DE2200670B2 - - Google Patents
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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Description
legen sind, da die bei den bekannten Verfahren anzuwendenden hohen Verdichtungstemperaturen zwangsläufig
eine Kornvergrößerung oder ein Kornwachstum zur Folge haben. Bei einem Überschreiten der
erfindungsgemäß einzuhaltenden oberen Verdichtungstemperaturgrenze
(y'-Solvus-Temperatur) ergeben sich nachteilige Auswirkungen auf die Dehnung und Querschnittsverminderung sowie eine Verringe,-rung
der Streckgrenze. Dabei ist zu unterstreichen, daß die nachteiligen zu hohen Verdichtungstemperaturen
innerhalb der im Stand der Technik beschriebenen Temperaturen liegen.
Mit Vorteil ist das Verfahren gemäß der Erfindung so ausgebildet, daß der Preßkörper nach dem Verdichten
bei einer Temperatur warm bearbeitet wird, die unter der y'-Solvus-Temperatur liegt. Auf diese
Weise ergeben sich Werkstücke mit einem gleichmäßig feinkörnigen Gefüge, hoher Duktilität und ausgezeichneter
Verformbarkeit.
Eine vorteilhafte Ausbildung des erfindungsgemäßen Verfahrens ist auch dadurch gegeben, daß der
Preßkörper zur Erhöhung der Streckgrenze nach dem Verdichten auf eine Temperatur erhitzt wird, die unter
der y'-Solvus-Temperatur liegt.
Eine günstige Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird dadurch erreicht, daß der
Preßkörper zur Erhöhung der Zeitstandfestigkeit nach dem Verdichten auf eine höhere Temperatur als
die y'-Solvus-Temperatur erhitzt wird.
Im folgenden werden Ausführungsbeispiele der Erfindung in Verbindung mit der Zeichnung beschrieben.
Deren einzige Figur zeigt ein Schaubild, in dem für zwei Nickel-Superlegierungen die Beziehung zwischen
Verdichtungstemperatur und Korngröße aufgezeigt ist.
Allgemein wird bei der Erfindung ein Superlegierungspulver
verwendet, dessen Partikeln nicht größer als 595 μηι (—30 mesh) sind. Es ist charakteristisch für
das Pulver, daß in ihm /-Teilchen fein verteilt sind und daß das Korn der Pulverpartikeln im Durchschnitt
nur maximal 20 μηι groß ist. Die feinverteilten Teilchen, auch Teilchen der y'-Phase genannt, bilden
in der Matrix der Superlegierung eine charakteristische intermetallische Dispersion. Genauer gesagt besteht
das Mikrogefüge einer Nickelsuperlegierung genauso wie bei einigen Kobalt-Superlegierungen (1) aus einer
kompakten, fest in Lösung gegangenen Matrix (/-Phase), (2) aus /-Teilchen und (3) aus Karbiden.
Die /-Teilchen bilden eine kubisch-flächenzentrierte Verbindung mit der charakteristischen Formel Ni3Al.
Diese /-Teilchen stellen ein ausgezeichnet wirksames Härtungsmittel besonders bei Nickellegierungen oder
zumindest stark nickelhaltigen Legierungen dar, da sie einen Ausscheidungshärtungsmechanismus besitzen
und über die ganze Matrix verstreut vorliegen.
Ein Pulver oben beschriebener Art wird in einen Behälter gefüllt und der Behälter sodann luftleer gemacht.
Auf diese Weise versucht man, die Verunreinigungen durch Entgasen aus dem Behälter zu entfernen.
Dazu erhitzt man auf die relativ niedrige Temperatur von ungefähr 2600C und pumpt während des Erhitzens
die Luft und die entstehenden gasförmigen Reaktionsprodukte ab. Hernach werden die Teilchen
in inertem Gas oder im Vakuum entweder auf die ausgewählte Verdichtungstemperatur oder sogar noch
darüber erhitzt. Es soll jedoch vermieden werden, daß die Teilchen über die y'-Solvus-Temperatur der Superlegierung
hinaus erhitzt werden. Diese y'-Solvustemperatur ist je nach Zusammensetzung der Legierung
verschieden, w ie nachfolgend aus Beispielen u ersehen ist. Ebenso wird die unterste Verdichti ngstemperatur
je nach der Zusammensetzung der Legierung schwanken, sie liegt jecOch bei keiner der
schon erwähnten Legierungen tiefer als 210cC unter der y'-Solvus-Temperatur. Will man bei einem Produkt
eine hohe Dichte erreichen, ohne jedoch beim Verdichten über die y'-Sohus-Temperatur hinaus erhitzen
zu müssen, so ist es notwendig, daß das Verdichten isostatisch geschieht. Obwohl ii:h die v'-Solvus-Temperatur
von Legierung zu Lejiervng ändert, kann sie für jede einzelne Legierung bestimmt werden.
