DE2435347C3 - Verfahren zur Erhöhung der Härte, Zeltstandfestigkeit und Temperaturwechselbeständigkeit von gerichtet erstarrten metallischen Verbundwerkstoffen und daraus hergestellten Gußstücken - Google Patents

Description

zwischen 10 und 20% Chrom,
zwischen 0 und 30% Kobalt,

zwischen 0 und 6 % Aluminium,

zwischen 0 und 18% Tantal,

zwischen 0 und 9% Niob,

zwischen 0,4 und 0,9 % Kohlenstoff,

sowie gegebenenfalls zusätzlich zwischen 0 und 10% Wolfram und/oder zwischen 0 und 5% Molybdän und/oder zwischen 0 und 5% Rhenium, Rest Nickel.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6 für einen Verbundwerkstoff mit der im Anspruch 6 genannten Zusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück zum partiellen Lösen der die Whisker bildenden Karbide 1 oder 2 Stunden einer Temperatur von 1300⁰C ausgesetzt wird.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6 für einen Verbundwerkstoff mit der im Anspruch 6 genannten Zusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, daß 4 bis 24 Stunden bei einer zwischen 700 und HOO⁰C liegenden Temperatur ausscheidungsgeglüht wird.

Verfahren zur Erhöhung der Härte, Zeitstandfestigkeit und Temperaturwechselbeständigkeit von gerichtet erstarrten metallischen Verbundwerkstoffen und daraus hergestellten Gußstücken.

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erhöhung der Härte, Zeitstandfestigkeit und Temperaturwechselbeständigkeit gerichtet erstarrter metallischer Verbundwerkstoffe und daraus hergestellter Gußstücke, wobei die Verbundwerkstoffe aus einer Matrix aus einer hochwarmfesten Legierung auf Kobalt-, Nickel- oder Eisenbasis und aus einer Verstärkungsphase aus parallelen einkristallinen Whiskern aus einem oder mehreren Monokarbiden von Übergangsmetallen oder deren gegenseitiger fester Lösung bestehen, durch eine Wärmebehandlung zur Erzeugung von Ausscheidungen.

Es sind solche Verbundwerkstoffe bekannt (DT-OS 20 18 770), deren komplexe Matrix auf der Basis von Kobalt, Eisen oder Nickel mit Chrom angereichert ist und deren Verstärkungsphase aus monokristallinen Fasern (Whiskern) von Monokarbiden der Übergangsmetalle, als da sind TaC, NbC, TiC, ZrC oder HfC, gebildet ist, wobei sowohl ein einziges Monokarbid als auch zwei oder drei dieser Karbide in gegenseitiger fester Lösung vorliegen können.

Diese Verbundwerkstoffe haben bemerkenswerte Eigenschaften, insbesondere eine große mechanische Festigkeit hinsichtlich Zug und Stoß bei geringer oder keiner Sprödigkeit, eine ausgezeichnete Oxydationsund Korrosionsbeständigkeit bei erhöhten Temperaturen und eine Kriech- und Temperaturwechselfestigkeit, die höher als jene der besten, bisher bekannten Superlegierungen liegen.

In der DT-OS 20 18 770 ist vorgeschlagen worden, die Härte der Matrix dadurch zu vergrößern, daß zusätzlich Al und/oder Ti zugegeben wird, das zunächst in feste Lösung und danach durch eine thermische Behandlung des Werkstoffs zu einer erhöhten

°5 Ausscheidungshärte in der festen Lösung führt. Diese Maßnahme ist aber nur für eine Matrix auf Nickelbasis anwendbar, wobei die Gegenwart bestimmter Anteile von Aluminium oder von Aluminium und

3 4

zur Bildung einer kohärenten Phase γ', Ni₃Al Ausscheidungshärte dann im praktischen Einsatz

λι Ni iAl Ti) führt, die sich ausscheidet. In einer erreicht wird.

