DE2018770B2

DE2018770B2 - Aus einem polyvarfanten System gerichtet erstarrter, faserverstärkter Verbundwerkstoff aus hochwarmfesten Legierungen sowie Verfahren zu seine Herstellung

Info

Publication number: DE2018770B2
Application number: DE19702018770
Authority: DE
Inventors: Herve E. Meudon Bibring; Maurice Chatillon Rabinovitch; Georges P. Cachan Seibel
Original assignee: Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Current assignee: Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Priority date: 1969-04-21
Filing date: 1970-04-18
Publication date: 1975-01-30
Also published as: CH534742A; SE379210B; JPS5338249B1; GB1303160A; DE2018770A1; CA928532A; DE2018770C3

Description

Die Erfindung bezieht sich auf metallische Verbundwerkstoffe aus hochwarrrfesten Legierungen mit faserförmigen Einkristallen, sogenannte «Whiskers«, sowie auf ein Verfahren zu dessen Herstellung.

Es ist bereits vorgeschlagen worden (z. B. US-PS 3 124 452), Legierungen mit Fasern und/oder Plättchen durch orientiertes Erstarren eines Eutektikums binärer Systeme herzustellen. Da die metallische Grundmasse eines binären Systems keine ausreichende Beständigkeit gegen Hochtemperaturkorrosion besitzt, konnten auf diese Weise bislang Produkte mit nur ungenügenden Eigenschaften, insbesondere mit starker Korrosionsneigung bei hohen Temperaturen, erzeugt werden.

Es sind ferner bereits Legierungen mit ternärer eutektischer Zusammensetzung vorgeschlagen worden (DT-OS 1 801 594), die aus zwei Phasen, nämlich einer Grundmasse aus Nickel oder Kobalt oder Chrom und einer orientierten Verfestigungsphase in Form von hochwiderstandsfähigen Fasern eines Monokarbids eines Übergangsmetalls bestehen. Ferner sind Legierungen mit monovarianter, ternär eutektischer Zusammensetzung vorgeschlagen worden (DT-OS 1 928 258), die entweder in einer Grundmasse einer Nickel- oder Kobalt-Legierung Fasern eines Karbids oder einer Karbidmischung von Übergangsmetallen oder eines Chrom-Karbids oder eines Karbids eines Grundmetalls der Matrix aufweist, oder aber in einer Nickelaluminid-Grundmasse Chromfasern aufweist.

Es ist festzustellen, daß die Variationsbreite dieser vorgeschlagenen verschiedenen Legierungssysteme, die durch die Differenz zwischen der Anzahl der chemischen Elemente der Legierung und der Anzahl der Legierungsphasen ausgedrückt wird, den Wert 1 nicht überschreitet, d.h., diese Systeme sind entweder invariant oder bestenfalls monovariant.

Bisher sind keine Legierungssysteme mit einer orientierten Verfestigungsphase vorgeschlagen worden, die durch eine gerichtete Erstarrung gewonnen werden und deren Variationsbreite größer als Eins, d. h. zum Beispiel Zwei oder Drei beträgt, d. h., es sind keine Systeme bekannt, in denen die Differenz zwischen der Anzahl der präsenten chemischen Elemente und Her Anzahl der nach der orientierten Erstarrung erhaltenen Phase größer als Eins ist. Die Gründe hierfür sind im wesentlichen folgende:

Die Phasendiagramme von quaternären, quinären und höheren Systemen sind gar nicht oder nur mangelhaft bekannt;

die Notwendigkeit, den Verteilungskoeffizienten sämtlicher anwesender Elemente, d. h. dem bei einer gegebenen Temperatur vorhandenen Verhältnis der Konzentration jedes Elementes in der festen und der

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Nissigen Phase, Rechnung zu tragen, macht es prak- hohen Temperaturen aufweist und deren Verstär-

risch unmöglich die einzuhaltenden Erstarrungs kh bi d

g g, pra hohen Temperaturen aufweist und deren Verstär

risch unmöglich, die einzuhaltenden Erstarrungs- kungsphase bei den Anwendungsttmperaturen bedingungen genau vorauszusehen; absolut stabil ist. Der Verbundwerkstoff soll gegen

um fur die Verwendung bei hohen Temperaturen thermische Ermüdung beständig sein, d. h, eine gute Beeignete Produkte zu schaffen, muß das Schmelzen 5 Temperaturwechselfestigkeit aufweisen, und bis zu und Erstarren bei hohen Temperaturen stattfinden, hohen Temperaturen eine erhöhte Elastizitätsgrenze so daß die fur das Verfahren des orientierten Er- besitzen.

Stsrrens einzuhaltenden Arbeitsbedingungen äußerst Es sollen ferner orientierte Legierungen mit zwei

schwierig zu verifizieren sind. Verfestigungsphasen geschaffen werden, von denen

Die Nachteile der bekannten Systeme sind fol- io eine aus in der Grundmasse eingebetteten länglichen gende: Fasern und die andere in der Grundmasse dispers

Es isi bekannt, daß die Matrix von Legierungen verteilt ist, um die Scherfestigkeit und Härte der auf der Baiis Kobalt, Nickel oder Eisen nur eine Grundmasse zu verbessern, die dadurch E; ._achnüscblechte Korrosionsbeständigkeit bei hoher Tempe- rungen zwischen den Fasern besser auf die orientierte ratur aufweist, zumindest solange sie keinen aus- 15 Phase verteilt.

reichenden Chromanteil besitzt. In den genannten Schließlich sollen durch die Erfindung Legierun-

Systemen führt die Begrenzung der Variationsbreite gen mit orientierter Verfestigungsphase erhalten bzw. damit der Anzahl der präsenten chemischen werden, die aus einer Grundmasse auf der Basis von Elemente unter Berücksichtigung dessen, daß die Eisen. Kobalt oder Nickel mit zusätzlich Chrom so-Endstruktur durch eine gleichgerichtete Erstarrung 20 wie einem von Chrom verschiedene. Zusatzelement erhalten wird, zu nachstehenden Konsequenzen: und aus einer orientierten Verfestigur^sphase aus