Sie liegt allgemein zwischen 850 urd 1250°C.
Um allgemein ein Entgasen und anschließendes Erhitzen und Verdichten zu ermöglichen, ist es vorteilhaft,
wenn das Pulver in einen Behälter eingebracht wird, der zuerst entgast, dann gegen die Atmosphäre
verschlossen, erhitzt und danach zum Verdichten in einen Autoklav gestellt wird. Superlegierungen werden
nach dem Verdichten gern warm bearbeitet, um z. B. durch Schmieden dem Werkstück die Form des Endprodukts
zu geben. Es ist gemäß der Erfindung möglich, das Werkstück warm zu bearbeiten. Voraussetzung
dafür ist, daß das Werkstück während der Bearbeitung nicht über die y'-Solvus-Temperatvr
hinaus erhitzt wird. Wünscht man ein Werkstück, daß sich nach dem Warmbearbeiten durch eine höre
Streckgrenze auszeichnet, so sollte es nicht über die y'-Solvus-Temperatur hinaus erhitzt werden. Anders
dagegen, wenn man in dem Werkstück ein gutes Fließverhalten und eine hohe Zeitstanc festigkeit enielen
will. Dann ist es notwendig, den Gegenstand über cie
y'-Solvus-Temperatur hinaus zu erhitzen.
Es hat sich in der Praxis herausgestellt, daß bei der Erfindung die hohen Verdichtungsgrade im Autoklav
dann erreicht werden, wenn das Druckmittel einen Druck in der Größe von 70 bis zu 3500 at ausübt. Dabei
ist es möglich, einen Verdichtungsgrad von mindestens 95% und darüber zu erzielen. Trotz allem
läßt dabei die Erfindung die Möglichkeit offen, die
Verdichtung in zwei Schritten zu vollziehen. Das Werkstück wird dann zuerst auf eine mittlere Dichte
verdichtet und kann dabei irgendwelchen anderen Verfahrensschritten unterzogen werden. Beim endgültigen
Verdichten ist es dann z. B. möglich, auf den sonst das Pulver enthaltenden Behälter zu verzichten.
In der nun folgenden Tabelle 1 sind Nickelsuperlegierungen
aufgeführt, die den Ausführungsbeispielen der Erfindung zugrundeliegen.
Tabelle 1
Zusammensetzung (%)
Zusammensetzung (%)
Element | Astroloy | Waspaloy | IN-IOO |
Kohlenstoff | 0,07 | 0,07 | 0,18 |
Chrom | 15,0 | 19,75 | 10,0 |
Kobalt | 18,5 | 13,5 | 15,0 |
Molybdän | 5,25 | 4,45 | 3,0 |
Titan | 3,5 | 3,0 | 4,7 |
Aluminium | 4,25 | 1,4 | 5,5 |
Bor | 0,03 | 0,005 | 0,014 |
Zirkonium | 0,05 | 0,04 | 0,06 |
Vanadium | 1,0 | ||
Nickel | Rest | Rest | Rest |
Das Pulver war in zylindrischen Behältern eingefüllt, die luftleer und gegenüber der Atmosphäre verschlossen
waren. Danach wurden die Behälter bei ver-
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schiedenen Verdichtungstemperaturen und Verdichtungsdrucken erhitzt. Nach dem Verdichten wurden
die verschiedenen Exemplare folgenden Wärmebehandlungen unterzogen. Die Waspaloy-Probe wurde
4 Stunden lang auf einer Temperatur von ICOD0C gehalten
und hinterher abgekühlt. Daraufhin erhitzte man sie wieder und hielt sie 24 Stunden lang bei einer
Temperatur von 8500C. Man kühlte sie wieder ab. Zuletzt erhitzte man sie auf eine Temperatur von
7500C und ließ diese Temperatur 16 Stunden lang auf
die Probe einwirken. Danach wurde sie wiederum abgekühlt.