T⁵Lt auf'Kobalt- oder Eisenbasis sind die Aus- Als praktikabel für alle Werkstoff-Zusammensetzun-

fc Muneen bei den bei Einsatz des Werkstoffs vor- gen hat sich ein Verfahren erwiesen, bei dem das

henen Temperaturen nicht beständig. 5 Werkstück zum partiellen Lösen der die Whisker

rZ Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein bildenden Karbide in der Matrix einer Temperatur

ir rfahren zur Erhöhung der Härte, Zeitstandfestigkeit zwischen 1100 und 1300⁰C und zum Ausscheidungs-

d Temperaturwechselbeständigkeit vorgenannter glühen einer Temperatur zwischen 600 und που C

^ hl d h Z id

chselbestg gt gühen

werkstoffe vorzuschlagen, das ohne Zusatz ausgesetzt wird.

ΐ™ Elemente, wie Al oder Ti, auskommt. io Die Erfindung bietet sich auch für hochwarmfeste

Anwehend von einem Verfahren des eingangs Legierungen an, deren Matrix außer den eingangs

^Werten Aufbaus wird diese Aufgabe dadurch genannten Bestandteilen ein weiteres Element, wie

⁸⁶StAiB das Werkstück auf eine Temperatur, bei Wolfram, Molybdän oder Rhenium, in fester Losung

Ψ riU oder die Whisker bildenden Karbide eine enthält, das die Härte der Matrix erhöht.

L-X Γ öslichkeit in der Matrix aufweisen, erhitzt, 15 Das Verfahren ist anwendbar sowohl fur solctie

¹SShIt und anschließend zur Bildung feiner, aus Verbundwerkstoffe, deren gerichtete Erstarrung mit

finden gleichen Aufbaus, wie die die Whisker einer relativ langsamen Wanderungsgeschwindigkert

Aden- Karbide bestehender Ausscheidungen in der Erstarrungsfront erreicht wird, als auch fur solche

Ϊ Matrix bei einer Temperatur, die unterhalb der die bei einer erhöhten Wanderungsgechwindigkeit

iSnneatur der partiellen Löslichkeit der Karbide *° der Erstarrungsfront gerichtet erstarren.

SrSscheidungsgeglühtwird. Nachstehend ist die Erfindung anhand e.n.ger

^b Se Erfindung basiert auf der Beobachtung, daß, Figuren und Ausführmgsbeispiele «Jautert.

Sh die eingangs erwähnten Legierungen bei F i g. 1 stellt den pseudob.naren Schnitt des Dia-

Tem_Peraturen eine große Stabilität aufweisen, gramms (Co, 0,9 % Ta)-TaC dar. Das Djapamm

S mü: Hinblick auf die in der Matrix einge- *5 zeigt, daß die bis 1100⁰C unbedeutende Löslichkeit

^, nichtsdestoweniger bei Terr- (kleiner 0,1 %) des Karbides TaC einen Wert von 1,2

^^{1 b}^Ä

pseudobinären Schnitt des

£Ä K&SSSttZ 5 so SST₁ j ÄÄ Seien? S V Gmppe des Periodensystems in der Matrix aus Löslichkeit von TaC 1,9% be. 1300 C. Kobalt, Nickel oder Eisen partiell in Lösung gehen.

Es ist überraschenderweise festgestellt worden, daß B e i s ο i e 1 1

diese schwache Löslichkeit der Faserkarbide in der

euration und ihre Eigenschaften unbeeinflußt läßt,

daß auch die Matrix nicht geändert wird und daß ein Cr /»

erneutes Ausscheidungsglühen zu einer stabilen, sehr Ni /»

feinen Ausscheidung von Karbid-Teilchen in der 40 Ta "> /·

Matrix führt, die eine härtende Wirkung auf die C · · ^ /»

Matrix haben. . .

