Entgasung
mittels einer mechanischen Vakuumpumpe, wobei die genaue Zeit von den Verhältnissen
und der Feinheit der Nickel-Chrom-Legierung und des Titankarbidpulvers abhängig
ist. Mit Beendigung der ersten Sinterstufe ist der Formling für die zweite Stufe
bereit, die der ersten Stufe direkt folgen kann, oder die einer Kühlperiode unter
Vakuum bis zur Zimmertemperatur folgen kann. Die zweite Stufe hat die Aufgabe, den
Formling zu schrumpfen und zu verdichten zu einer Dichte, die möglichst annähernd
der des kompakten Körpers ist. Die Behandlung wird bei einer Temperatur ausgeführt,
die zwischen etwa 5 bis 100'C unter dem Anfangssehmelzpunkt und vorzugsweise
von 25
bis 100'C unterhalb liegt. Die letztere ist etwa 1285 0 C
für
eine Mischung, die etwa 96 Gewichtsprozent der 80-20-Nickel-Chtomlegierung
und 4 Gewichtsprozent Titankarbid enthält. Für eine Mischung, die etwa
90 Gewichtsprozent der Nickel-Chrom-Legierung und 10 Gewichtsprozent
Titankarbid enthält, ist sie etwa 1250'C. Der unteratmcsphärische Druck während
dieser zweiten Behandlungsphase muß wesentlich niedriger als der erste sein. Es
wird bevorzugt, daß er etwa 0,0001 Torr nicht übersteigt. Die Zeitdauer dieser
zweiten Sinterstufe hängt -von der Größe des Formlings ab: 4 Stunden genügen für
einen kleinen Fomling von 7,5 cm Länge und 1,25 cm Durchmesser, um
ein Material zu schaffen, das nicht mehr als 6 0/0
Porosität hat.
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Der so gesinterte Formling hat ausgezeichnete physikalische Eigenschaften,
wie eine Biegefestigkeit von etwa 21,1 kg/CM2, eine Streckgrenze von 14,1
kg/
CM2, eine Schlagzähigkeit bei Zimmertemperatur und bei 1000'C von über
56,2 cm/kg bei 0,48 cm Durchmesser, gemessen nach det Mikro-Kerbschlag-Methode
nach C h a r p y. Um brauchbare Gegenstände aus dem neuartigen Material,
wie Turbinenschaufeln, Mundstücke usw. herzustellen, wird der Formling dann heiß
verarbeitet, z. B. durch Gesenk-Heißschmieden, Schmieden oder Strangpressen, bis
er im Querschnitt wenigstens 50010 und vorzugsweise 90 bis
950/, verkleinert
wurde, bis im wesentlichen alle restlichen
Hohlräume entfernt und eine optimale Verteilung der Gleitverhinderungsphase erzielt
wurde. Das Material ist dann für den herkömmlichen Metallverarbeitungs-und Fabrikationsvorgang,
wie zum Schmieden, Walzen, Schneiden, Beschneiden, Schweißen und Hartlöten bereit.
Das Gefüge der erfindungsgemäß hergestellten Produkte wird in den F i
g. 1 und 2 der Zeichnung gezeigt. F i g. 1 stellt in 4000facher Vergrößerung
das Gefüge eines erfindungsgemäß hergestellten Produktes dar, das etwa
7 Gewichtsprozent Titankarbid enthält, welches als äußerst kleine Phase in
einer im wesentlichen diskontinuierlichen willkürlichen Weise in einer Grundlegierung
aus etwa 80 0/0
Nickel und 200/, Chrom verteilt ist, die etwa 93 Gewichtsprozent
des erfindungsgemäß hergestellten Produkts beträgt. F i g. 2 zeigt in derselben
Vergrößerung eine Struktur, die etwa 10 Gewichtsprozent der im wesentlichen
unlöslichen Titankarbid-Gleitverhinderungsphase, welche in derselben Grundlegierung
verteilt ist.