Die Astroloy-Probe hielt man hintereinander auf
folgenden Temperaturstufen:
4 Stunden lang bei 1120° bis 1140°C,
8 Stunden lang bei 8500C,
4 Stunden lang bei 1000°C,
24 Stunden lang bei 650° und zuletzt
8 Stunden lang bei 75O0C.
8 Stunden lang bei 8500C,
4 Stunden lang bei 1000°C,
24 Stunden lang bei 650° und zuletzt
8 Stunden lang bei 75O0C.
Zwischen jedem Erhitzen und nach Schluß der Wärmebehandlung wurde die Probe jedesmal abgekühlt.
Die IN-100-Probe wurde keiner derartigen Behandlung
unterzogen.
Die Korngröße des Pulvers war eingangs sehr fein und in der Größenordnung von ungefähr 3 μΐη.
Der Waspaloy-Werkstoff hatte bei hohen Temperaturen an sich schon eine geringere Festigkeit als das
IN-100-Material. Spezifisch ist zu jeder der Legierungen
die 0,2-Grenze. Bei einer Temperatur von 1000C liegt sie für Waspaloy bei 1400 kp/cm2 und für IN-100
bei 3800 kp/cm«. Werden die Werkstoffe, die in der oben beschriebenen Pulverform vorliegen, auf
eine Temperatur von 11000C erhitzt und benützt man
zum Verdichten einen Autoklav, in dessen Innerem ein Druck von 1050 kp/cm2 herrscht, so wird das
IN-100-Pulver nahezu vollständig verdichtet (99 % der
theoretischen Dichte). Dagegen ist das verdichtete Waspaloy-Pulver in einem gewissen erwünschten Maß
porös und weist ungefähr eine Dichte von weniger als 97% auf. Verdichtet man die beiden Werkstoffe bei
einer Temperatur von 11500C, so erreicht man genau das gleiche Resultat. Betrachtet man die auffällig
höheren Werte für die Festigkeit und den Verformungswiderstand
von IN-100, so mußte es überraschen, daß der Werkstoff mit der höheren Festigkeit unter
gleichen Bedingungen eine nahezu ebenso große Dichte erreicht wie der weniger Festigkeit aufweisende
Waspaloy-Werkstoff. Es wurde ermittelt, daß der Grund für dieses unerwartete Verhalten darin lag, daß
Waspaloy auf eine Temperatur erhitzt wurde, die über der /-Solvus-Temperatur für diese spezielle Legierung
lag. Dagegen wurde IN-100 nicht über seine /-Solvus-Temperatur hinaus erhitzt. Die /-Solvus-Temperatur
für Waspaloy liegt bei ungefähr 1000° C und für IN-100 bei ungefähr 1230°C.
Obwohl dieses Phänomen nicht restlos geklärt ist, wird angenommen, daß die nicht in Lösung gegangenen /-Teilchen das Kornwachsen verhindern oder zumindest verzögern. Es bleibt folglich so lange das feinkörnige Gefüge erhalten, wie man nicht über die Temperatur hinaus erhitzt, bei der die /-Teilchen in
Obwohl dieses Phänomen nicht restlos geklärt ist, wird angenommen, daß die nicht in Lösung gegangenen /-Teilchen das Kornwachsen verhindern oder zumindest verzögern. Es bleibt folglich so lange das feinkörnige Gefüge erhalten, wie man nicht über die Temperatur hinaus erhitzt, bei der die /-Teilchen in
ίο Lösung gehen. Bewahrt man dieses feine Korn, so
zeigt der Werkstoff eine bisher unerreichbare und unerwartete Verformbarkeit. Das ist der Grund, warum
der Korndurchmesser nicht größer als 20μπι, vorzugsweise
sogar nicht größer als ΙΟμηι sein sollte.