Dieses Phänomen gilt allgemein und erlaubt eine gerichtetes Erstarren erhalten, wobei die

wesentliche Verbesserung der metallischen, temperatur- wird durch gerichtetes trsuirren S Verbundwerkstoffe, deren Matrix auf Kobalt-, 45 E^nunghont. mU einer^mj^ ^ Eisen- oder Nickelbasis mit Verstarkungsfasern, die } «n/Stunde bei «n«n le P ^ _fortschreitet. durch gerichtetes Erstarren erhalten werden, aufge- ^'«X^äH^ auf einer Temperatur

d g ^X^äH^

baut ist. . , . _ ·> _imo /ι t:·.- -y ctunden eehalten und unmittelbar

ÄÄÄSfiÄparagTäSää- ^ist

Temperatur der Ausscheidungsgluhung gebracht und ^^ß. ""^c _on^^a^"^a'^°^D _{wird und in} der Matrix Ein-Lgewartet wird, bis sich das oder die gelosten Karb.de ^^^Α^ Diamantspitze mit

^aUKr^de kann statt bei einer ^^^J^ ^ΓΪ^

KrAusscheidung_Sg»ühen kan ^^^^J^. ^ΓμΪ^

definierten Temperatur auch m der Weise erfolgen ^X^f _d ^_{5 dem} Mittel von zehn Messungen

daß das Werkstück nacheinander be. einer ers-sn und ?^e'™*¹"^Χ'^d'f *^U _wurde zu 367 kg/mm» gefunden,

dner zweiten höheren Temperatur aussche.dungs- bes«^ Ud₁W rde zu JJ ^ ^ _{an d}

Beispiel 2

Es wird vom gleichen Werkstoff wie im Beispiel 1 ausgegangen, der in gleicher Weise bis zum partiellen Lösen erhitzt und wassergehärtet wird. Anschließend wird der Werkstoff bei einer Temperatur von 700⁰C, die für 24 Stunden gehalten wird, ausscheidungsgeglüht. Das Abkühlen auf die übliche Temperatur findet an der Luft statt. Die Messung der Mikrohärte der Matrix ergibt einen Wert von 44,6 kg/mm².

Beispiel 3

Man verfährt zunächst wie im Beispiel 2, doch wird der Verbundwerkstoff nach dem Abschrecken in Wasser einer Glühtemperatur von 800⁰C für 2 Stunden ausgesetzt. Der Wert der Mikrohärte der Matrix wurde dann zu 406 kg/mm² bestimmt.

Beispiel 4

Man verfährt wie in den Beispielen 2 und 3, aber bei einer Ausscheidungsglühtemperatur von 900⁰C. Der Wert der Mikrohärte der Matrix ist dann 411 kg/ mm². Das Werkstück wird anschließend für 100 Stunden auf einer Temperatur von 1070⁰C gehalten. Die Härte der Matrix war immer noch 406 kg/mm², womit gezeigt ist, daß die längere Verweilzeit bei einer stark erhöhten Temperatur die durch das Ausscheidungsglühen erhaltene Härte nicht mehr ändert.

Beispiel 5

Man verfährt wie in den vorangehenden Beispielen 2 bis 4, jedoch bei einer Ausscheidungsglühtemperatur von 1000⁰C. Die Mikrohärte der Matrix hat dann einen Wert von 415,2 kg/mm².

Beispiel 6

Hierbei wird von dem gleichen Verbundstoff wie in ίο den vorangehenden Beispielen ausgegangen. Die erste Behandlungsphase ist identisch der von Beispiel 1: man setzt den Werkstoff für 2 Stunden einer Lösetemperatur von 1300⁰C aus. Aber anstatt in Wasser abzuschrecken, wird der Werkstoff direkt auf 700° C abgekühlt und auf dieser Temperatur für 24 Stunden gehalten. Anschließend wird der Werkstoff an Luft abgekühlt. Der Wert der Mikrohärte der Matrix beträgt dann 403,2 kg/mm².