Wird der Matrix kein Chrom zugeführt, so ist einem Karbid dieses von Chrom verschiedenen Zuderen Korrosionsbeständigkeit bei erhöhten Tempe- satzelementes bestehen, raturen sehr ungenügend; Diese Bedingungen erfüllt gemäß der Erfindung

ist Chrom, wie beim Stand der Technik, ah; Be- 25 ein aus einem polyvarianten System gerichtet erstandteil der Grundmasse und in Form des Karbids starrter, faserverstärkter Verbundwerkstoff mit einer Cr₃C₇ in der Verfestigungsphase enthalten, so neigt Matrix, bestehend aus mindestens einem Metall der dieses Karbid bei Temperaturen zwischen 730 und Gruppe Kobalt, Eisen und/oder Nickel und 5 bis 870° C zur Umwandlung zu Cr₂₃C₀ unter Freisetzung 25°/o Chrom sowie gegebenenfalls Tuan, Tantal, von Kohlenstoff, der sich beispielsweise in Form von 30 Niob, und mit einer aus orientierten »Whiskers« be-Cr₄J₁C₆ in der Grundmasse einlagert (J. R. Lane und stehenden Verfestigungsphase aus einem Monokarbid N. J. Grant »Carbide Reactions in High Tempera- wenigstens eines der Metalle Titan, Tantal, Niob, ture Alloys« in »Transactions of American Society Vanadium, Zirkonium und/oder Hafnium mit der for Metals«, Bd. XLIV, 1952, S. 113 bis 137). Die Maßgabe, daß Titan, Niob, Tantal auch überstöchiosich daraus ergebende Volumenvergrößerung, die 35 metrisch im Verhältnis zum Kohlenstoff, höchstens bei den von Lane und Grant untersuchten Legie- jedoch bis zu 12 bzw. 17 bzw. 18°/o vorliegen künrungen, in dener die Verfestigungsphase feindis,perse nen, wobei sich alle Angaben auf die Scl.melz-Form besitzt, keine schädliche Wirkung hat, hat analyse beziehen.

jedoch bei Legierungen mit orientierter Verfestigungs- Alie Gehaltsangaben gelten in Gewichtsprozent,

phase einen vernichtenden Effekt. Die VerfesHgungs- 40 Die Erfindung basiert auf der Feststellung, daß in phase spielt die Rolle einer Armierung, die praktisch dem ternären System Kobalt—Tantal—Kohlenstoff den größten Teil der einachsigen Zugfestigkeit der ein Pseudo-Eutikum in einem pseudohinären System Legierung ausmacht, während die Grundmasse eine vorhanden ist, in welchem eine der Phasen Tantal-Bindefunktion zwischen den Fasern der Verfesti- karbid — TaC —, die andere Phase Kobalt ist. Der gungsphase erfüllt, um eine homogene Verteilung der 45 durch thermische Analyse feststellbare, pseudoEinschnürungen zu erreichen. Die Umwandlung des eutektische Punkt liegt bei etwa 13°/o TaC und bei Chrom-Karbids und die da/aus resultierende Dilata- etwa 1400⁰C. Damit ist es möglich, Verbundwerktion verschlechtert die Bindung zwischen den Fasern stoffe eines polyvarianten Systems mit hervorragen- und der Grundiiasse erheblich. den mechanischen Eigenschaften zu erhalten. Die

Soll Chrom sowohl in der Grundmasse als auch 50 geometrische Form der die Verfestigungsphase bilin der Verfestigungsphase vorhanden sein, so erfor- denden Partikeln läßt sich dabei unter anderem dem die Regeln über den Verteilungskoeffizient einen durch den Chromgehalt einstellen, der die Bildung sehr hohen Chromanteil in der Grundmasse. Es ist haarförmiger Partikeln gegenüber lamelicnförmigen weiterhin bekannt, daß geringste Mengen an Ver- begünstigt.

unreinigungen, z. B. Stickstoff, dessen Vorhandensein 55 Die Erfindung basiert ferner auf folgender Festbei der industriellen Herstellung praktisch nie ganz stellung:

vermieden werden kann, Chrom und mit Chrom an- Wird ein Legierungsstab, der mindestens aus gereicherte feste Lösungen stark verspröden. einem Metall der VIII. Gruppe der 4. Periode, aus

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, Ver- Chrom, Kohlenstoff und mindestens eiflerri Überbundwerkstoffe mit orientierter Verfestigungsphase, 60 gangsmetall der IV. und V. Nebengruppe besteht und die durch orientiertes Erstarren erhalten werden, zu bei dem Kohlenstoß und das Übergangsmetall in der schaffen, bei denen die Variationsbreite größer als Legierung in stöchtomelrischen Verhältnissen vorEins ist, so daß in jedem Anwendungsfall die für die liegt, einer Rückschmelzung und gerichteten Erstar-Grundmasse bzw. für die Verfestigungsphase opti- rung bei entsprechenden Bedingungen unterworfen, malen Zusammensetzungen gewählt werden können. 65 so wird eine Legierung mit einer orientierten Ver-Es sollen insbesondere Verbundwerkstoffe vorge- festigungsphase erhalten, bei der dann, wenn der schlagen werden, deren Grundmasse nicht spröde ist Gesatnt-Chromgehalt 25 % nicht übersteigt, die und dennoch eine gute Korrosionsbeständigkeit bei Matrix aus einer festen Lösung von Chrom in dem

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Metall der VIII. Gruppe der 4. Periode und die läßt sich insbesondere die Härte der Matrix beein-

orientierte Verfestigungsphase aus länglichen Fasern flüssen.