Man fand heraus, daß das Phänomen ebenso vorteilhaft während der nachfolgenden Warmbearbeitung
verwandt werden kann. Legierungen, die auf Grund früherer Verfahren hergestellt wurden, konnten
auf herkömmliche Weise nicht geschmiedet werden.
Die gleichen Legierungen aber kann man, vorausgesetzt man wendet das erfindungsgemäße Verfahren
an, auf herkömmliche und normale Art schmieden. Aus der Tabelle 2 sind mechanische Eigenschaften
eines verdichteten IN-100-Werkstoffs aufgeführt, wobei
das isostatische Verdichten jeweils bei den in der Tabelle angeführten Temperaturen geschah. Die
/-Solvus-Temperatur für IN-100 hegt bei etwa 1230° C. Man kann aus den in Tabelle 2 aufgeführten Ergebnissen
eines Hochtemperatur-Tests ersehen, daß bei einer Steigerung der Verdichtungstemperatur bis nahezu
an die / -Solvus-Temperatur der Verformungswiderstand der Legierung steigt. Gleichzeitig nimmt
die Duktilität ab; sie findet ihren Ausdruck in dem Dehnungsverhältnis und in der Querschnittsverminderung,
beide ausgedrückt in Prozent. Verdichtete man den Werkstoff bei einer Verdichtungstemperatur von
HOO0C und prüfte man bei 10700C, so könnte man
eine erstaunlich gute Duktilität feststellen. Das Werkstück war um 518 % gedehnt und im Querschnitt um
98 % vermindert worden. Es ist allgemein bekannt, daß ein niedriger Verformungswiderstand und eine hohe
Duktilität für das Warmbearbeiten einer Legierung eine notwendige Voraussetzung darstellen. Um speziell
diesen Punkt darzustellen, wurde bei einer Temperatur von 11500C ein verdichteter IN-100-Werkstoff
warm geschmiedet und so der Querschnitt um 80% vermindert. Der gleiche IN-100-Werkstoff konnte
unter identischen Schmiede-Bedingungen nicht verarbeitet werden, wenn er mit herkömmlichen Gießmethoden
hergestellt und deshalb in seinem Gefüge sehr grobkörnig war. Die Werte dieses herkömmlich
verarbeiteten Materials sind ebenfalls in der Tabelle 2 aufgeführt.
Tabelle 2
IN-100
IN-100
Verdichtungstemperatur | Korn- durchmesser |
Prüf temperatur | Streckgrenze | Zugfestigkeit | Dehnung | Querschnitts- veiminderung |
(0Q | (μηι) | (0Q | (kp/cm«) | (kp/cma) | (%) | (%) |
1100 | 6 | 1070 | 703 | 518 | 98 | |
1150 | 10 | 1070 | — | 844 | 352 | 99 |
1200 | 12 | 1070 | — | 1340 | 26 | 26 |
1100 | 6 | 1010 | 492 | 1620 | 48 | 33 |
1150 | 10 | 1010 | 1120 | 2110 | 34 | 19 |
1200 | 12 | 1010 | 1340 | 2530 | 16 | 15 |
Temp, bei üblichen | ||||||
Gießverfahren ... | 200 | loio | 3230 | 5270 | 6 | 8 |
22 OO 670
Es wurde schon erwähnt, daß Superlegierungen je nach Verwendung entweder eine sehr hohe Streckgrenze
oder ein gutes Kriechverhalten und eine hohe Zeitstandfestigkeit besitzen sollen. Diese Eigenschaften
sind gewöhnlich abhängig von dem Ausmaß der Verformung und von den Temperaturen, die während der
verschiedenen Bearbeitungsstufen herrschen, sowie von der nachfolgenden Wärmebehandlung. Wünscht
man nun einen Gegenstand mit hoher Streckgrenze, so ist feines Korn notwendig. Grobes Korn ist dagegen
von Vorteil, wenn man großen Wert auf ein gutes Kriechverhalten und auf eine hohe Zeitstandfestigkeit
legt.
In der Figur der Zeichnung ist dargestellt, wie bei IN-100 und Astroloy der Korndurchmesser abhängig
ist von der Temperatur und speziell von der y'-Solvus-Temperatur.