_ao B e i s ρ i e 1 7

Der Verbundwerkstoff gemäß Beispiel 1 wird für 2 Stunden einer Lösetemperatur von 1300° C ausgesetzt. Danach folgt eine Wasserhärtung. Zum Ausscheidungsglühen wird der Werkstoff für 24 Stunden

as auf einer Temperatur von 800⁰C, anschließend für 24 Stunden auf einer Temperatur von 1000⁰C gehalten.

Die nachfolgende Tafel gibt die obigen Beispiele

wieder und enthält weitere Beispiele, bei denen die Behandlungsdauer bis zum partiellen Lösen für denselben Werkstoff nicht 2 Stunden wie in den vorangehenden Beispielen, sondern nur 1 Stunde beträgt.

Thermische Behandlung	unbehandelt	+ 700° C/24 h/Luft	Mikrohärte der
	1300° C/2 h/Wasser	+ 800° C/24 h/Luft	Matrix (Mittel aus
	1300° C/2 h/Wasser	+ 900° C/24 h/Luft	10 Messungen)
	1300°C, 2 h/Wasser	+1000° C/24 h/Luft	in kg/mm*
(1)	1300° C/2 h/Wasser	+ 700° C/24 h/Luft	356
(2)	1300°C/2 h/Wasser	+ 800° C/24 h/Luft	367
(3)	1300°C/2 h/Wasser	+ 900° C/24 h/Luft	411,6
(4)	1300° C/2 h/Wasser	+ 700° C/24 h/Luft	406
(5)	1300°C/2 h/Wasser	+1000° C/24 h/Luft	411
(6)	1300° C/2 h	+1000° C/16 h/Luft	415,2
(T)	1300° C/l h/Wasser	+1000° C/8 h/Luft	+1000° C/24 h/Luft 448
(8)	1300° C/l h/Wasser	+1000°C/4 h/Luft	+1000° C/24 h/Luft 420
(9)	1300° C/l h/Wasser	-1070° C/100 h/Luft 406
(10)	1300° C/l h/Wasser	403,2
(11)		410
(12)		411
(13)		417
(14)		420

Beispiel 8 ^{wird durch} 8^ericntetes Erstarren mit einer Wande

rungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfornt von

Ein hochwarmfester Verbundwerkstoff auf Kobalt- 1.18 cm/Stunde bei einem Temperaturgradienten von basis mit Verstärkungsfasern aus Tantal-Karbid mit 60 150°C/cm erzeugt

folgenden Gewichtsteüen: Die Matrix eines solchen Werkstoffs, der durch

Anwesenheit von Wolfram in fester Lösung härter ist, Cr 20 % -weist eine Mikrohärte von 394,8 kg/mm* auf. Ni 10% Dieser Verbundwerkstoff wird für 2 Stunden auf Ta 13,2% 65 einer Lösetemperatur von 1300⁰C gehalten und dann W 5% abgeschreckt durch Wasserhärtung. Die Mikrohärte C 0,78% der Matrix ist auf einen Wert von 451,3 kg/mm* Co Rest gestiegen.

Der Werkstoff wird dann 24 Stunden lang bei einer Temperatur von 900⁰C ausscheidungsgeglüht. Das abschließende Abkühlen findet an der Luft statt. Die Mikrohärte der Matrix ergibt sich zu 477,7 kg/ mm².

Die Stabilität der erhaltenen Ausscheidungen ist von der gleichen Größenordnung wie bei dem Werkstoff des vorgenannten Beispiels. Ihre Wirksamkeit ist bei allen Anwendungstemperaturen wahrzunehmen.

Beispiel 9

Ausgehend von einem Verbundwerkstoff wie im Beispiel 8, der jedoch durch gerichtetes Erstarren bei einer Wanderungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfront von 1,6 cm/Stunde erzeugt worden ist, wird dieser Werkstoff für 2 Stunden einer Temperatur von 1300° C ausgesetzt und dann wassergehärtet, schließlich wieder für 24 Stunden auf 1000° C erwärmt und an der Luft abgekühlt.