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Um die Fähigkeit des verstärkten erfindungsgemäßen Produktes, bei
erhöhten Temperaturen Belastungen auszuhalten, zu ermitteln, wird ein kurzdauernder
Hochtemperaturdehnungsversuch angewandt. Der Versuch besteht im Erhitzen eines Prot)estabes
auf eine erhöhte Temperatur, z. B. 1000'C
und der Bestimmung seiner Zugfestigkeit
bei dieser Temperatur in der herkömmlichen Weise. Auf diese Weise kann das erfindungsgemäß
hergestellte Produkt mit einem ähnlichen Produkt, welches nach herkömmlichem Verfahren
hergestellt wurde, verglichen werden. Die Versuche zeigten, daß eine 80-20-Chrom-Nickel-Legierung,
die kein Titankarbid enthält, über 850'C stark erweicht und gewöhnlich eine
unbefriedigende Widerstandsfähigkeit gegen Kriechen bei 950'C und höheren
Temperaturen hat. Sogar wenn die Legierung elementares Titan und/oder Aluminium
als Alterungshärter enthält, erweicht die Legierung wegen der Alterung bei
850'C und höher und durch Lösung bei 950'C und höher, wenn sie diesen
Temperaturen auf längere Zeit ausgesetzt ist. In jedem Fall leidet die Legierung
an ihren Kriecheigenschaften und kann unbefriedigend sein. Wenn jedoch die Legierung
durch mindestens 5 bis zu 20 Volumprozent des Gleitverhinderungsmittels nach
dem erfindungsgemäßen Verfahren, z. B. mit Titankarbid, verstärkt wird, dann zeigt
die Legierung erhöhte Widerstandsfähigkeit gegen Kriechen und ist fähig, in einer
Temperaturspanne zwischen 850 und 1050'C längere Zeit hindurch Belastungen
auszuhalten. Wenn die Legierung wesentlich weniger als 5 Volumprozent des
Gleit- und Rekristallisationsverhinderungsmittels enthält, dann sind die Eigenschaften
nicht ausreichend im Sinne der Erfindung verbessert. Ebenso wenn die Legierung wesentlich
mehr als 20 Volumprozent des Gleitverhinderungsmittels enthält, verliert die Legierung
ihre Duktilität und zeigt geringe Schlagzähigkeit. Weitere Einzelheiten in bezug
auf die Erfindung werden aus folgenden Beispielen ersichtlich.
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Beispiel
1
Ungefähr
96 Gewichtsprozent eines 80-20-Nickel-Chrom-Legierungspulvers
-von weniger als 44 #t (ASTM-Sieb Nr.
325) werden mit ungefähr 4 Gewichtsprozent
reinstem Titankarbidpulver mit weniger als 2 #t vermischt. Die Korngrößenanalyse
des benutzten Nickel-Chrom-Legierungspulvers, wie durch mikroskopische Zählung festgestellt
ist, war wie folgt:
| kleiner als 2 #t ............ ungefähr 16 "/, |
| ungefähr 2 bis 5 #t ........ ungefähr 44
% |
| ungefähr 5 bis 10 #t ....... ungefähr
28 % |
| ungefähr 10 bis 44 #t ...... ungefähr 12"/, |
| größer als 44 #t ........... ungefähr 0 % |
Die Größenanalyse des verwendeten Titankarbids, das gewöhnlich viel feiner ist,
ist wie folgt:
| kleiner als 1 #i ............ ungefähr 95 % |
| ungefähr 1 bis 2 #t ........ ungefähr
5 0/0 |
| maximaleTeilchengröße,... ungefähr 2#L |
| durchschnittliche Teilchen- |
| größe ................. ungefähr 0,5 #t |
Die Mischung wurde in einer mit Karbid ausgekleideten Kugelmühle unter Verwendung
von Karbidkugeln in einem flüssigen Medium, Tetrachlorkohlenstoff, gemahlen. Die
Mühle wurde zu einem Drittel mit Kugeln ausgefüllt, und die Zwischenräume zwischen
den Kugeln wurden mit dem Titankarbidpulver und der Nickel-Chrom-Pulvermischung
ausgefüllt. Tetracblorkohlenstoff wurde in die Mühle gegeben, bis sie halb voll
war. Die Mischung wurde in der Kugelmühle ungefähr
1 Woche lang
(168 Stunden) gemahlen. Das Pulver wurde getrocknet und dann in Form von
Versuchsmustern gepreßt. Die Versuchsmuster waren
7,5 cm lang und 0,94 cm
breit. Es wurden
50 g des Pulvers benutzt, und der Verdichtungsdruck war
7 t/cm2. Die so erhaltenen Versuchsmuster hatten eine Dichte von etwa 72"/,.
Die Muster aus Titankarbid und Metallpulver wurden auf einer Berylliumoxydunteilage
in einem Ultrahochvakuumofen gesintert. Muster und Unterlagen wurden bei einem Druck
von
0,1 bis
0,05 Torr bei einer Temperatur bis zu etwa 1000'C entgast.
Der Ofen wurde auf 1125'C gehalten, bis der Druck unter 0,02 Torr sank. Dieses Entgasen
dauerte ungefähr
6 Stunden. Dann wurden die Hochvakuumdiffusionspumpen eingeschaltet
und ein Vakuum, das unter
0,0001 Torr war, wurde während des ganzen restlichen
Sinterungsverfahrens aufrechterhalten. Die Temperatur wurde erhöht bis
1270'C. (Dabei wurde das Vakuum immer unter
0,0001 Torr gehalten.)