Wie aus der Zeichnung und den Tabellen 3 und 4 zu entnehmen ist, nimmt die Korngröße rapide
zu, sobald über die y'-Solvus-Temperatur hinaus erhitzt wird. Will man folglich einen Gegenstand, der
sich durch eine hohe Streckgrenze sowie auf Grund des erfindungsgemäßen Verfahrens durch ein feines
ίο Korn auszeichnet, ein gutes Kriechverhalten und eine hohe Zeitstandfestigkeit geben, so erhitzt man den
Gegenstand bei der letzten Warmbehandlung über die y'-Solvus-Temperatur hinaus.
Tabelle 3
ASTROLOY (bei Raumtemperatur)
ASTROLOY (bei Raumtemperatur)
Verdichtungs temperatur (0C) |
Korndurchmesser (μηι) |
Streckgrenze (kp/cm2) |
Zugfestigkeit (kp/cm2) |
Dehnung (%) |
Querschnitts verminderung (%) |
1100 1150 1230 |
8,5 16 120 |
11700 10 580 9 440 |
15 700 13 540 13 470 |
19 10 20 |
21 12 20 |
Wie aus der Tabelle 3 ersichtlich ist, wurde bei dem Überschritt man diese Temperatur, wie es gemäß 2.
verdichteten Astroloy-Werkstück die höchste Streck- und 3. Zeile geschah, wonach man auf 1150 und
grenze dann erreicht, wenn man nicht über die y'-Sol- 30 1230°C erhitzte, so verminderte das sehr grobe Korn
vus-Temperatur von ungefähr 112O0C hinaus erhitzte. die Streckgrenze.
IN-100
(bei 650°)
Verdichtungs temperatur (0Q |
Korndurchmesser (μηι) |
Streckgrenze (kp/cm2) |
Zugfestigkeit (kp/cm2) |
Dehnung (%) |
Querschnitts verminderung (%) |
1100 1150 1200 |
6 10 12 |
9840 9140 8860 |
10 920 11270 11480 |
2 7 8 |
9 14 13 |
Aus der Tabelle 4 ist deutlich zu ersehen, wie bei IN-100-Werkstücken die Streckgrenze um so stärker
abnimmt, je näher die Verdichtungstemperatur an der y'-Solvus-Temperatur von ungefähr 1250°C liegt.
Tabelle 5 zeigt, daß bei über die y'-Solvus-Temperatur von 1120° C hinaus erhitzten Astroloy-Werkstücken
die Zeitstandfestigkeit enorm steigt, besonders wenn man auf eine Temperatur von 12300C erhitzt.
Tabelle 5
ASTROLOY
ASTROLOY
50 Verdichtungs temperatur (0C) |
Korn durchmesser (μηι) |
Zeitstandfestigkeit bei 7550C und 5980 at (h) |
55 1100 1150 1230 |
8,5 16 120 |
6 13 49 |
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
509507/216
Claims (4)
1. Pulvermetallurgisches Heißpreß-Verfahren zur flüssigen Metalltröpfchen nach dem Erstarren das
Herstellung von Werkstücken aus durch Zer- Pulver bilden. Je schneller diese Tröpfchen erstarren,
stäuben hergestelltem Superlegierungspulver, da- 5 desto feiner wird das Korn der Pulverteilchen sein,
durch gekennzeichnet, daß eine Charge Da folglich kleinere Pulverteilchen schneller erstarren
aus Superlegierungspulver, welches einen darin als größere, ist die Korngröße des Gefüges der Pulverfein
zerteilten Anteil von Teilchen einer inter- teilchen eine Funktion ihrer Größe.