Beispiel 10

Ein hochwarmfester Verbundwerkstoff mit folgenden Gewichtsteilen:

Cr 20%

Ni 10%

Ta 9,7%

Hf 2,5%

C 0,8%

Co Rest

wird durch gerichtetes Erstarren bei einer Wanderungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfront von 1,15 cm/ Stunde und einem Temperaturgradienten an der Grenzfläche fest-flüssig von 150°C/cm erzeugt. Bei diesem Werkstoff werden die Verstärkungsfasern durch eine gegenseitige, feste Lösung der Monokarbide TaC und HfC gebildet.

Der Werkstoff wird zum partiellen Lösen der Karbide der Fasern in der Matrix auf eine Temperatur vc.i 1300°C während 2 Stunden gehalten. Man härtet dann im Wasser und hält den Werkstoff schließlich auf einer Temperatur von 1000° C während 24 Stundp3. Danach wird er an Luft abgekühlt.

Beispiel 11

Man geht von einem Werkstoff mit folgender Gewichtszusammensetzung aus:

Cr 18%

Ni 10%

Al 0,2%

Ta 7,4%

Nb 3,55%

C 0,85%

Co Rest

und läßt ihn mit einer Erstarningsfront bei einer Wanderungsgeschwindigkeit von 1,18 cm/Stunde und einem Temperaturgradienten von 150°C/cm an der fest-flüssig-Grenzfläche gerichtet erstarren. Die Mikrohärte der Matrix beträgt 442,4 kg/mm*.

Der Werkstoff auf 1300⁰C für 2 Stunden gehalten, anschließend wassergehärtet und abschließend einem Ausscheidungsglühen bei einer Temperatur von 1000° C wahrend 24 Stunden unterworfen. Das Abkühlen findet an der Luft statt Die Mikrohärte der Matrix beträgt dann 471 kg/mm*.

Beispiel 12

Man geht von einem Werkstoff mit folgenden Gewichtsteilen aus:
5

Cr 10%

Ni 20%

W 5%

Nb 8%

ίο C 0,85%

Co Rest

der einer gerichteten Erstarrung mit einer Wanderungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfront von 1,2 cm/ Stunde unterzogen wird.

Der Verbundwerkstoff wird für 2 Stunden einer Lösetemperatur von 1300°C ausgesetzt, dann wassergehärtet, anschließend für 24 Stunden bei einer Temperatur von 1000°C ausscheidungsgeglüht und schließ-

ao lieh an der Luft abgekühlt.

Beispiel 13

Es wird von einem Werkstoff mit folgenden Gewichtsteilen ausgegangen:

Cr 18%

Ni 9,15%

W 3%

Mo 2%

Ta 12,55%

C 0,75%

Co Rest.

Der Verbundwerkstoff ergibt sich durch gerichtetes Erstarren bei einer Wanderungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfront von 0,8 cm/Stunde.

Der Werkstoff wird thermisch behandelt, indem er für 2 Stunden einer Lösetemperatur von 1300°C ausgesetzt, dann wassergehärtet und danach erneut für 24 Stunden auf einer Ausscheidungsglühtemperatur von 1000°C gehalten und endlich an der Luft abgekühlt wird.
Von den Verbundwerkstoffen vorgenannter Zusammensetzung, die nach einer Oberflächenschutzbehandlung gemäß FR-PS 14 90 744 der Anmelderin der vorgenannten thermischen Behandlung ausgesetzt worden sind, wurden Proben angefertigt und diese verschiedenen Kriech- und Wechselbeanspruchungsversuchen wie folgt unterzogen:

Versuch 1

Eine Probe aus einem Werkstoff der Zusammensetzung und thermischen Behandlung gemäß Bei- spiel 5 wurde in einem Kriechversuch in Luft bei 1070°C mit einer Spannung von 18hbar belastet.