Diese Temperatur war
15'C niedriger als der Anfangsschmelzpunkt der Legierung.
Das Muster wurde unter diesen Bedingungen 4 Stunden lang gesintert. Der Ofen wurde
unter Vakuum abgekühlt.
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Die Enddichte des Musters war 8,15 g/cm3, was mit
97,5 0/, der theoretischen Dichte der Legierung (auf die Annahme bezogen,
daß im wesentlichen keine Löslichkeit zwischen den Komponenten bestand) vergleichbar
ist. Das gesinterte Material wurde dann heiß verarbeitet, um das Erreichen einer
vollen Verdichtung und eine optimale Verteilung der das Gleiten und die Rekristallisation
verhindernden Phase zu unterstützen. Beispiel 2 Das Verfahren vom Beispiel
1 wurde angewandt, nur daß ungefähr 7 Gewichtsprozent Titankarbidpulver,
das durchaus feiner als 2 #t war, zu ungefähr 93 Gewichtsprozent von 80-20-Nickel-Chrom-Legierungspulver,
das durchaus feiner als 40 [t war, zugefügt wurden und die endgültige Sintertemperatur
etwa 1255'C war (Schmelzpunkt dieser Legierung 1270'C).
Die Enddichte war
7,67 g/em 3, was 94 % der theoretischen
Dichte
entspricht, unter der Annahme, daß keine Löslichkeit zwischen den Komponenten vorhanden
ist. Das gesinterte Material wurde dann erfindungsgemäß heiß verarbeitet, z. B.
gesenkgeschmiedet, tän eine im wesentlichen vollständige Verdichtung und optimale
Verteilung der Glei'verhinderungsphase zu erhalten.
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Beispiel 3
Das Verfahren vom Beispiel 1 wurde angewandt,
nur daß etwa 10 Gewichtsprozent Titankarbidpulver (wenigerals2#t);,u90Gewich',sprozentdes80-20-Nickel-Chrom-Legierungspulvers,
dessen Teichengröße kleiner als 40 ti war, gegeben wurden. Die endgültige Sintertemperatur
war ungefähr 1235'C (Schmelzpunkt dieser Legierung 1250'C). Die Enddichte
war 7,4 g/cm3, was 94 0/, der theoretischen Dichte (unter der Annahme, daß
zwischen den Komponenten keine Löslichkeit besteht), entspricht. Das gesinterte
Produkt wurde hiernach, wie in den B e i s p i e 1 e n 1 und
2 angegeben, heiß verarbeitet. Beispiel 4 Das Verfahren vom Beispiel 1 wurde
angewandt, nur daß ungefähr 7 Gewichtsprozent Titankarbidpulver, das durchaus
feiner als 1/2 #t war, zu ungefähr 93 Gewichtsprozent von 80-20-Nickel-Chrom-Legierungspulver,
das durchaus feiner als 5 #t war, gefügt wurden; die Endsinterungstemperatur
war etwa 1255'C (Schmelzpunkt dieser Legierung ist 1270'C).
Die Enddichte
war 7,70 g/cm3, was 94,5 0/, der theoretischen Dichte entspricht,
in der Annahme, daß keine Löslichkeit zwischen den Komponenten besteht. Das gesinterte
Produkt wurde danach erlindungsgemäß heiß verarbeitet, wie in den Beispielen
1
und 2 angegeben.
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Beispiel 5
Ungefähr 90 Gewichtsprozent eines 60-32-6-Kobalt-Chrom-Wolfram-Legierungspulvers
von im wesentlichen weniger als 44 p. (325 ASTM-Maschengröße) wurde mit etwa
10 Gewichtsprozent von Zirkoniumkarbidpulver von im wesentlichen weniger
als 10 #t ungefähr 24 Stunden lang in einer Rotationsmühle trocken vermischt.