metallischen Phase (γ') enthält und eine mittlere Aus F. Eisenkolb, »Fortschritte der Pulver-Korngröße
von maximal 20 μπι besitzt, auf eine io metallurgies Bd. II, 1963, S. 264, ist bekannt, daß
ausgewählte Verdichtungstemperatur erhitzt wird, Pulver von Ni—Cr—Co- und Ni—Cr—Co—Mo-Legiedie
maximal 21O0C unterhalb der unteren Tempe- rangen durch Zerstäuben von Schmelzen gewonnen werratur
(y'-Solvus-Temperatur der Svperlegierung) den können und daß die gesinterten Legierungen mit
liegt, bei welcher die y'-Phase nach maximal ein- Ausnahme der Ermüdungsfestigkeit, Bildsamkeit und
minütigem Erhitzen im wesentlichen in der Matrix 15 Schlagfestigkeit den erschmolzenen oder geschmiededer
Legierung in Lösung gegangen ist und bei ten Legierungen ähnlicher Zusammensetzung in einer
mindestens dieser Verdichtungstemperatur in an Reihe von Eigenschaften gleichwertig sind. Ferner ist
sich bekannter Weise isostatisch auf wenigstens der genannten Veröffentlichung zu entnehmen, daß die
95 % der theoretischen Dichte verdichtet wird. Verwendung gesinterter Legierungen der angegebenen
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn- ao Art fertigungstechnische Vorteile bei der Herstellung
zeichnet, daß der Preßkörper nach dem Verdichten kleiner Gasturbinenschaufeln bietet.
bei einer Temperatur warm bearbeitet wird, die Aus Kieffer-Hotop, »Pulvermetallurgie und
unter der /-Solvus-Temperatur liegt. Sinterwerkstoffe«, 2. Auflage, 1948, S. 24, ist außerdem
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch bekannt, daß das Granulieren und Zerstäuben der
gekennzeichnet, daß der Preßkörper zur Erhöhung 25 Legierungen zu Pulvern mit einer Teilchengröße von
der Streckgrenze nach dem Verdichten auf eine 100 bis 500 μηι führt.
Temperatur erhitzt wird, die unter der y'-Solvus- Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein VerTemperatur
liegt. fahren der eingangs genannten Gattung zu schaffen,
4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch welches die Herstellung von Werkstücken mit gleichgekennzeichnet, daß der Preßkörper zur Erhöhung 3° mäßig feinem Kornaufbau gestattet und damit zu Erder
Zeitstandfestigkeit nach dem Verdichten auf Zeugnissen führt, denen durch entsprechende Wärmeeine
höhere Temperatur als die y'-Solvus-Tempe- behandlungen entweder eine hohe Elastizitätsgrenze
ratur erhitzt wird. oder ein gutes Fließvermögen und eine große Zeit-
Standfestigkeit erteilbar ist.
Die Erfindung bezieht sich auf ein pulvermetallur- 35 Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch ge-
gisches Heißpreß-Verfahren zur Herstellung von Werk- löst, daß eine Charge aus Superlegierungspulver, wel-
stücken aus Superlegierungen. ches einen darin fein zerteilten Anteil von Teilchen
Es ist ein Verfahren der vorstehend angegebenen einer intermetallischen Phase (γ') enthält und eine
Art bekannt, bei dem Pulver aus Superlegierungen mit mittlere Korngröße von maximal 20 μηι besitzt, auf
einer Teilchengröße zwischen 0,149 mm bis weniger als 4° eine ausgewählte Verdichtungstemperatur erhitzt wird,
0,052 mm bei Temperaturen zwischen etwa 1274und die maximal 2100C unterhalb der unteren Temperatur
13040C im Vakuum gesintert und auf hydrostatische (/-Solvus-Temperatur der Superlegierung) liegt, bei
Weise gepreßt wird, wobei die Sintertemperatur nach welcher die y'-Phase nach maximal einminütigem Eroben
durch die Ausbildung einer flüssigen Phase be- hitzen vollständig in der Matrix in Lösung gegangen
grenzt ist. 45 ist, und bei mindestens dieser Verdichtungstemperatur
Das bekannte Verfahren ist insoweit nachteilig, als in an sich bekannter Weise isostatisch auf wenigstens
die verwendeten hohen Sintertemperaturen zu einem 95 % der theoretischen Dichte verdichtet wird.