Nach 500 Stunden war die Probe noch nicht gebrochen. F i g. 3 zeigt Werte des Larson-Miller-Parameters,

d. h. die Funktion P = T (20 + log r) 10-" (Γ: Tem peratur in K\ f. Zeit in h) mit der Spannung in hbar auf der Ordinate und der Temperatur in ⁰C auf der oberen Abszisse bei einer Lebensdauer von 1000 Stunden. Die untere Kurve dieses Diagramms gilt für eine Verbundwerkstoff-Probe gemäß Beispiel 1, jedoch ohne daß eine thermische Behandlung gemäß der Erfindung stattgefunden hat. Die obere Kurve hingegen gilt für eine Probe gleicher Zusammensetzung, die aber der im Beispiel 5 erläuterten Behandlung

709613/371

ίο

, U- und Aus^idu^ühen, »„.=.

vorfen wurde.
Hieraus folgt, daß die Behandlung folgendes liefert.

- einen Temperaturgewinn von 8O⁰C bei gleicher Lebensdauer und Spannung oder

- einen F««^™™^* gleicher Temperatur und gle.cher Lebensdauer.

Versucti ι

Eine der vorgenannten identische Probe wurde in einem Kriechversuch bei 1000⁰C in Luft einer Spannung von 24 hbar unterworfen. Die Probe war nach 470 Stunden noch nicht gebrochen. Dies entspricht

^^ZteZs Th'bar bd'ES ei gleicher Lebensdauer im Vergleich «^_e?^tea?s einem Werkstoff gleicher ZusammeSungdiejedoch^ner thermischen Behänd- _M E gemäß der Erfindung unterzogen wurde.

Versuch 8
₅

Eine Probe aus einem Verbundwerkstoff gemali Bdspiel 12 ^^£™^ί££ ^ ^ ^ ^ ^^ _{noch nicht} g_{ebrochen> was}

einem Gewinn von mehr als 8 hbar bei dieser Tempe_{ratur fezw ejner} verschiebung von ungefähr 100 C im Temperaturmaßstab gleichkommt.

versucn J

Eine Probe aus dem Verbundwerkstoff gemäß Bcispiel 13 wurde einem Spannungsversuch be. thermischer Wechselbeanspruchung unterzogen: s.e war nach 2500 Zyklen bei 1050°C in Luft unter emer konstanten Spannung von 12 hbar noch nicht gebrochen.

Mikrographische Beobachtungen haben allgemein gezeigt, daß die Morpln-I -eic des Verbundwerkstoffs Eine zur vorgenannten idenüschen Probe wurde in _a5 durch die zur partiellen Lösung des Karbides führende einem KriJhversuch in Luft bei 800°C einer ,-eigen- thermische Behandlung gemäß der Erfindung nicht den Spannung wie folgt ausgesetzt: ^Mndelg des Querschnitts der Fasern kann

— zunächst während 1000 Stunden einer Spannung 15% erreichen, aber die Lösung ist homogen.

von 35 hbar: kein Bruch; ₃₀ Figur 4 zeigt eine direkte Elektronen-Mikrographie

dann einer höheren Spannung von 37 hbar für durch Übertragung auf schwarzen Grund eines ~ 24 Stunden: S Bruch und Querschnitts des behandelten Verbundwerkstoffs ge-

maß Beispiel 6. Die Vergrößerung betragt 33 000. _{DJe Matr}-_{x erscheint dunkd und die Fasern V}on _TaC ^ _{Die Mikrophotogra}p_hie i_äßt die feine Karbidverteilung als gegenüber dem dunklen Hintergrund helle Punkte und Linien erkennen.