eines oder mehrerer Karbide der Ubergangsmetalle Die Erfindung sieht ferner vor, daß die Verfestider IV. und V. Nebengruppe besteht. Dies bedeutet, gungsphase durch ein Mischkarbid der Übergangsdaß Chrom praktisch zur Gänze in den Metallen der 5 metalle der IV. und der V. Nebengruppe des Peri-Grundmasse in feste Lösung geht und daß das oder odensystems gebildet ist. Hiermit können unter die Metalle der IV. und V. Nebengruppe praktisch anderem der Schmelzpunkt beeinflußt werden. So zur Gänze mit Kohlenstoff gebunden sind. liegt beispielsweise der Schmelzpunkt eines Misch-Die Erfindung gründet sich ferner auf die Festsiel- karbids aus 8O°/o TaC und 20 ⁰Zo HfC höher als der lung, aaß das Co-Cr-Diagramm einen sehr flachen io Schmelzpunkt der Einzelkarbide. Chrom-Konzentrationsverlauf bis etwa 25 %> auf- Die Verbundwerkstoffe gemäß der Erfindung lassen weist und die Anwendung der gerichteten Erstarrung sich auch geometrisch dahingehend definieren, daß auf ein komplexes Co-, Cr-, Ta-, C-System zu einer die die Verfestigungsphase bildenden »Whiskers« Kristallisation von TaC in einer Grundmasse einer eine geringste Querabmessung von 0,3 bis 2 μ und festen Lösung von Kobalt und Chrom führt. Auf 15 eine mindestens 3000fache Länge aufweisen, diese Weise wird ein Verbundwerkstoff mit Fasern Das Verfahren gemäß der Erfindung zur Herstelbzw. Nadeln und/oder Plättchen aus TaC in einer lung der vorgenannten Legierungen zeichnet sich da-Chrom enthaltenden Grundmasse erhalten, die eine durch aus, daß zunächst aus den Ausgangselementen gute Korrosionsbeständigkeit bei hohen Tempera- ein isotroper Körper erschmolzen wird, der nach türen aufweist. Die Rolle von Kobalt kann ganz oder 20 seiner Erstarrung erneut aufgeschmolzen und dann teilweise durch Nickel oder Eisen ersetzt sein, wobei gerichtet erstarrt, derart, daß die Wanderungsdie Erfindung sich die Tatsache zunutze macht, daß geschwindigkeit der Erstarrungsfront 0,5 bis 15 cm/h die Nickel-Chrom- und Eisen-Chrom-Diagramme beträgt, wobei der Temperaturgradient an der Ergleichfalls bis zu einem vergleichsweise hohen Chrom- starrungsfront bei mindestens 100^!i C/cm eingestellt gewichtsanteil bei Nickel-Chrom flach verlaufen. as wird. Der so erhaltene Verbundwerkstoff kann an-Nachfolgend sind einige Beispiele von komplexen schließend noch in bei hochwarmfesten Legierungen Systemen geschildert, welche zu den erfindungsge- herkömmlicher Weise ausscheidungsgehärtet werden, mäßen Legierungen führen: Weitere Einzelheiten und Vorteile der Erfindung

_T „ ergeben sich aus der folgenden Beschreibung der

P° f-'^^Zc ³° ^Ze'^cnnunß· Hierbei zeigt

^° ρ '^a ρ Fig. 1 eine schematische Ansicht einer Ausfüh-

Ρ°~("^Γ —τ ~Hf C rungsform einer Vorrichtung zur Erzeugung eines

~;° r:^r JL^a _{T r}' erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs und zur

C — Ν* — C — Nb — C Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens,

P ' „^r _T „ι ρ 35 Fig. 2 eine schematische Ansicht einer anderen

-,°~_N'~„^r~~^a ρ ' Ausführungsform der Vorrichtung,

t? p¹ z.^T ρ ' F ig· 3 ein den Temperaturverlauf im Ausgangs-

^j. ρ »,, p' stab darstellendes Diagramm,

'~p^r~..J^~ ' ρ Fig. 4 eine schematische Ansicht einer dritten

^! ρ^Γ .. —? p' 40 Ausführungsform der Vorrichtung,

¹ ' ' F i g. 5 ein Festigkeitsdiagramm, Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Fig. 6a, 6b, 7 bis 10 mikrofotografische Schliff-Erfindung ist die Zusammensetzung so gewählt, daß bilder von Verbundwerkstoffen gemäß der Erfindung, die Matrix austenitisch ist, d. h. aus einer festen Fig. 11 ein Korrosionsdiagramm, Lösung auf der Basis Eisen und/oder Nickel und/ 45 F i g. 12 und 13 weitere Schliffbilder von Verbundoder Kobalt, welches im kubischen System mit zen- werkstoffen, trierten Flächen kristallisiert, besteht. Fig. 14 ein weiteres Korrosionsdiagramm,

Eine solche Gnmdmasse erleidet von der Um- Fig. 15 bis 18 weitere mikrofotografische Schliff-

gebungstemperarur bis in die Nähe der Schmelzten!- bilder.

peratnr keine allotropen Veränderungen, so daß sie 5° In Fig. 1 ist eine Ausführungsform einer Vorrich-

— unter anderen Vorteilen — keinen plötzlichen tung zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs gemäß

Volumenänderungen bei Temperaturwechsel unter- der Erfindung dargestellt, bei der durch Elektronen-

worfen ist, Volumenänderungen, die ansonst zu beschuß eine Schmelzzone erzeugt wird. In einem

einer mehr oder minder lokalisierten Deformation nicht dargestellten, evakuierten Raum ist der zu be- oder zu Eigenspannungen führen würden. 55 handelnde Legieningsstab 1 in vertikaler Stellung

Gemäß einem weiteren Ausführungsbeispiel ent- durch Einspannen seiner beiden Enden mit Hilfe der

hält der Verbundwerkstoff 2 bis 6^fl/o Aluminium. Da- Spannelemente 2 und 3, die an Masse angeschlossen

bei geht Aluminium eine intermetallische Verbindung sind, montiert. Eine ringförmige Elektronenkanone 4

mit wenigstens einem der Metalle der Matrix ein, umgibt den Stab 1 konzentrisch und kann mit Hilfe wodurch die mechanischen Eigenschaften weiter ver- 60 eines nicht dargestellten Schraubantriebs eine vetfi-

bessert werden können. Der gleiche Effek» wird dann kale Translationsbewegung mit konstanter Geschwin-

erreicht, wenn, wie bereits beschrieben, der oder die digkeit durchführen.

Karbidbildner gegenüber Kohlenstoff überstöchio- Die Elektronenkanone weist einen Tantaldraht S

metrisch vorliegen. Auch sie gehen im Umfang des auf, der mit Hilfe des Jouleschen Effektes auf hoher Überschusses eine feste Lösung oder eine oder mehr 65 Temperatur gehalten wird und die Elektronen emit-

intermetallische Verbindungen mit den Metallen der tiert. Der Draht liegt gegenüber dem zu behandeln-

Matrix ein und führen praktisch zu einer zweiten den Stab 1, der an die Masse der Vorrichtung ange-

Verfestigungsphase neben den Karbidfasern. Hiermit schlossen isL an hoher negativer Spannung. Zui

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Fokussierung der den Stab in einer ringförmigen rungspunkt des den Stab bildenden Materials dar.

