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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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°.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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Das erfindungsgemäße Verfahren kann zur Herstellung von Werkstoffen
verschiedenartiger Zusammensetzung beider Komponenten entsprechend dem aus dem Werkstoff
hergestellten Konstruktionsteil angewendet werden.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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Der Ring wurde nach dem Erkalten an allen Außenflächen sowie in der
Mittelbohrung fertig bearbeitet und geschliffen.