_Die Ausscheidung gleicht in Form und Verteilung

Eine der vorgenannten identische Probe wurde einer einer Werkstoff-Zusammensetzung, die durch eine thermischen Wechselbelastung bei äußerer mechani- 40 Behandlung mit dazwischenliegender Wasserhärtung scher Spannung ausgesetzt. Dieser thermische Zyklus erhalten wurde.

setzt sich zusammen aus einer konstanten Temperatur- Figur 5 ist eine Elektronenmikroskop-Photograpnie

belastung von lOOOX für l¹/» Minuten, gefolgt von mit einer Vergrößerung von 26 000 eines Langseiner schnellen Abkühlung und einer schnellen Tem- schnittes des behandelten Verbundwerkstoffs gemaU neraturerhöhung bis auf 1000⁰C in Luft. Die Gesamt- 45 Beispiel 1 und zeigt, daß die thermische Behandlung dauer eines Zyklus beträgt 3 Minuten. Bei einer die Form der Fasern nicht beeinflußt: diese bleibt S 16 hbar hält die unverändert, mit glatten Rändern. Die Anzahl und

die Verteilung der Fasern werden auch nicht durch das partiell in Lösunggehen beeinträchtigt, und dei Faserabstand bleibt konstant

Die mechanischen Eigenschaften des Verbundwerk· Eine aus dem Verbundwerkstoff gemäß Beispiel 9 Stoffs aufgrund der durch die Fasern erhaltenen Ver hereestellte Probe wurde einer thermischen Wechsel- Stärkung behalten ihre Werte bei. beanspruchung in Luft bei 1000⁰C und einer mecha- Das dem partiellen Lösen folgende Ausscheid« nischen Spannung von 16 hbar unterworfen. Sie war 55 läßt eine feine Karbiddispersion in Form von Poly nach 10 000 Zyklen noch nicht gebrochen. edern in Epitaxie mit der Matrix entstehen. Die»

Ausscheidungen haben gleiche Zusammensetzuni Versuch 6 ^ ^{Stkt di} F Ih Göß übchreite

- schließlich einer nochmals erhöhten Spannung von 40 hbar: der Bruch stellte sich erst nach 90 Stunden ein.

Versuch 4

Eine der vorgenannten identische Probe wurde einer hlblt bi äußerer mechani

dauer eines Zyklus beträgt 3 Minuten. Bei einer äußeren konstanten Spannung von 16 hbar hält die Probe für 2500 Zyklen, ohne zu brechen.

Versuch 5

haben gleiche Zusammensetzuni ^die Fasern. Ihre Größe überschreite

¹^ ^Struktur 300 Ä nicht

Figur 6 zeigt dies mit 26000facher Vergrößerun für den behandelten Verbundwerkstoff gemäß Bei spiel 5.

Der größere Ausschnitt gemäß Figur 7 läßt di regelmäßige Verteilung der Ausscheidungen in de _{Matrix da hthanddten} Verbundwerkstoffs gemi

Beispiel 7 mit 42000facher Vergrößerung erkennen. Eine den beiden vorgenannten Versuchen identische Figur 8 ist eine Abtast-Elektronenmikroskop-Ph<

Probe wurde einer thermischen Wechsellast in Luft tographie des behandelten Verbundwerkstoffs g

Eine Probe die der beim vorangebenden Versuch benutzten gleicht wurde einer thermischen Wechselbeanspruchung in Luft bei 1050⁰C und 12 hbar äußerer Spannung unterzogen, ohne nach 4500 Zyklen

Versucn /

11 12

maß Beispiel 10. Diese Abbildung mit 14000facher die durch gerichtetes Erstarren erhalten werden und

Vergrößerung zeigt, daß der Werkstoff neben den deren Zusammensetzung sich wie folgt ergibt:

Verstärkungsfasern deren Querschnitte durch die _Chrom zwischen 10 und 20%

großen we.ßen Flecken wiedergegeben sind, eine fein _Nicke, zwischen 0 und 30%

verteilte Ausscheidung, die durch die kleinen Punkte 5 _Tama, zwischen 0 und 14°/

und die kleinen hellen Striche dargestellt sind, auf- _Niob zwischen 0 und 9°/

weist. Diese karbidische Ausscheidung von gleicher Kohlenstoff''.'.'.'.'.'.'.'. zwischen 0,7 und 1 %