Zone treffenden Elektronen liegt ein um den Stab Die Temperaturkurve D kann in drei Abschnitte

and den Draht angeordneter Behälter 6 aus Tantal unterteilt werden:

■n gleich hoher negativer Spannung wie der Draht. _{ejnen Abschnitt fl mit stark} positivem _Ansti Mit dieser Anordnung, bei der der Draht und die 5 gegenüber der Ordinate Z; ⁸ Schmelzzone 7 einander nicht benachbart sind, wird ^B^_m _Abschnitt _{b m} _gerj_ngem positivem Ander wechselseitige Niederschlag von Metalldampfen, _stj β e f die beide Teile emittieren, vermieden Der erforder- . *; _{Abschnittc mit starkem negat5vem} A_n. liehe Temperaturgradient wird durch Strahlungskuh- _st- ^e lung der erstarrten Zone gesichert. io

Bei Beginn des Verfahrens befindet sich die Elek- Die Schnittpunkte der Temperaturkurve D mit der

tronenkanone 4 in ihrer untersten Stellung; die An- Temperaturlinie t, stellen die Begrenzungen des noch

Stiegsgeschwindigkeit kann zwischen 0,5 und 15 cm/h nicht geschmolzenen Teils S₁, des flüssigen Teils L

liegen. und des bereits wieder erstarrten Teils S₂ des Stabs dar.

In Fig. 2 ist eine andere Ausführungsform zur 15 Die besondere, oben definierte Konfiguration der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens Temperaturkurve wird dadurch erhalten, daß dem dargestellt. Bei dieser Ausführungsform ist ein hoch- Schmelzbereich L eine große Länge — mindestens temperaturbeständiges, festes Rohr 10 vorgesehen, in gleich dem Durchmesser des Stabs — zugewiesen deren Innenraum ein metallischer Stab 11, dessen wird, indem der unteren Heizstufe 17 eine gegenüber Zusammensetzung der gewünschten Legierung ent- ao den anderen Stufen 18,19 höhere Heizleistung verspricht, angeordnet ist. Das Rohr 10 ist mit Abstand liehen wird und anschließend an diese Stufe die Kühvon einem weiteren Rohr 12 umgeben, wobei im lung zur Wirkung kommt. Auf diese Weise wird ein Zwischenraum 13 zwischen den beiden Rohren ein stark erhöhter Temperaturgradient an der Erstardurch das Röhrchen 14 zugeführtes und durch das rungsfront, nämlich der gemeinsamen Grenze der Röhrchen IS abgesaugtes Schutzgas zirkuliert. Die 35 Bereiche L und 5 des Stabs, erreicht. Dieser Gradient Rohre 10 und 12 weisen eine gemeinsame, vertikale beträgt 30 bis 150° pro cm. Achse auf. Die geschilderte Vorrichtung ergibt darüber hinaus

Das Rohr 12 ist von einer Widerstandsheizung 16 eine praktisch ebene Erstarrungsfront, so daß die umgeben, die in der wiedergegebenen Ausführungs- MikroStruktur des erstarrten Bereichs S₂ mit großer form drei übereinanderliegende Etagen 17, 18 und 30 Genauigkeit parallel zur Achse des Stabs orientiert ist. 19 aufweist. Jede der Etagen weist einen Heizwider- Die unvermeidlichen Unregelmäßigkeiten in der stand 20, 21 bzw. 22 und eigene Regeleinrichtungen Fortbewegungsgeschwindigkcit oder in der Heizauf, mit deren Hilfe eine Temperatur von mindestens leistung sind für die in der Erstarrungsfront erzeugte 1500° C erreicht und gehalten werden kann. Die Struktur auf Grund der beträchtlichen Masse des Widerstände sind von hochtemperaturfesten Blöcken 35 flüssigen Materials, welches über der Front steht, oder Ringen 23, 24 und 25 umgeben. Die geome- unschädlich. Auf diese Weise wird die Entstehung trische Höhe der Widerstandsheizung 16 ist minde- von Streifen vermieden, die bisher bei der Bildung stens zehnmal so groß wie der Durchmesser des von durch Fortschreiten einer Erstarrangsfront orien-Rohrs 10. An die Heizung schließt sich nach unten tierten Monokristallen häufig auftreten, eine Kühleinrichtung 26 an, die aus einem Körper 4° In F i g. 4 ist eine weitere Ausführungsform der 27 mit einem Flansch 28 besteht, wobei der Körper Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens ge-27 von einer Kühlschlange 29 umgeben ist, in der maß der Erfindung dargestellt. Bei diesem Ausfüh-Kühlmittel zirkuliert. rungsbeispiel ist eine Induktionsheizung vorgesehen.

Die aus der Heizung 16 und der Kühlung 26 be- Die Induktionsspule 40 umgibt ein Rohr 41, z.B. stehende Einheit kann bezüglich der Rohre 10 und 45 aus gezogenem Quarz. Die Aufheizung erfolgt durch 12 eine zur gemeinsamen Achse der Rohre parallele Zwischenschaltung eines die Rolle des Suszeptors Translationsbewegung mit Hilfe eines nicht darge- übernehmenden Graphitrohrs 42, welches durch stellten Antriebs durchführen. Das Rohr 10 lagert Strahlung ein hochtemperaturfestes Rohr 43, in welauf einem Träger 30, der mittels eines zirkulierenden chem sich der zu behandelnde Stab befindet, aufheizt. Fluids gekühlt wird, indem das Kühlmittel in eine 5» Das Rohr 43 ruht auf einem Kühlträger 44. Diesei Kammer 31 des Trägers 30 einströmt und über die JCBhlträger wird aus einem massiven Zylinder ao« von dieser Kammer durch eine Zwischenwand 33 Kupfer gebildet, der durch umlaufendes Wasser gegetrennte Kammer 32 abströmt kühlt wird. Das Wasser gelangt bei 46 in ein zentrale;

Die Funktionsweise ist folgende: Rohr 47 und strömt in einen ringförmigen Zwischen-

Die Etagen 17, 18, 19 der Heizung werden derart 55 raum 48 zwischen dem Rohr 47 und dem Träger 44

geregelt, daß entlang der Achse des Stabs 11 die im Die Basis des Rohrs41 wird durch in einem Kana

schematischen Diagramm der F i g. 3 wiedergegebene 45 strömendes Wasser gekühlt

Temperaturverteirung erhalten wird. In den ringförmigen Zwischenraum 50 zwischei

Auf der linken Seite des Diagramms ist der Stab 11 dem Rohr 41 und dem Graphitrohr 42 wird über da:

in der gleichen Stellung wie in F i g. 2 gezeigt Der 60 Röhrchen 49 Schutzgas eingeleitet, wobei die Evaku

Pfeil deutet die Bewegungsrichtung des Stabs 11 ierung des Zwischenraums durch die obere öffnunj

gegenüber den Etagen 17,18 und 19 der Heizung an. 51 erfolgt. Die aus Heizung und Kühlung bestehend«

Im rechten Teil des Diagramms zeigt die Kurve D Einheit ist vertikal angeordnet und erlaubt eine Re

repräsentativ die Temperatarentwicklung entlang des latiwerstellung des Stabs gegenüber der Induktions

Stabs bei einer gegebenen Stellung desselben. In 65 spule mit Hilfe nicht dargestellter Mittel,

diesem Diagramm ist auf der Abszisse die Tempera- Eine in der Praxis erprobte und ze guten Ergeb

tür i, auf der Ordinate die Länge f des Stabs aufge- nissen führende Vorrichtung weist ein die zu schmel

tragen. Der Punkt ti stellt den Schmelz- und Erstar- zende Legierung enthaltendes, hochtemperaturfeste

9 ' ίο

Rohr mit einem Durchmesser von 8 bis 12 mm und Beispiel 2

einen Suszeptor mit einem Durchmesser von 16 bis

18 mm und einer Länge yon 250 mm auf. Der Strom Der Ausgangsstab weist folgende Zusammenset-

des Spul-Schutzgases zirkuliert mit einer Rate von zung auf:

0,5 I/min. Die konstante Fortbewegungsgeschwindig- 5

keit des die Einheit tragenden Wagens beträgt zwi- _r

sehen 1,18 und 30 cm/h. Der Kochfrequenzgenerator P 12*h

erzeugt eine Frequenz von 1 Mhz. Die Induktions- J~ ¹^⁰/'

spule weist neun Windungen mit einem Abstand von X^a 12,2·/·

jeweils 1 cm auf. Die Regeleinrichtung erlaubt eine jo 0,8"/·

Temperaturregelung mit einer Genauigkeit von

weniger als 1° C. Die Verfahrensweise ist wie bei Beispiel 1, jedoch

Nachfolgend sind einige Be.spieie von Verbund- mit einer Geschwindigkeit V von 2,5 cnVh. Der er*

werkstoffen gemäß der Erfindung angegeben. haltcne Verbundwerkstoff weist hervorragende me-

_R „._... ¹S chanische Eigenschaften bei hoher Temperatur, wie

ο eisp ιe ι ι _{auch bci} Umgebungstemperatur auf. Beim Zugver-

Der Ausgangsstab weist eine durch Gießen erha,- "S^TlB^^S^^ ^S

ZSJOSF* ^{8ierUng m g r ZuSammen}- ^115hb" »nd eine Bruchdehnung von 20 V. (ι.

seizungaui- _ao Fig. 5). Die Ermüdungsgrenze bei 10? Biegewech-

_Cn ₇__0/ sein Hegt bei + 65 hbar.

Ta [IL* ^Bei erhöhter Temperatur besitzt der Verbundwerk-

_r_ \nt · ^eine ^m* ^mechanische Widerstandsfähigkeit und

C SÄ/ ^eine ?"^{te Korros}'onsbeständigkeit.

^υ'° ^{/0 1}S Beim Kriechversuch unter 1000⁰C und 10,5hbar

Der Stab wird in einer Vorrichtung gemäß F i g. 4 £ίΚ £ IZ^Vl? ^f^
behandelt. Die Relativgeschwindigkeit V der Verstell- S «J*μ . ? ^^{Γ U}"^{d be}
bewegung des Stabs wird auf U cm/h eingebe. _ratu "JSSSST'¹ *? ^IZt 5*
Die von der Induktionsspule erzeugte Heizleistung _3o Sei?Sΐί^ mechanischer
wird derart geregelt, daß die Höhe des Schmelzbade! sSj^iS Im^ f^T"¹^ ?Γ S gleich oder größer ist als das Fünffache des Stab- Sei diTK L. H zunickzufuhren, daß durchmesse«, der im vorliegenden Fall 8 mm be- w Z_n? ^^{ktUr der verfe}stigten Phase ihre trägt. Für größere Durchmesser kann dieses Verhält eASr^??™¹⁸· ^^{uf erfÜIU}' *«¥«*■· nis bis auf 1 absinken. Unter diesen Bedingungen 35 S auslph? ^¹'^{6 klei}"^{en volum}et™chen Anwird an der Erstarrungsfront ein Temperaturgradient SndeZISSl··*^nderersci'^{s ein} beachtliches Formvonetwal50«C/cmeiTeicht. ^S J"^der"ⁿf^vermogen vor Erreichen der Bruchgrenze

Physiko-chemische Untersuchungen zeigen, daß Sücks^iorhänae ϊ'" ^^βίεπιηε bestehenden Werk-

der Verbundwerkstoff eine Grundmasse von Kobalt- Die Ρι™»! I- j· „.

Chrom in fester Lösulg aufweist, in der monokristal- 40 reichendSm t \ ^"ίί™ *Τ% VZ line, fas, rförmige Partikeln aus Tantalkarbid (TaC) die FortSS. abgewandelt werden. So kann welche im wesentlichen parallel zur Stabachse ver- ΙΑΓ^ΐ'ΐ^' ?? Erstarrungslaufen, eingebettet sind. Diese Partikeln sind Fasern werfen DvTchZ Γ l™" ¹⁵'⁵ f^ ^SS mit mehr oder minder regelmäßiger, polygonaler kelnd-Vi™ . J™ ^Erstar™gsfr™t ^ent^^' Kontur ygonaier Kelnd. Temperaturgradient kann in bestimmten FaI-

Das Verhältnis zwischen den vorhandenen lamel- dl wobeHm"^{1 Wert}u^Vu" ³°°^{C/cm ab}8^{esenkt wef}laren und zylindrischen Partikeln ist eine Funktion zielt ™SLT* ^nOC" ^b,^efriediiende Ergebnisse erder Arbeitsbedingungen. In jedem Fall liegt die in αεΓοη,ηΗ^ T⁸^' ^de" ^{Gehalt a}" ^T kleinste Abmessung dieser Teilchen zwischen 0?3 und kc« der P«1 ^ei ?^e Fortbewegungsgeschwindig-2 Mikron, wobei ihre Länge etwa 3000mal so groß 50 dienten «Tdl^pS ?"* ^md, ^{den T}^^mPuSS^ wie diese kleinste Abmessung ist. Die Natur und Stni^r η ^aiese^^Fr?^nt«« regeln, um eme bestramitt Struktur dieser Teilchen einerseits und der Zusam- daß diL U-u ^I*⁶" ^{Phase 2U erre}ichen, sei ei mensetzung der Grundmasse in fester Lösung an- aus ehen^f ^nah!f^nd ausschließlich aus Zylindern dererseits verleiht dem Material eine hervorragende besteht ^.T™⁶^.⁶¹" ^{aus dre}J^arm»gen Lameller Zugfestigkeit bei hoher Temperatur (in der Größen- 55 bild«? der p^? ΐ ⁰⁶¹¹J^kTOfOtOgTaIiSCh_6n Schliff Ordnung von 40 Hektobar bei 1000⁰C). 290m Λ ^Flg-6a und 6b (Abbildungsmaßstab

Beim Kriechversuch mit einer Temperatur von dra KnflSi *^1SL F^ ^{Schliffbilder} «»«strieret

1000°C in Luft beträgt die Bruchzeit bei einer Span- deiSSasern^^ T ·¹⁵ °·^β °. ""ί ΪΙ^ΡΤ

nung von 10,5 hbar 700 Stunden. Bei 1050° C und erhaltet *fw " ^FJ ⁸" ^{6 a Ist eme durch AbtasteI}

11 hbar beträgt die Bruchzeit unter Vakuum 60 geben L· Ti^^ro?^!sche Mikrofotografie wiederge

2500 Stuflden. de Οπί" ^T ^eirtrolytischen, selektiv aul

Je nach den angestrebten Eigenschaften des Mate- der R«Zfcf ^ ^^k^ⁿ,^d&n ^^ ^m *****&*

rials kann der Gehalt an Chrom in der Lösung in stoff Sn^ ^¹""³^¹⁰"* ^v°n einem Verbundwerk

sehr großen Grenzen and der Gehalt an Karbid im 12 2·/. Ta ,JTrTn"» _eT°^^{en ist}' ^{der ans 87Ve} 9i

Stab in gewissem Maß. variiert werden. Gute Ergeb- 65 em'e MmWMtT Y* ^besteht' während Fig. 61

nisse werden auf Grund der Plateauform des Dia- einer Z»»L ^{tol5ralie einer} ^l^&^eTW& ™

gramms der Phasen Co-Cr bei erhöhtem Chrom- von S '"^ ?^{emaß Beis}P^{iei 2} i^Zusafc

gehalt erzielt, wie die folgenden Beispiele zeigen. schwindiovVV' ^JC , i^{1 1}^^{1 einer} Fortbewegungsge

^5>UIWinai8Keit von 1,2 cm/h, dargestellt.

Beispiel 3

Bei einer Verfahrensweise wie zuvor geschildert wird von folgender Zusammensetzung ausgegangen:

Co 72»/o

Cr 15·/ο

Nb 11,5·/β

C 1,5»/d

Bei einer gerichteten Erstarrung mit einer auf 1,15 cm/h eingeregelten Geschwindigkeit V wird ein Verbundwerkstoff mit einer Chrom-Kobaltgrundmasse erhalten, in der eine verfestigte Phase aus Niobkarbid in unregelmäßiger Faser- und Lamellen-Struktur eingebettet ist, wie dies aus F i g. 7 ersichtlich ist, die eine Mikrofotografie eines Querschnittes des Stabs bei einem Abbildungsmaßstab von 780 wiedergibt.

Gemäß der Erfindung können die das Karbid bzw. die Karbide der verfestigten Phase bildenden Metalle im Überschuß in der Ausgangslegierung enthalten sein, um ein oder mehr Zusatzelemente für die Grundmasse zu schaffen, wie dies in den drei folgenden Beispielen erläutert ist.

Beispiel 4

Es wird von einer quaternären Legierung mit folgender Zusammensetzung ausgegangen:

Ni 74<Ve

Ta 15,2Vo

Cr lOVo

C O,8»/o

Der Stab wird mit Hilfe des beschriebenen Verfahrens erschmolzen und orientiert erstarrt, wobei die Fortbewegungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfront 1,2 cm/h beträgt. Auf diese Weise wird ein Verbundwerkstoff erhalten, dessen Struktur auf der Mikrofotografie gemäß F i g. 8 (Abbildungsmaßstab 3000), welche nach einer elektrolytisch selektiven Einwirkung im Schräglicht aufgenommen worden ist, ersichtlich ist. Die Fasern der verfestigten Phase haben einen im wesentlichen viereckigen Querschnitt. Die Legierung weist eine Matrix von Nickel — Chrom — Tantal in fester Lösung auf, in der längliche Einkristalle von Tantalkarbid eingebettet sind. Die Matrix, die einen Überschuß von nicht in Karbidform vorliegendem Tantal aufweist, besitzt eine gegenüber einer nur Nickel und Chrom enthaltenden festen Lösung mit Metallgehalten, die nahe denjenigen der Grundmasse mit nur zwei Bestandteilen liegen, erhöhte Härte.

Im folgenden Beispiel ist die Grundmasse auf der Basis einer festen Lösung von Nickel durch das Karbid von Niob verfestigt.

Beispiel 5

Der Ausgangsstab weist folgende Zusammensetzung auf:

Ni 72¹Vo

Cr 10·/.

Nb 16,85»/o

C 1,15·/·

Die Verfahrensweise ist wie beim vorstehend genannten Beispiel. Der erhaltene Verbundwerkstoff weist längliche Karbidfasern von etwa zylindrischer Form auf, wie dies in F i g. 9 erkennbar ist (Abbildungsmaßstab 5500), die eine anter einem Winkel von 40° gegenüber der Probenachse in einem Abtastmikroskop aufgenommene Mikrofotografie darstellt. Die Fasern sind zuvor durch elektrolytisch selektive Einwirkung auf die Grundmasse teilweise freigelegt worden. Auch hier wird eine gegenüber einer festen Lösung von Nickel und Chrom mit Metallgehalten nahe denjenigen, die in einer festen Lösung nur zweier Bestandteile gegeben sind, erhöhte ilärte erhalten.

Beispiel 6

Es wird von einem Legierungsstab folgender Zusammensetzung ausgegangen:

Ni 76,5Vo

Cr lO"/o

Ti 12,2«/o

C 1,3·/·

ao Nach dem gerichteten Erstarren wird ein Verbundwerkstoff mit einer Nickel; Chrom-Grundmasse erhaiten, in der längliche Einkristalle von Titankarbid eingebettet sind.

Die Eigenschaften dieses Werkstoffs sind bemer-

a5 kenswert, weil einerseits Titankarbid, dessen Ausdehnungskoeffizient nahe dem der Grundmasse liegt, eine verfestigte Phase mit einer geringen Neigung zur Spannungsbildung zwischen Grundmasse und verfestigter Zone bildet, andererseits das im überschuß vorhandene Titan eine intermetallische Verbindung Ni₃Ti bildet, die die Härte der Grundmasse erhöht, wobei die Verteilung durch Ausscheidungs härten verbessert werden kann.

Obgleich die Einführung der Karbidbildner irr Überschuß bei den Beispielen 4, 5 und 6 zu Zusani mensetzungen führt, die an sich nicht rein eutektisch sind, weisen die erhaltenen Strukturen doch eutek tischen Charakter auf.

Es ist ferner möglich, Verbundwerkstoffe mit einei verfestigten Phase aus Karbiden der Übergangsme talle in einer festen Lösung von Nickel — Kobalt — Chrom oder Nickel — Eisen — Ch'om zu erhalten da die Eigenschaften der Ubergangsmetalle dener von Kobalt, Nickel und Eisen ähnlich sind. Füi solche Verbundwerkstoffe wird vorteilhafterweisf eine Zusammensetzung in der Richtung ausgewählt daß eine Grundmasse aus einer festen, austeniti sehen Lösung entsteht. Dabei wird unter einer ^sten austenitischen Lösung ganz allgemein eine feste Lö sung auf der Basis Eisen und/oder Nickel und/odei Kobalt verstanden, die Kubisch flächenzentrier kristallisiert.

Beispiel 7

Es wird von einem Stab mit folgender Zusammen Setzung ausgegangen:

Co 570/0

Cr 2Ο·/ο

Ni 10°/o

Ta 12,2*/o

C O,8»/o

Der Stab wird mit Hilfe einer Vorrichtung gemäl Fig.4 bei einer Fortbewegungsgeschwindigkeit de Erstarrungsfront von 1,2 cm/h einer gerichteten Er starrung unterzogen.

Der Verbundwerkstoff weist eine Matrix von Ko bait — Nickel — Chrom in fester Lösung mit kubiscl

20

fläqhenzentnerter Struktur auf, in der längliche, mo-MokrlstalJine Teilchen von Tantalkarbid in Form von Fasern und/oder Plättchen eingebettet sind. Die Grondmasse bewahrt in dem Bereich zwischen Umgebungs- und Schmelztemperatur ib"⁵ austeaitische Struktur, Das Gefüge ist in Fig. 10 dargestellt, die eine durch Abtastung unter einem Winkel von 40° erhaltene Mikrofotografie wiedergibt (Abbildungsmaßstab 1900).

Die mechanischen Eigenschaften einer solchen Legierung sind folgende:

bei Umgebungstemperatur:

Zugfestigkeit 107hbar

Elastizitätsgrenze 96 hbar

Gesamtdehnung 30⁰/o

bei 1000⁰C

Zugfestigkeit 40 hbar

Darüber hinaus weist diese Legierung eine gute Beständigkeit gegen Trockenkorrosion auf, wie sich an Hand von Korrosionsversuchen gezeigt hat. Hierbei ergab sich ein Gewichtszuwachs von 1 mg/cm² bei einer Einwirkungszeit von 17 Stunden und einer Einwirkungstemperatur von 1000⁰C in Luft. Der Gewichtszuwachs folgt dabei einem Gesetz, deren Verlauf in dem Diagramm in Fig. 11 dargestellt ist, in welchem auf der Ordinate der Gewichtszuwachs in mg/cm², auf der Abszisse die Zeit aufgetragen ist.

30 Beispiel 8

Der Ausgangsstab weist folgende Zusammensetzung auf:

Co 62%

Cr 200/0

Ni 10%

Nb 7,1 %

C 0,9%

Nach Behandlung des Stabs wie beim zuvor geschilderten Beispiel wird eine Legierung erhalten, deren Gefüge in Fig. 12 dargestellt ist, die eine optische Mikrofotografie eines Transversalschnittes durch die Probe (Abbildungsmaßstab 780) wiedergibt. Das Gefüge weist eine Grundmasse mit Kobait — Nickel — Chrom in fester Lösung mit einer kubischen Struktur und zentrierten Flächen auf, in der längliche, monokristalline Teilchen von Niobkarbid eingebettet sind. Bei 1000⁰C liegt die Zugfestigkeit einer solchen Legierung bei 44,5 hbar.

Das in der festen Lösung enthaltene Kobalt kann durch Eisen, also einem der achten Gruppe und vierten Periode des periodischen Systems angehörendes Metall ersetzt werden. Es wird ein Material mit guter Beständigkeit gegen Trockenkorrosion erhalten, wenn man gemäß folgendem

Beispiel 9

von einem Stab folgender Zusammensetzung ausgeht:

Fe 48,5%

Cr 22%

Ni 17,5%

Ta 11,25%

C 0,75% ^6s

^ Der erhaltene Verbundwerkstoff, dessen Gefüge in Fig. 13 durch elektronenmikroskopische Abtastung 770 3

(AbbUdungsmaßstab 5800) sichtbar gemacht worder ist, besteht aus Tantalkarbid-Fasera in einer austeniti· sehen Fe-, Cr-, Ni-Matrix, die insbesondere gegen HochtempsraturJtorrosion beständig ist, wie diese an Hand von Laborversuchen festgestellt worden ist, bei denen ein Gewichtszuwachs von 0,8 mg/cm* nach einer Einwirkungszeit von 17 Stunden bei 1000⁰C w Luft festgestellt worden ist. Der Gewichtszuwach« folgt der im Diagramm der Fi g. 14 gezeigten Kurve

Beispiel 10

Es wird bei den vorgenannten Beispielen verfahren, jedoch wird Tantal vollständig oder teilweise durch Hafnium ersetzt. Die Karbide dieser beider Metalle sind in allen Verhältnissen mischbar, so da£ die verfestigte Phase aus monokristallinen Partikeln einer einphasigen Karbidmischung TaC — HfC gebildet ist.

Es wird von einem Stab folgender Zusammensetzung ausgegangen:

Co 57°/o

Cr 20<Vo

Ni 10»/o

Ta 9,7%

Hf 2,5%

C 0,8%,

Das Gefüge des auf diese Weise bei einer Geschwindigkeit V von 1,2 cm/h erhaltenen Materials ist aus der durch Abtastung erhaltenen elektronischen Mikrofotografie gemäß Fig. 15 (Abbildungsmaßstab 5800) erkennbar. Die feste Lösung in kristalliner Phase, die 80 % TaC und 20 % HfC enthält, stellt einen Mischkristall dar, der die größte bisher bekannte Temperaturbeständigkeit aufweist (Schmelztemperatur ungefähr 3940° C).

Bei den zuvor geschilderten Verbundwerkstoffen kann ein Ergänzungselement zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften der Grundmasse durch spätere thermische Behandlung oder durch Ausscheidung während des Erstarrens zugegeben werden. Bei Legierungen auf der Basis Nickel wird Aluminium in einem Verhältnis von 2 bis 6 % hinzugefügt. Nachfolgend sind einige Beispiele solcher Legierungen beschrieben.

Beispiel 11

Es wird von einem Legierungsstab folgender Zusamenmsetzung ausgegangen:

Ni 70%

Ta 16,3%

Cr 10%

C 0,7%

Al 3%

Nach einer orientierten Erstarrung wird ein Verbundwerkstoff erhalten, bei dem Tantal im Überschuß in der Grundmasse gelöst ist, in welcher wiederum eine verfestigte Phase aus Tantalkarbid eingebettet ist und die eine intermetallische Verbindung in kubischer Struktur mit zentrierten Flächen entsprechend dem Abschnitt / des ternären Ni-, Ta-, Al-Diagramms aufweist, welche während des Abkühlens nach dem Erstarren entsteht und deren Verteilung durch strukturelles Ausscheiden verbessert werden kann.

Das Gefüge eines solchen Verbundwerkstoffs ist in Fig. 16 gezeigt, die eine unter einem Winkel von 24°

aufgenommene Mikrofotografie (Abbildungsmaßstab 5200) wiedergibt. Die im Querschnitt viereckigen Karbidfasern sind in einer komplexen Grundmasse, weiche die intermetallische Verbindung in kubisch flächenzentrierter Struktur entsprechend dem Abschnitt / des tern'ären Ni-, Ta-. Al-Diagramms enthält, eingebettet. Die Mikrofotografie zeigt das Gefüge im Rohzustand der Erstarrung, doch kann es durch thermische Behandlung verfeinert werden.

Die direkte elektronenmikroskopische Untersuchung, deren Ergebnis in Fig. 17 (Abbildungsmaßstab 27000) festgehalten ist, zeigt die besondere Form der intermetallischen Verbindung in kubischer Struktur mit zentrierten Flächen entsprechend Abschnitt / des ternären Ni-, Ta-, Al-Diagramms und die genaue Gefügebildung der Grundmasse-.

Im unbehandelten Zustand weist dieser Werkstoff bei Umgebungstemperatur eine Bruchgrenze von 125 hbar bei einer Bruchdehnung von 10°/_u auf.

Beispiel 12

Der Ausgangsstab weist folgende Zusammensetzung auf:

Ni 72 »Ό

Cr ΙΟ⁰/,,

No 14,3« ο

Al 3 »/o

C 0,7" u

Hiermit wird ein Verbundwerkstoff mit einer dem vorgenannten Beispiel ähnlichen Gefüge erhalten, jedoch isi in diesem Fall Tantal durch Niob ersetzt.

Beispiel 13

Es wird von einem Stab folgender Zusammensetzung ausgegangen:

Ni 76,5°/o

Ti 8,2%

Cr lOo/o

C l,3o/o

Al 4%

Nach einer Behandlung in der vorstehend be-

schriebenen Weise bei einer Fortbewegungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfront von 2,5 cm/b wird ein Verbundwerkstoff erhalten, der eine verfestigte Phase von Titankarbid enthält, weiche in eine:r Grundmasse Nickel-Chrom mit einer intermetallischen Verbindung Ni.j (Ti. Al) mit einer kubisch fläc.henzentrierten Struktur eingebeitet ist, wobei die Struktur durch Ausscheiden verbessert werden kann. Fig. 18, die eine durch Abtastung erhaltene, unter einem Neigungswinkel von 40 aufgenommene elektronische

Mikrofotografie (Abbildungsmaßstab 2300) wieder gibt, zeigt das sehr feine Karbidgefüge der verfestig ten Phase, ebenso wie die kubisch flächenzentrierti Struktur der intermetallischen Verbindung entspre chend dem Abschnitt / des lernären Ti-, Ni-, AI

Diagramms, die im Rohzustand der Erstarrung auf tritt.

Hierzu 10 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Aus einem poly Varianten System gerichtet erstarrter, faserverstärkter Verbundwerkstoff mit einer Matrix, bestehend aus wenigstens einem Metall der Gruppe Kobalt, Eisen und/oder Nickel, 5 bis 25 °/o Chrom und gegebenenfalls Titan, Tantal und Niob, und mit einer aus orientierten »Whiskers« bestehenden Verfestigungsphase aus einem Monokarbid wenigstens eines der Metalle Tantal, Niob, Vanadium, Zirkonium, Hafnium und/oder Titan mit der Maßgabe, daß Titan, Niob, Tantal auch überstöchiiometrisch im Verhältnis zum Kohlenstoff, höchstens jedoch bis zu 12 bzw. 17 bzw. 18%, vorliegen können, wobei sich alle Prozentangaben auf die Schmelzanalyse beziehen.

2. Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bei Verwendung von Tantal als Karbidbildner Tantal mit mindestens 10% vorliegt.

3. Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bei Verwendung von Titan als Karbidbildner Titan mit mindestens 8% vorliegt.

4. Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bei Verwendung von Niob als Karbidbildner Niob mit mindestens 7% vorliegt.

5. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gek<;n:izei. hnet, daß die Zusammensetzung so gewählt ist, daß die Matrix austenitisch ist.

6. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß er Kobalt und Nickel enthält.

⁷. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß er Eisen und Nickel enthält.

8. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß er 2 bis 6% Aluminium enthält.

9. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Verfestigungsphase durch ein Mischkarbid der Übergangsmetalle der IV. Nebengruppe und der V. Nebengruppe des Periodensystems gebildet wird.

10. Verbundwerkstoff nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß ein Mischkarbid von Tantal und Hafnium vorliegt.

11. Verbundwerkstoff nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Mischkarbid aus 80% Tantalkarbid und 20% Hafniumkarbid besteht,

12. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß die »Whiskers« eine geringste Querabmessung von 0,3 bis 2 μ und eine mindestens 3000fache Länge aufweisen.

13. Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß zunächst aus den Ausgangselementen ein isotroper Körper erschmolzen wird, der nach seiner Erstarrung erneut aufgeschmolzen und dann gerichtet erstarrt wird, derart, daß die Wanderungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfront 0,5 bis 15 cm/h beträgt, wobei der Temperaturgradient an der Erstarrungsfront bei mindestens 100°C/cm eingestellt wird,

14, Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß der gerichtet erstarrte Verbundwerkstoff in bei hochwarmfesten Legierungen herkömmlicher Weise anschließend noch ausscheidungsgehärtet wird.