Das Pulver wurde zu Prüfstücken gelDreßt, diese waren 5 cm lang und 0,47
cm breit. Dazu wurden ungefähr 10 g des Pulvers benutzt, und der Preßdruck
war etwa 7 t/cm2. Die erhahenen Prüfstücke hatten ungefähr 700/, der
theoretischen Dichte, sie wurden auf einer Berylliumoxydunterlage in einem Ultrahochvakuumofen
gesintert. Die Muster und Unterlagen wurden bei Drücken, die geringer als
0,05 Torr waren und bei Temperaturen bis zu ungefähr 1000'C entgast. Der
Ofen wurde bei ungefähr 1000'C gehalten, bis der Druck unter 0,02 Torr fiel. Die
Eiltgasung dauerte etwa 4 Stunden. Nun wurden die Hochvakuumdifftisionspumpen eingeschaltet,
und ein Vakuum, das unter 0,0001 Torr war, wurde während des restlichen Sintervorganges
aufrechterhalten. Die Temperatur wurde erhöht (wobei das Vakuum immer unter
0,0001 Torr gehalten wurde), bis 1350'C
erreicht waren. Diese Temperatur
ist etwa 200C unter dem Anfangsschmelzpunkt der Legierung. Wenn einmal der Ofen
1350'C erreicht hatte und das Vakuum geringer als 0,0001 Toir war,
dann wurde .das Muster unter diesen Bedingungen ungefähr 4 Stunden lang gesintert,
und der Ofen wurde unter Vakuum abgekühlt. Die Enddichte des Musters war 7,4 g/cms,
was mit 90,00/, der theoretischen Dichte der Legierung vergleichbar ist.
Dabei wurde eine begrenzte Festlöslichkeit zwischen den Komponenten nicbt in Betracht
gezogen. Eine m&allogt aphische Untersuchung jedoch ergab eine Porösität von
weriger als 20/,. Das Produkt wurde dann erfindungsgemäß heiß verarbeitet, um die
volle Verdichtung und optimale Verteilung der Gleit- und Rekristallisationsverhinderungsphase
zu unterstützen. Beispiel 6
Das Verfahren vom Beispiel 5 wurde angewandt,
nur daß 10 Gewichtsprozent Zirkoniumboridpulver (das durchaus feiner als
5 #L war) zu ungefähr 90 Gewichtsprozent von 80-14-6-Nickel-Chrom-Eisen-LegierungspulNer
(durchaus weniger als Nr. 400 ASTM-Maschengröße, 37 #t) zugefügt wurden.
Die Endsinterungstempeiatur war etwa 1100'C, was etwa 20'C unter dem Schmelzpunkt
dieser Legierung ist. Die Enddichte war 7,4 g/cm3, was 90,40/, der theoretischen
Dichte entspricht, wobei eine begrenzte Festlöslichkeit ; wischen den Komponenten
nicht berücksichtigt wurde. Jedoch eine metallographische Untersuchung ergab weniger
als 2 0/, Porösität. Das gesinterte, verstärkte Produkt wurde dann erfindungsgemäß
heiß verarbeitet, aus Gründen, die im Beispiel 5 angegeben sind. Beispiel
7
Das Verfahren nach B e i s p i e 16 wurde angewandt, nur daß
etwa 10 Gewichtsprozent Titanboridpulver (durchaus weniger als
5 p.) als Gleit- und Rekristallisationsverhinderungsphase benutzt
wurden. Die Sintertemperatur für diesen Verbundguß war 1150'C,
was etwa
15'C niedriger als der Schmelzpunkt der Legierung ist. Die Enddichte war
7,2g/cm3, was 90,50/, der theoretischen Dichte entspricht, wobei eine begrenzte
Festlöslichkeit zwischen den Komponenten nicht bcrücksichtigt wurde. Jedoch eine
metallographische Untersuchung ergab weniger als 20/, Porösität. Das gesinterte
verstärkte Produkt wurde dan erfindungsgemäß heiß verarbeitet, wie im Beispiel
5 angegeben.
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Beispiel 8
Das Verfahren vom Beispiel 5 wurde angewandt,
nur daß 10 Gewichtsprozent Titannitridpulver (durchaus feiner als
5 #t) mit ungefäbr 90 Gewichtsprozent eines Pulvers einer Legierung
vermischt wurde, die aus 200/0 Kobalt, 200/, Chrom, 2,30/, Titan,
0,80/,
Aluminium, Rest Nickel bestand. Dieses Pulver hatte im wesentlichen
durchaus weniger als Nr. 400 ASTM-Maschengröße (37 #t). Die Endsintertemperatul
war bei etwa 1380'C, das ist ungefähr um 20'C niedriger als der Schmelzpunkt
dieser Legierung. Die Enddichte war 7,70 g/cm3, was etwa 91,0 0/0
der theoretischen Dichte entspricht, wobei eine begrenzte Festlöslichkeit zwischen
den Komponenten nicht berücksichtigt wurde. Jedoch eine metallographische Untersuchung
ergab weniger als 20/, Porösität. Das gesinterte Produkt wurde dann erfindungsgemäß
heiß verarbeitet, wie im Beispiel 5 angegeben.