Kornwachstum oder einer Kornvergrößerung führen, Die Erfindung hat gegenüber dem Stand der Technik
so daß mit dem bekannten Verfahren keine fein- wesentliche Vorteile. Sie beruht in erster Linie auf dem
körnigen Werkstücke herstellbar sind. 5° Leitgedanken, daß durch das isostatische Verdichten
Aus der DT-OS 1 758 141 ist bereits ein isostatisches der Pulvercharge in einem bestimmten, für jede bepulvermetallurgisches
Verfahren bekannt, bei welchem treffende Legierung definierbaren Temperaturbereich
eine wahllose und vollständige Dispersion der Carbide ein in seiner Feinkörnigkeit äußerst gleichmäßiges Erin
aus hochlegierten Werkzeugstählen bestehenden Zeugnis herstellbar ist, welchem durch geeignete
Werkstücken dadurch erzielt wird, daß die Werkzeug- 55 Führung einer späteren Wärmebehandlung unterstahlcharge
auf eine unterhalb der Agglomerierungs- schiedliche Eigenschaften erteilbar sind. Im Gegentemperatur
der Carbide liegende Temperatur erhitzt satz zu den in bekannten Verfahren verwendeten Verwird,
welche oberhalb der 0,7fachen Schmelztempera- dichtungs- bzw. Sintertemperaturen richtet sich der
tür der Metallpulvercharge liegt oder derselben ent- erfindungsgemäß einzuhaltende Temperaturbereich, in
spricht,worauf die Pulvercharge bei einer Temperatur 60 welchem die Pulvercharge erhitzt werden soll, nicht
verdichtet wird, die die erstgenannte Temperatur nicht nach der Schmelztemperatur der Charge bzw. nach
unterschreiten darf. dem Auftreten der ersten flüssigen Phase, sondern
Auch dieses bekannte Verfahren gestattet keine Her- nach der in der Erfindung ganz neu als kritische Tempe-
stellung von feinkörnigen Werkstücken, da die Ver- ratur erkannten, oben definierten y'-Solvus-Tempera-
dichtungstemperatur, die die Aufgabe besitzt, die Auf- 65 tür. Mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens sind
lösung bzw. Vereinigung der eingelagerten Carbide zu Erzeugnisse herstellbar, die hinsichtlich Feinkörnigkeit
verhindern, so hoch ist, daß das unerwünschte Korn- und Gleichmäßigkeit ihres Gefüges allen mit Hilfe der
wachstum der Legierung auftritt. bekannten Verfahren hergestellten Erzeugnissen über-
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Families Citing this family (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SE366673C (sv) * | 1972-06-12 | 1984-04-09 | Asea Ab | Forfarande for framstellning av snabbstal med utgangspunkt fran metallpulver |
US3940268A (en) * | 1973-04-12 | 1976-02-24 | Crucible Inc. | Method for producing rotor discs |
US3973952A (en) * | 1973-06-11 | 1976-08-10 | The International Nickel Company, Inc. | Heat resistant alloy casting |
US3966422A (en) * | 1974-05-17 | 1976-06-29 | Cabot Corporation | Powder metallurgically produced alloy sheet |
US4063939A (en) * | 1975-06-27 | 1977-12-20 | Special Metals Corporation | Composite turbine wheel and process for making same |
CH599348A5 (de) * | 1975-10-20 | 1978-05-31 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
US4104061A (en) * | 1976-10-21 | 1978-08-01 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | Powder metallurgy |
US4081295A (en) * | 1977-06-02 | 1978-03-28 | United Technologies Corporation | Fabricating process for high strength, low ductility nickel base alloys |
DE3162167D1 (en) * | 1980-08-07 | 1984-03-15 | Bbc Brown Boveri & Cie | Method of manufacturing a copper-based memory alloy |
JPS58501041A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-06-30 | ベ− ベ− ツエ− アクチエンゲゼルシヤフト ブラウン,ボヴエリ ウント コンパニイ | 金属材料から熱間成形によつて半製品または製品を製造する方法 |
EP0074679B1 (de) * | 1981-09-03 | 1985-03-20 | BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. | Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes aus einer warmfesten Legierung |
DE3582066D1 (de) * | 1984-10-26 | 1991-04-11 | Agency Ind Science Techn | Verfahren zur herstellung von superwaermestabilem legierungsmaterial. |
US5009704A (en) * | 1989-06-28 | 1991-04-23 | Allied-Signal Inc. | Processing nickel-base superalloy powders for improved thermomechanical working |
US5451244A (en) * | 1994-04-06 | 1995-09-19 | Special Metals Corporation | High strain rate deformation of nickel-base superalloy compact |
-
1971
- 1971-04-30 US US139126A patent/US3698962A/en not_active Expired - Lifetime
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