Natur wie die Fasern ist vornehmlich an den Korn- _KobaU zwischen Rest auf 100%

grenzen vorhanden und folgt genau knstallographi-

schen Richtungen, die Gleitlinien sind. Diese Anord- io Sie ist ferner anwendbar auf Werkstoffe und Gußnung ist typisch für einen Werkstoff, der nach dem stücke mit hochwarmfestem Aufbau auf Nickel-Wasserhärten einem Ausscheidungsglühen bei er- Basis und mit mindestens einem Übergangsmetall, höhter Temperatur unterworfen worden ist. die durch gerichtetes Erstarren aus folgender Zu-

Beim Ausscheidungsglühen mit niedriger Tempe- sammensetzung erhalten werden:
ratur oder aber bei einer abgestuften thermischen 15

Behandlung (isotherme Transformation nach dem Chrom zwischen 10 und 20 %

Lösen ohne Zwischenhärtung) ergibt sich eine all- Kobalt zwischen 0 und 30%

gemeinere Ausscheidung. Aluminium zwischen 0 und 6 %

Die thermische Behandlung gemäß der Erfindung Tantal zwischen 0 und 18%

ist anwendbar bei Werkstoffen und Gußstücken mit 20 Niob zwischen 0 und 9%

temperaturfester Zusammensetzung auf Kobalt- Kohlenstoff zwischen 0,4 und 0,9 %

Basis und mit mindestens einem Übergangsmetall, Nickel Rest auf 100%

Hierzu 7 Blatt Zeichnungen

Claims (8)

Patentansprüche :

1. Verfahren zur Erhöhung der Härte, Zeitstandfestigkeit und Temperaturwechselbeständigkeit gerichtet erstarrter metallischer Verbundwerkstoffe und daraus hergestellter Gußstücke, wobei die Verbundwerkstoffe aus einer Matrix aus einer hochwannfesten Legierung auf Kobalt-, Nickeloder Eisenbasis und aus einer Verstärkungsphase aus parallelen einkristallinen Whiskern aus einem oder mehreren Monokarbiden von Übergangsmetallen oder deren gegenseitiger fester Lösung bestehen, durch eine Wärmebehandlung zur Erzeugung von Ausscheidungen, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück auf eine Temperatur, bei der das oder die Whisker bildenden Karbide eine partielle Löslichkeit in der Matrix aufweisen, erhitzt, abgekühlt und anschließend zur Bildung feiner, aus Karbiden gleichen Aufbaus wie die die Whisker bildenden Karbide bestehender Ausscheidungen in der Matrix bei einer Temperatur, die unterhalb der Temperatur der partiellen Löslichkeit der Karbide liegt, ausscheidungsgeglüht wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlen durch Wasserabschreckung erfolgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück von der Löseglühtemperatur direkt auf die Temperatur der Ausscheidungsglühung gebracht wird.

4. Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück nacheinander bei einer ersten Temperatur und einer zweiten höheren Temperatur ausscheidungsgeglüht wird.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück zum partiellen Lösen der die Whisker bildenden Karbide in der Matrix einer etwa 50⁰C unterhalb des Schmelzpunkts des Verbundwerkstoffs liegenden Temperatur ausgesetzt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkstück zum partiellen Lösen der die Whisker bildenden Karbide in der Matrix einer Temperatur zwischen 1100 und 1300⁰C und zum Ausscheidungsglühen einer Temperatur zwischen 600 und HOO⁰C ausgesetzt wird.

7. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 6 auf einen an sich bekannten hochwannfesten Verbundwerkstoff folgender Zusammensetzung:

zwischen 10 und 20% Chrom,
zwischen 0 und 30% Nickel,
zwischen 0 und 14% Tantal,
zwischen 0 und 9% Niob,
zwischen 0,7 und 1 % Kohlenstoff,

sowie gegebenenfalls zusätzlich zwischen 0 und 10% Wolfram und/oder zwischen 0 und 5% Molybdän und/oder zwischen 0 und 5% Rhenium, Rest Kobalt.

8. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 6 auf einen an sich bekannten hochwarmfesten Verbundwerkstoff folgender Zusammensetzung: