DE2018770C3 - Aus einem polyvarianten System gerichtet erstarrter, faserverstärkter Verbundwerkstoff aus hochwarmfesten Legierungen sowie Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

Description

sich

metallische

Die Erfindung bezieh.
bundwerkstoffe aus ^ ^

faserfönwgen Einkristallen sogenannte sowie auf ein Verfahren zu dessin Herstellung.

ld^

^Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bei Verwendung von Tantal ils Karbidbildner Tantal mit mindestens 10·/.

3. Verbundwerkstoff nach Anspruch I, dadurch gekennzeichnet, daß bei Verwesung von Titan als Karbidhildner Titan mit mindestens 8·/. vorli_e£,

4. Verbundwerkstoff nach Anspruch !,dadurch gekennzeichnet, daß bei Verwendung von Niob f's Karbidbildner Niob mit mindestens 7·'. vor-

I Verbundwerkstoff nach einem der Aniprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnei, daß die Zusammensetzung sr gewählt ist, daß die Matrix nustenitisch ist

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

7. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch ge'- -nnzeichnet, daß er Eisen und Nickel enthält.

8. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 br, 7. dadurch gekennzeichnet, da« er 2 bis 6» a Aluminium enthklL

9. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch geVenn?^ ichnet, daß die Verfestigungsphasc durch ein Mischkarbid der Überganesmetalle der !V. Nebengruppc und der V. NeberTgruppe des Periodensystems gebildet

IG. Verbundwerkstoff nach Anspruch <;. dadurch gekennzeichnet, daß ein Mischkarbid von Tan.nl und Hafnh.m vnrlir, ι

«!. VerbunJwerkstoff nach Anspruch 10, dadureh gekennzeichnet, düJ das Mischkarbid aus 80°/o Tantalkprbid und 2ü°/o H&fniumkarbid be· _ste]„

- 12. - Verbundwerkstoff nach einem der Aniprüchel bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß

' die »Wriiskere« eine geringste Qu · - nessung von O₅? bis 2 ti und eine mindestens 3000fache Länge aufweisen *

Ϊ3. Verfahren zur Herstellung emes Verbundwerkstoffs nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß zunächst aus den Ausgangselementen ein isotroper Körper er-

.schmolzen wird, der nach seiner Erstarrung erneut aufgeschmolzen und dann gerichtet erstarrt wkd, derart, daß die Wanderungsgeschwinwie auf ein e

Es ist bereits vorgeschlager»worden =o 3 1244d2) ^

US-PS

eben durch orient ^^y/^!^

binärer Systeme herzustellen. Dc d.e metall- ehe Grundmasse eines binären Sysim kerne,au*.

reichende ^f ^^"^

a₅ s.on besitzt, konnten auf diese Weise

dukte r-.it nur ungenugeaden Eigenschaften, msbe-

, sondere mit starker Korrosionsneigung bei hohen Temperaturen, erzeugt werden.

Es sind ferner bereits Legierungen mit temarer

eutektis-her Zusammensetzung vorgeschlagen worden (DT-OS 1 801 594), die aus zwei Phasen namlicn einer Grundmasse aus N.ckel oder Kobalt oder Chrom und einer orientierten Verfestiyingsphase in Form von h-.chwiderstandMahigen Fasern eines Monokarbids eines Übergargsmetalls bestehen. Femer sind Legierungen mit monovarianter, ternär eutektischer Zusanint-nsetzung vorgeschlagen worden (DT-OS l 928 2>8, die entweder in einer Grundmasse einer Nickel- oder Koualt-Legierung Fasern

eines Karbiüs oder einer k«rbidmischiing von ÜbergangsmeiaJlen oder eines Chrom-Karbids oder eines Karbids ein« Gnindmettlls der Matrix aufweist, oder aber in eine; Nicke aluminid-Gnmdmasse Chromfrsern aufweist. .... ....

Es ist festzusielle», daß die Variationsbreite dieser vorgc* ilagenen verschiedenen Leitungssysteme, die durch die Differenz zwischen der Anzahl der chemischen F'emente der Legierung und der Anzahl der Ugierung^phasen ausgedruckt wird, den Wert i nichi überschreitet, d. h.. diese Systeme sind entweder invariant oder bestenfalis monov»nant.

Bisher sind keine Legierungssysieme .nit einer or- n„crten Verfestigungsphase vorgeschlagen worden. durch eine gerichtet: Erstarrung gewonnen wcden -id deren Variationsbreite großer aEs bins, d. h. zum Beispiel Zwei odor Drei betragt, d. n., es sind keine Systeme bekannt, in denen die Differenz zwischen der Anzahl der präsenten chemischen Wemente und der Anzahl der nach der orientierten Krstaming erhaltenen Phase großer als Eins ist. Die Gründe hierfür sind im wesenllicnen folgende:

Die Phasendiagramme von quaternär^ qumarcn und höheren Systemen sind gar nicht oder nur mangelhaft bekannt, .

die Notwendigkeit, den VerteilungskoefPzienten sämtlicher an«· sender Elemente, d. h. den. bei einer gegebenen Temperatur vorhandenen Verhältnis der Konzentration jedes E'ementes in der festen und der

F^if"

so da^ die für das Verfahren des orientierten Erstarrens einzuhakenden Arbeitsbedingungen äußerst schwierig zu verifizieren sind.

Es ist bekannt, daß die Matr'u. von Legierungen auf der Basis Kobalt, Nickel oder Eisen nur eine schlechte KorrosionsbestUrdigkei κ-ϊ hoher Tempe-

Systemen führt die Bee-.xr-^.g der Variationsbreite foz^v. damit der Anza^ der präsenten chemischen Elemente unter '■■ r^:cksichtigur.g dessen, d^ß die

flüssigen Phase, Rechnung zu tragen, macht es prak- hohen Temperaturen aufweist und deren Verstartisch unmöglich, die einzuhaltenden Erstarrungs- kungsphase bei den Anwendunasiemperaturcn bedingungen genau vorauszusehen; absolut stabil ist. Der Verbundwerkstoff «»II «gen

um für die Verwendung bei hohen Temperaturen thermische Ermüdung beständig sein, d. h. eine" {Tute geeignete Produkte zj schaffen, muß das Schmelzen 5 Tempeiuturwechselfcstigkeit aufweisen, und bis iu und Erstarren bei hohen Temperaturen stattfinden, hohen Temperaturen efne erhöhte Elastizitätsgrenze

besitzen.

Fs sollen ferner orientierte Legierungen mit zwei Veriestigungsphascn geschaffen werden, von denen

Di; Nachteile der bekannten Systeme sind fol- io eine aus in "der Grundmasse eingebetteter, länglichen gende: ^ ,„,-»,. Fasern und die andeie in der Grundmasse dispers

"" ' ' ' " ' " verteilt ist, um die Scherfestigkeit und Harte der

Grundinasse zu verbessern, die dadurch E:in.»chnürungen zwischen den Fasern besser auf die orientierte ratur aufweist, zumindest jrkzi _ sie keinen aus- 15 Phase verteilt.

reichenden Chrornantei'. bcs;*--. in den genannten Schließlich sollen durch die Erfindung Legierun

gen mit orientierter Ve^rfestigungsphase erhalten werden, tue aus einer Grundmassc auf der Basis von Eisen. Kobalt oder Nickel mit zusätzlich Chrom so-

ßndstruktur durch twe gleichgerichtete Erstarrung 20 wie einem von Chro-n verschiedenen Zusa'zelement fcihalten wird, zu nachstehenden Konsequenzen: und aus einer orient!.-' :n Verfestigungsphase aus

Wird der Matrix kein Chro'n zugeführt, so ist einem Karbid dieses von Chrom verschiedenen Zutleren Korrosionsbeständigkeit bei erhöhten Tempe- satzelementes bestehen.

raturen sehr ungenügend; Diese Bedingungen erfüllt gemäß der Erfindung

ist Chrom, wie beim Stand der Technik, als Be- 25 ein aus einem polyvarianten System gerichtet erstandteil der Grundmasse und in Form des Karbids starrter, faserverstärkter Verbundwerkstoff mit einer Ci₃C₇ in der Verfestigungsphase enthalten, so neigt Matrix, bestehend aus mindestens einem ..»dall der dieses Karbid bei Temperaturen zwischen 730 und Gruppe Kobalt, Eisen und'oder Nickel und 5 bis 870° C zur Umwandlung zu Cr₂₃Cg'inter Freisetzung 25" η Chrom sowie gegebenenfalls Titan, Tantal, von Kohlenstoff, der sich beispielsweise in Form von 30 Niob, und mit einer aus orientierten »Whiskers« bc-Cr.,;,C_e in der Grundiiasse einlagen (J. R. Lane und stehenden Verfestigungsphasr aus einem Monokarbid N. J. Grant »Carbide Reactions iu 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 Lant und Grant untersuchten Legie- jedoch bis zu 12 bzw. 17 bzw. 18" 0 vorliegen körrungen, ir vlenen die Verfestigungsphase feindisperse
Form besitzt, keine schädliche Wirkung hat, hat
jedoch bei Legierungen mit orientierter Verfestigungsphase einen vernichtenden Effekt. Die Verfestigungs- 40
phase spie't die Rolle einer Armierung, die praktisch
den größten Teil der einachsigen Zugfestigkeit der
Legierung ausmacht, während dit- Grundmasse eine
Bindefunktion zwischen den Fasern der Verfestigjpgspliase erfüll·, urn 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 Uud die daraus resultierende Dilata- etwa 1400 C. Damit ist es möglich, Verbundwerküon verschlechten tue Bindung zwischen den Fasern stoife eines polyvarianten Systems mit hervorragen- und der GruaJmasse erheblich. den mechanischen Eigenschaften zu erhalten. Die

Soll Chrom ^woh! in der Grund.nasse als auch 50 geometrische Form der die Verfestigungsphase bilin der Verfesiigungs^hase vorhanden sein, ;.·.:> t.for- elenden Pirükeln läßt sich dabei unter anderem dem die Regeln über den Verteilungskoctfizient einen
sehr hohen Chiumamci! in der Grur.dmaive. Es «st
wti.ei in bekannt, daß geringste Mengen an Verunreinigungen, z. B. Stickstoff, dessen VorhanJenscin 55
bei der industriellen Hers· ellung praktisch nie ganz
vermiedefl werdi η kann, Chrom .tnd i»'t Chrom an-
_r* gereicherte feste Lösungen stark verspröden.

'"Jcr Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, Verbundwerkstoffe mit orientierter Verfestigungsphase, 60 gangsmetall der IV. und V. Neoengruppe besteht und die durch orientiertes Erstarren erhalten werden, zu bei dem Kohlenstoff und das Übergangsmetall in der schaffen bei denen die Variationsbreite größer als Legierung in stöchiometrischen Verhältnissen vor-Etns ist, so daß in jedem AnwendnngsfaH die für die liegt., einer Rückschmelzung und gerichteten Erstarr.Tundmasse bzw, für die yerfestigungsphase opti- rung bei entsprechenden Bedingungen unterworfen, md'en Zusammensetzungen gewählt werden können. 65 so wird eint; Legierung mit einer orientierten Ver-TRa sollen insbesondere Ve-bundwerkstoffe vorge- festigungsphase erhalten, bei der dann, wenn ucr schlagen werden, deren Grundmasse nicht spröde ist Gcsamt-Chromgehalt 25°/o nicht übersteigt, die üiid dennoch eine gute Korrosionsbeständigkeit bei Matrix aus einer festen Lösung von Chrom in dem

nen, wobei sich alle Angaben auf die Schmclzanalyse beziehen.

Alle Gehahsangaben gelten in Gewichtsprozent.

Die Erfindung basiert auf der Feststellung, daß in dem lernärcii System Kobalt—Tan'al—Kohlenstoff ein Pseudo-Eutikum in eiirm pseudobinären System vorhanden ist, in welchem ein-2 der Phasen Tantalkarbid — TaC —. die andere Phase Kobalt ist. Der

durch den Chromgehalt einstellen, der die Bildung ha;irförmiser Partikeln gegenübe: lameUenformigen begünstigt.

Die Erfindung basiert ferner auf folgender Fjststr'lung:

Wird ein l.egierungsstab, der mindestens aus einem Metall der Viii. Gruppe der 4. Periode, aus Chrom, Kohlenstoff und mindestens einem Über-

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Metall der VIII. Gruppe der 4. Periode und die laßt sich insbesondere die Härte der Matrix beeinörientierte Verfestiguiigsphasc aus länglichen Fasern flüssen.

eines oder mehrerer Karbide der Übergangsmetallc Die Erfindung sieht ferner vor, daß die Verfesti-

der IV. und V, Nebengruppe besieht. Dies bedeutet, gungsphase durch ein Mischkarbid der Cbergangs-

däß Chrom praktisch zur Gänze in den'Melallen der 5 metalle der TV. und der V,' Nebcngnippe des Peri-

Grundmässe|nrfeste Lösung geht und daß das oder - odensystems^; gebildet ist. H.;:niii können; unter

die Metalle der IV. und V. Nebengruppe praktisch anderem der'Schmelzpunkt'beeinflußt¹'werden. So

zur Gänze mit Kohlenstoff gebunden sind. üe^t beispielsweise der Schmelzpunki eines Misch-

Die Erfindung gründet sich ferner auf die Feststel- karbids aus 80° ο TaC und 20Vo HfC höher aii der

lung, daß das Co-Cr-Diagramm eint η sehr flachen io Schmelzpunkt der Einzelkarbide.

Chrom-Konzentrationsverlauf l'.s etwa 25⁰O 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 oie die Verfestigungsphasc 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 herstel-

bzw. Nadeln und/oder Plattchen 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- starrungsfrcr.t bei mindesten- 100° O'cm eingestellt

gewichtsanteil bei Nie] el-Chrom flach verlaufen. 25 wird. Der so erhaltene Verbundwerkstoff kann an-

Nachfolgend sind e?nige Beispiele von komplexen schließend noch in bei hochwarmfesten Legierungen

Systemen geschildert, welche zu Je·; erfindungsge- herkömmlicher Weisr ausscheidungsgehärtet werden.

mäßen Legierungen führen: Weitere Einzelheiten und Vorteil·: der Erfindung

η w; τ- r ergeben sich aus de folgenden Beschreibung der

C Zcr —Ta~C ³° Zeichnung. Hierbei z^.gt

O₃ £_r J^Jj₃_'_Q Fig. 1 eine schematische Ansicht einer Ausfüh-

£ _~ ~ j,' «-. rungsform einer Vorrichtung zur Erzeugung eines

Co--Ni— Cr Ta c' erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs und zur

Co — Ni Cr Nb C Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens,

O₁ ^j _Ct j_a Hi-C ^{35 F}'g·^{2 e}'^ne schematische Ansicht einer anderen

P_e ^i Q^ j_a Q ' Ausführungsform der Vorrichtung,

Nj ~q_t j_a Q ' l- i g- 3 ein den Temperaturverlauf im Ausgangs-

Ni £_r »jh C ^s'^ak darstellendes Diagramm,

Nj Q, yy j₃ Q Fig. 4 eine schematische Ansicht einer dritten

Nj r _r A] jj c' ⁴° Ausführungsform der Vorrichtung,

F i g. 5 ein Festigkeitsdiagramm,

(icmaß einer bevorzugten Ausführungsform der Fig. 6a, 6b, 7 bis 10 mikrofotografische SchüS"-

F r'indurig ist die Zusammensetzung so gewählt, daß bilder von Verbundwerkstoffen gemäß der Erfindung, ι Matrix austenitisch ist, d.h. aus einer festen Fig. 11 ein KonOsionsdiagraim-,

Lösung auf der Basis Eisen und/oder Nickel und/ 45 Fig. 12 und 13 weitere Schliffbikkr von Verbundoder Kobalt, welches im kubischen System mit zen- werkstoffen, irisrten Flächen kristallisiert, besteht. Fig. 14 ein weiteres Korrosionsdiagramm,

Eine solche Grundmasse erleidet von der Um- F i g. 15 bis 18 weitere mikrofotografische Schliff-

gebung-'emperatur bis in die Nähe der Schmelzten¹.- bilder.

pcratur keine allotropen Veränderungen, so daß sie 50 In Fig. I ist eine Ausführungsfonm einer Vorrich-— unter anderen Vorteilen — keinen plötzlichen tung zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs gemäß Volumenändeningen bei Temperaturwechsel unter- der Erfindung dargestellt, bei der durch Elektronenworfen ist, Volumenänderungen, die ansonst zu beschuß eine Schmelzzone erzeugt wird. In einem einer mehr oder minder lokalisierten Deformation nicht dargesxefiien, evakuierten Raum ist der zu be- oder zu Eigenspannungen führen würden. 55 handelnde Legierungsstab 1 in vertikaler Stellung

Gemäß einem weiteren Ausführungsbeispiel ent- durch Einspannen seiner beiden Enden mit Hilfe de.' hält der Verbundwerkstoff 2 bis 6 °/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 mechanisch t Eigenschaften weiter ver- 60 eines nicht dargestellten Schraubantriebs eine vertibessert werden können. Der gleiche Effekt wird dann kale Translationsbewegung mit konstanter Geschwinerreicht, wenn, wie bereits beschrieben, der oder die dig'-^'t durchführen.

Karbidbildner gegenüber Kohlenstoff überstöchio- Die Elektronenkanone weist einen Tantaldraht 5

metrisch vorliegen Auch iie gehen im Umfang des auf, der mit Hilfe des Jouleschen Effektes auf hoher Überschusses eine feste Lösung oder eine oder mehr O5 Temperatur gehalten wird und die Elektronen emitin! < ^-metallische Verbindungen mit den Metallen der tiert Der Draht liegt gegenüber dem zu behandeln-Matnx ein und führen praktisch zu einer zweiten den Stab 1, der an die Masse der Vorrichtung ange-Vcrfesiigmigspnase neben den Karbidfasern. Hiermit schlossen ist, an hoher negativer Spannung. Zur

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Fokussierung der den Stab in einer ringförmigen rungspunkt des den Stab bil·' iden Materials dar.

Zone treffenden Elektronen liegt ein um den Stab Die Temperaturku^ve D k^nn in drei Abschnitte

und den Draht angeordneter Behälter 6 aus Tantal untn-dlt werden:

«n gleich hoher negativer Spannung wie der Draht. _{ejnen Abschnitt a mit stark positivem Anstieg}

KutdieserAnordnunpbe.derderprahtundd.es gegenüber der Ordinate i:

Schmelzzone 7 e.nanr· nicht benar.ibart sind, w.rd J^_{n Abschnitt b mit} g_eringem positivem An-

der wechselseitige N Verschlag von Mctalldampfen, stiee·

die beide leile emittieren, vermieden. Der erforder- ^ _{Abschnitt c mi}, _{starkem negail}v_em An-

hche Temperaturgradient wird durch Strahlungskuh- _s{·

lung Jer erstarrten Zone gesichert. io

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

tronenkanonr 4 in ihrer untersten Stellung; die An- Temperaturlinie r, stellen die Begrenzungen des noch

Stiegsgeschwindigkeit kann zwischen 0,5 und 15 cm/h nicht geschmolzenen Teils S₁. des f.'issigen Teils L

liegen. und des bereits wieder erstarrten Teils S₁ des Stabs dar.

In Fig. 2 ist eine andere Ausführungsform zur 15 Die besondere, oben definierte Konfiguration der

Durchführung de¹; erfindungsgen^äßen Verfahrens Temperaturkurve wird dadurch erhallen, daß dem

dargestellt. Bei dieser Ausführungsform kt ein hoch- Schmelzbereich I. eine große Länge — mindestens

temperaturbeständiges, festes Rohr 10 vorgesehen, in gleich dem Duichmesser des Stabs — zugewiesen

deren Innen, aum ein metallischer Stab 11, dessen wird, indem der unteren Heizstufe 17 eine gegenüber

Zusammensetzung der gewünschten Legierung ent- 20 den anderen Stufen 18,19 hö'iere Heizluslung ve -

spricht, angeordnet ist. Das Rohr 10 ist mit Abstand liehen wird und anschließend an diese Stuft die Küh-

von einem weiteren Rohr 12 umgeben, wobei im lung zur Wirkung kommt. Auf diese Weise wird ein

Zwischenraum 13 zwischen den beiden Rolirr- ein stark erhöhter Temperaturgradient an der Erstar-

durch das Röhrchen 14 zugeführtes und durch das rungsfront. nämlich der gemeinsamen Grenze der

Röhrchen 15 abgesaugtes Schutzgas zirkuliert. Die 25 Bereiche L und S 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 ErstaTungsfront, so daß die umgeben, die in der wiedergegebenen Ausführungs- MikroStruktur des erstarrte·. 3ereichs 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 Fortbewegungsgeschwindigkeit oder in der Heizauf, mit deren Hilfe eine Temperatur von mindestens leistung sind für die in der Ersiarrungsfront 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 irische 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 Erstarrungsfront orien-Rohrs 10. An die Heizung schließt sich nach unten lierten Monokristallen häufig auftreten,
eine Kühleimrichtung 26 an, die aus einem Körper 40 In F: 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-Kühirfiüic? zirkuliert. rungshpi«n>1 ϊςί eine Induktionsheizung vorgesehen.

Die aus der Heizung 16 und der Kühlung 26 be- Die Induktionsspule 40 umgibt ein Rohr 41, z.B.

stehende Eißheit kann bezüglich der Rohre 10 und 45 aus gezogenem Quarz. Die Aufheizung erfolgt durch

12 eine ziir gemeinsamen Achse der Rohre parallele Zwischenschaltung eines die Rolle des Susze · ors

Translatinnsbewegung mit Hilfe eines nicht darge- übernehmenden Graphitrohrs 42, welches durch

Stellten Antriebs durchführen. Das Rohr ICf lagert Strahlung ein hochtemperaturfestes Rohr 43, in wel-

auf einem Träger 30, der mittels eines zirkulierenden chem sich der zu behandelnde Stab befindet» aufheizt.

Fluids gekühlt wird, indem das Kühimiüei in eine 50 Das Rohr 43 ruht auf einem Kühlträger 44. Dieser

Kammer 31 des Trägers 30 einströmt und über die Kühlträger wird aus einem massiven Zylinder aus

von dieser Kammer durch eine Zwischenwand 33 Kupfer gebildet, der durch umlaufendes Wasser ge-

geircnnte Kammer 32 abströmt. kühlt wird. Das Wasser gelangt bei 46 in ein zentrales

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, da& entlang der Achse des Stabs 11 die im Die Basis des Rohrs 41 wird durch in einem Kanal

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

Tempf.raturverteilung erhalten wird. In den ringförmigen Zwischenraum 50 zwischen

Auf der linken Seite des Diagramms ist der Stab 11 dem Rohr 41 und dem Graphitrohr 42 wird über das in der gleichen Stellung wie in F«g. 2 gezeigt. Der 6e Röhrchen 49 Schutzgas eingeleitet wobei die Evaku-Pfeil deutet die Bewegungsrichtung des Stabs ί! rcning des Zwischenraums durch die obere Öffnung gegenüber den Etagen !7» 18 und 19 der Heizung an. Si erfolgt. Die aus Heizung und Kühlung bestehende Im rechten Teil des Diagrar ims zeig» die Kurve D Einheit ist vertikal angeordnet und erlaubt eine Rerepräsentativ die Temperaturenrwicklung entlang des Iatiwerstellung 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 zu guten Ergebtur /, auf der Ordinate die Länge / des Stabs aufge- nissen führende ^Vr»rrichrung weist ein die zu schmeltrages. Der Punkt;₍ stellt den Schmelz- «ad Erstar- zende Legierung t,nlhaltendes, hochtemperaturfestes

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 von 250 mmauf. Der Sttom Der Ausgangsstab weist folgende

des SjDÜl;Schutzgases zirkuliert mit einer Rate von zung auf:

0,5 l/rhini Die konstante For*^{s g}w»gungsgescliwindig- 5

keit des die .Einhält tragenden vvagens beträgt zwi- _{r 770/}

sehen 1,18 und 3b cm/h. Der HOchfrequenzgenerätor r " ι<o/''

) erzeugt, eine Freguenz von 1 MJiz:,. Die Induktions- ~^r ' Λ Μλ ·

spule weist neun Windungen mit* einem Abstand von _c o's⁰/"

jeweils 1 cm auf Die Regeleinrichtung erlaubt eine io °

Temperaturregelung mit einer Genauigkeit von

weniger als 1°C. Die Verfahrensweise ist wie b'i Beispiel I. jcdoch

Nachfolgend sind einige Beispiels von Verbund- mit einer Ge*chwindigkeit V von 2,5 cm/h Der et-

werkstoffen gemäß der Erfindung angegeben. haltene Verbundwerkstoff «/*·; (,»...,~.·,.,~»~λ» ™».

ϊΐοήΓνίίΓ Γ ^ ^{V Vü}" ²·^{5 Cm/h Der cr} ..allene Verbup.!werkstoff wei „ hervorragende me-

B e i s ρ i e 1 1 '^{5 chc}"^lsche Eigenschaften r,e« hoher Temperatur, wie

autn bei Umgebungstemperatur auf. Beim Zugv

*^^^¹*"*'™ ^{ergibt sich eine Z}

Der Ausgangsstab weist eine durch Gießen erhal- ^χ^λΎ^^"*™ ^{ergibt sich eine Zuß}" tene Ausgangslegierung mit folgender Zusammen- Il5_hba IZ } t"\.Tu ^Zu8^festi"^keit T setzung auf: JL. ⁿ!?^{ar und eme} Bruchdehnung von 20% (s.

^a° ¹^g-⁵)- Die Ermüdungsgrenze bei 10⁷ Biegewech-

Co ₇₇o/ sein hegt bei ± 65 h .ar.

Ta 12 2°o/_n ,α^{61 erhohter} Temperatur besitzt der Verbundwerk-

Cr ₁₀Ό_/π · ^eine |"^te mechanische Widerstandsfähigkeit und

C ;;; % ₈ ^/0 _c,_{o ai} ™^e. ^Korrosionsbeständigkeit.

⁵ . f?}^m Kriechversuch unter 1000^rC und 10,5 hbar

Der Stab wird in einer Vorrichtung gemäß Fig 4 Z-S2 S onno^hi^{eit 185}° ^Stunden. Die Bruchgren*e behandelt. Die Relativgeschwindigkeit V der Verstell er , V ^{C 70 hbar und bei 100}°^{c c 40 hbar}·

bewegung des Stabs wird auf 1,2 cm/h eingeregelt m„r^L ^lches.^^terial besitzt bei Umgebungstempe-Die von der Induktionsspule erzeugte Herzleistung q₀ keit -I ^erhohter mechanischer Widerstanrisfähigwird derart geregelt, daß die Höhe des Schmelzbades srhnft Λ ^^{165 Dehnu}n^vcrmögen. Diese Eigengleich oder größer ist als das Fünffache des Stab- einprc ! ,^vermut!·^ darauf zurückzufüh.en, daß durchmessen;, der im vorliegenden Fall 8 mm be 1 j ^StruI>""· ^der verfestigten Phase ihre

trägt. Für größere Durchmesser kann dieses Verhält- cinp ^Wirkl<a? vollauf erfüllt, obglexf sie

nis bis auf 1 absinken. Unter diesen Bedingungen « trii ^ver8^Ie>chsweise kleinen volumetrischen An-

wird an der Erstarrungsfront ein I emperetureredient tn ^{ώυΑηΐίις}"¹ andererseits ein beachtliches Form-TOn etwa 150-C/cm erreicht. -ndeningsyennögen vor Erreichen der Bruchgrenze

Physiko-chemis.ne Untervjchungen zeigen, daß «ιβλ«⁸«* !,"¹^₁ ^sclchcn Regierung bestehenden Wcrkder Vertundwerkstoff eine Grundmasse v»n Kobalt γΪ p"^rhanden j^st-

Chrom in fester Lösung aufweis., in der monokristal- ** reich! \.^{aramefer fur} die Heizfunktion können in ausline, faserförmige Partikeln aus Fantaikarbid (Ta^i JZ ρ °1f^{Toücm M}aß abgewandelt werden. So kann welche im wesentlichen parallel ur Stahachse ver fmnf t^f.^{wepUngsgeschwindi}S^{keit der} Erstarningslaufen, eingebettet sind. Diese Partikeln sind Fasern werrti η "^V*'⁸**⁰¹ ' ^{und I5 5 cm/h} S^ereS^elt eut mehr oder minder regelmäßiger, poiy»onaf-r 'J]-St V ^{an der} Erstarrungsfront entwik-

Kontur. ° ^y° -^T J™"« Temperaturgradient kann in bestimmten FSI-

■■- Das Verhältnis zwischen den vorhandenen lamei- d«, » ⁷.^{U e}?^{nem Wert} von 30^C/cm abgesenkt werteren und zylindrischen Partikeln ist eine Funktion zielt Il 'Τ°^{Γ noch} befriedigende Ergebnisse erder Arbeitsbedingungen. In jedem Fall liegt die in riJr "., ^{ISt mö}&^ich< den Gehalt an Chrom kleinste Abmessung dieser Teilchen zwischen 0 3 und ™ ™ ^u™nanrasse, die Fortbewegungsgeschwindig-2._MjJcron, wobei ihre Längs etwa 308öraal so groß so dV-it« ^arrungsfront und den Temperaturgrawie diese kleinste Abmessung ist Die Natur und S α ^{&T From zu re}S^eIn' um eine bestimmte Struktur dieser Teilchen einerseits und der Zusam- äST ^esugicn Phase zu erreichen, sei es mensetzung der Grundmasse in fester Lösung an- _a.,^_Ph ^annahrcn^d ausschließlich aus Zylindern, dererscits verleiht dem Material eine hervorracende hc^h· ^*™¹¹™ ^oder aus dreiarmigen T^mellen Zugfestigkeit bei hoher Temperatur (in der Größen- « hU^Ü!' ^i! J." ^{auf den} nukrofotografischen Schliffördirang von 40 Hektobar bei 1000° C). " ö^T T' ^¹S-^{02 u}"d 6 b (Abbildungsmaßstab:

Beim Kriechversuch mit einer Temperatur von Η_ΡΙ, ρ^ίΤο"",¹" ^ist· ^Diese Schliffbüdcr illustrieren 1000° C in Luft beträgt die Bruchzeit bei einer S_Pan der S"S ^dCr ^^^ ^{von ! 5 0/}° Cr auf die Form Hung von 10,5 hbar 700 Stunden. Bei I050^f C und crLu i,™' ^{In Fi}S- ⁶a ist eine durch Abtasten

II hbar beträgt die Bmchzeit ujter Vakuum 6a o_eht„ If' ^eleI?^IOnische Mikrtiiotografie wisderge-2500 Stunden. ^{EKUUin 6a} ?J^e"· ^ά* «ach einem elektrolytischen, selektiv luf

Je nach den angestrebten Eigenschaften des Mate- der p™^ndmasse, wirkenden Angriff zur Freilegung rials kann der Gehalt an Chrom in der Lösune in tinfffr ™ ^Schra?^licht von einem Verbimdwerksehr großen Grenzen und der Gehalt an Karbid* -τη t"?? Jt^mom™™ werden ist. der aus 87% Co: Stab in gewissem Maß variiert werden. Gute Ergebt 6- ei™ Ί V * °'⁸ °^{fa C bes}teht, während Fi g. 6 b ftisse werden auf Grund der Plateauform des Dia- «„L ~^{aloge M}^rofofografie einer Legierung mit gramms der Phasen Co-Cr bei erhöhtem Chrom- _Vf™ π ^^^^ng gemäß Beispiel 2 (Zusatz

gehalt erzielt, wie die folgenden Beispiele zeigen sciiwinrf'T"- ^{] h bei einer} Fortbewegungsge-

^nwmaigkeit von 1,2 cm/h, dargestellt.

Beispiel 3

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

Co 72 o/o

Cr 15°/o

Nb 11,5 »/ο

C

Be. einer gerichteten Erstarrung mit einer auf 1,15 cm/h eingeregelten Geschwindigkeit V wird ein Verbundwerkstoff mit eine' Chrom-Kobaltgruncimasse erhalten, in der eine verfestigte Phase aus Niobkarbid in urregelmäßiger Faser- und Lamellenstruktur eingebettet ist, wie dks aus Fi g. 7 c sichtlich ist, die eine Mikrofotografie eines Querschi, \ 3s des Stabs bei einem AbHldungsmaßstab 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 foigenden Beispielen erläutert ist.

Beispiel 4

Es wird von einpr quatcrnären Legierung mit folgender Zusammensetzung ausgegangen:

Ni 74°/o

Ta I5,2°/o

Cr 10°/o

C 0,8°/o

Der Stab wi»d 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), weiche 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 Tantalkarbk! 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 Grandmasse auf der Basis einer festen Lösung von Nickel durch das Karbid von Niob verfestigt.

Beispiel 5

Der Ausgangsstab weist folgende Zusammensetzung auf:

Ni 72%

Cr 10°/o

Nb I6,85°.'o

C ... i,15"/o

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 (Abbiiriungsmaßstab 5500), die eine unter 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 hter 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 Härte erhalten.

Beispiel 6

Es wird von einem Legierungsstab folgender Zusammensetzung ausgegangen:

'5 Ni 76,5°o

Cr 10" ο

Ti 12,2° ο

C 1,3⁰O

Nach dem gerichteten Erstarren wird ein Verbundwerkstoff mit einer Nickel, Chrom-Grundmasse erhalten, in der längliche Einkristalle von Titankatbid eingebettet sind.

Die Eigenschaften dieser. Werkstoffs sind bemerkenswert, weil einerseits Titankarbid, dessen Ausdehnungskoeffizient nahe dem der Grundmasse liegt, eine verfestigte Phase mit einer geringen Neigung zur Spannungsbildung /wischen Grundmassc und verfestigter Zone bildet, andererseits das im Überschuß vorhandene Titan eine intermetallische Verbindung Ni.jTi bildet, die die Hi.ne der Grundmasse erhöht, wobei die Verteilung durch Ausscheidungshärten verbessert werden k;mn.

Obgleich die Einführung der KarbidbiUlr.cr im Überschuß bei den Beispielen 4. 5 und IS /u Zusammensetzungen führt, die an sich nicht rein eutektisch s.nd. weisen dir crhallenen Strukturen di>ch cutektiscien Charakter auf.

Fs ist ierner möglich, Verbundwerkstoffe mil ..uier verfestigten Ph.i.e aus Ks hiden der Übcrgjngsmetaue in einer festen Lösung von Nickel -- Kobalt Chrom oder Nickel -- Eisen — Chrom /u erhalten, da die Eigenschaften der Übergangsmetnllt: denen von Kobalt, Nickel und Eisen ähnlich sind. Für solche Verbundwerkstoffe wird . rteilhafterwcise eine Zusammensetzung in der Richtung ausgewählt, dall eine Grundmasse aus einer festen, austenitischcn Lösung entsteht. Daoei wird unter einer festen, austeniiischen Lösung ganz allgemein eine feste Lösung auf der Basis Eisen und/oder Nickel und oder Kobalt verstanden, die Kubisch flachenzentriert kristallisiert

Beispiel 7

■55 Es wird von einem Stab mit folgender Zusammensetzung ausgegangen:

Co 57°.n

Cr 20/0

Ni 10 0 0

Ta 12.2» 0

C 0,8%

Der Stab wird mit Hilfe einer Vorrichtung gemäß F i g. 4 bei einer Fortbcwcgungsgeschwindigkeit der Erstarrungsfront von 1.2 cm h einer gerichteten Fr starrung unterzogen.

Der Verbundwerkstoff weist eine Matrix von Kobalt — Nickel — Chrom in fester Lösun« mit kuhisch

13 _f ^f 14

fljihenzentnerter Struktur auf, in der längliche, mo- (Abbildungsmaßstab 5800) sichtbar gemacht worden

nokristalline Teilchen von 1 intalkarbid in Form von ist, besteht sus Tantalkarbid-Fasern in einer austeniti-

Fa<>ern und oder Plättchen eingebettet sind. Die sehen Fe-, Cr-, Ni-Matrix, die insbesondere gegen

Grundmasse bewahrt in dem Bereich zwischen Um- Hochtemperaturkorrosion beständig iA, wie diese an

gebungs- und Schmelztemperatur ihre austenitische 5 Hand von Laborversuchen festgestellt worden ist, bei

Struktur. Das Gefüge ist in Fig. 10 dargestellt, die denen ein Gewichtszuwachs von 0,8 mg cm² nach

eine durch Abtastung unter einem Winkel von 40' einer Einwirkungszeit von 17 Stunden bei 1000 C in

erhaltene Mikrofotografie wiedergibt (AbbiJdungs- Luft festgestellt worden ist. Der Gewichtszuwachs

maßstab 1900). folgi der im Diagramm der Fig. 14 gezeigten Kurve.

Die mechanischen Eigenschaften einer solchen m Be'so' I 10
Legierung sind folgende;

U-IiU-... Es wird bei den vorgenannten Beispielen verfah-

bei Umgebungstemperatur: ^ _{jedoch wJrd Tan} «, _voIlständig £_{der tejhvdse}

Zugfestigke't 107 hbar _durdj Hafnium ersetzt. Die Karbide dieser beiden

Elastizitätsgrenze 96 hbar _{15 Meta}ii_{e s};_nd in allen Verhältnissen mischbar, so daß

Gesamtdehnung 30% _die verfestigte Phase aus monokristaliinen Partikeln

bei 1000° C einer einphasigen Karbidmischung TaC—HfC ge-

Zugfestigkeit 40 hbar _£s ^ _{von ejnem S{ab fo},_{gender Zusammenset}.

Darüber hinaus weist diese Legierung eine gute 20 zung ausgegangen:

Beständigkeit gegen Trockenkorrosion auf, wie sich £_o 57 _0/<₀

jn Hand von Korrosionsversuchen gezeigt hai. Hier- q. 20° 0

bei ergab sich ein Gewichtszuwachs von 1 intern² bei ^jj ' fo ° Ί>

einer Einwirkungszeit von 17 Stunden und einer Ein- ηρ₃ 9 7 "/ο

Wirkungstemperatur von 1000°C in Luft. Der Ge- 25 j^_f 2 5°_O

wichtszuwachs folgt dabei einem Gesetz, deren Ver- q 08%

lauf in dem Diagramm in F i g. 11 dargestellt ist, in

welchem auf der Ordinate der Gewichtszuwachs in Das Gefüge des auf diese Weise bei einer Ge-

mg/cm², auf der Abszisse die Zeit aufgetragen ist. schwindigkeit V von 1,2 cm/h erhaltenen Materials

. 30 ist aus der durch Abtastung erhaltenen elektroni-

Beispiel 8 _schen Mikrofotografie gemäß Fig. 15 (Abbildungs-

Der Ausgangsstab weist folgende Zusammenset- maßstab 5800) erkennbar. Die feste Lösung in kri-

zungauf: stalliner Phase, die 80% IjC und 20% HfC ent-

Oj £2o/ hält, stellt einen Mischkristall dar, der die größte bis-

r-_r ·7ιιο/° 35 her bekannte Temperaturbeständigkeit aufweist

_Ni jJJ₀,⁰ (Schmelztemperatur ungefähr 3940°C).

J^₀ 7 '0/ ^^e' ^^{en zuvor} geschilderten Verbundwerkstoffen

Q q'A ₀/ kann ein Ergänzungselement zur Verbesserung der

' mechanischen Eigenschaften der Grundmasse durch

Nach Behandlung des Stabs wie beim zuvor ge- 4° spätere thennische Behandlung oder durch Ausscheischilderten Beispiel wird eine Legierung erhalten, dung während dss Ersisrrcss zagegeben werden. Bei deren Gefüge in Fig. 12 dargestellt ist, die eine op- Legierungen auf der Basis Nickel wird Aluminium in tische Mikrofotografie eines Transversalschnittes einem Verhältnis von 2 bis 6 % hinzugefügt. NVhdurch die Probe (Abbildungsmaßstab 780) wieder- folgend sind einige Beispiele solcher Legierungen begibt. Das Gefüge weist eine Grundmasse mit Ko- 45 schrieben,
bait — Nickel — Chrom in fester Lösung mit einer . .
kubischen Struktur und zentrierten Flächen auf, in B e 1 s ρ ι e 1 11 ^
der längüche, monokristalline Teilchen von Niob- Es wird von einem Legierungsstab folgender Zukarbid eingebettet sind. Bei 1000⁰C liegt die Zug- samenmsetzung ausgegangen:
festigkeit einer solchen Legierung bei 44,5 hbar. 50 _{Nj 7Oo/}

^ Das jn der festen Lösung enthaltene Kobalt kann £1 16 3-Zo

durch Eisen, aiso einem der achten Gruppe und vier- A." Jq'_o,

ten Periode des periodischen Systems angehörendes _c q 7°_0/

Metall ersetzt werden. Es wird ein Material mit guter _{M 3}'_o/o

Beständigkeit gegen Trockenkorrosion erhalten, wenn 55

man gemäß folgendem Nach einer orientierten Erstarrung v-rd ein Ver- „ . . . . bundwerkstoff erhalten, bei dem Tan'al im Über-Beispiel y schuß in der Gruadmasse gelöst ist, in welcher wäevon einem Stab folgender Zusammensetzung aus- derum eine verfestigte Phase aus Tantalkarbid eingeht: 6a gebettet ist und di« eine intermetallische Verbindung

F₈ 48*<>it in kubischer Struktur mit zentrierten Flächen ent-

Cr ................. 22% sprechend dem Abschnitt / des ternlrea Ni-, Ta-,

Ni .....'...........'..,..\ 17 5% Al-Diagramms aufweist, welche während des Ab-

Ta , 11,25%

kühiens nach dem Erstarren entsteht und deren Ver-

075% ^{6s tea>un}g durch strukturelles Ausscheiden verbessert § ' werden kann. f

en

Der erhaltene Verbundwerkstoff, dessen Gefüge in Das Gefüjge eines solchen Verbundwerkstoffs ist in

F i g. 13 durch elektronenmikroskopische Abtastung F ί g. 16 gezeigt, die eine unter einem WHid von 24°

aufoenommene Mikrofotografie (Abbildungsmaßstab 5200) wiedergibt. Die im Querschnitt viereckigen Karbidfasem sind in einer komplexen Grundmasse, welche die intermetallische Verbindung in kubisch fächenzentrierter Struktur entsprechend dem Ab- »caniu / des temären 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 clektronenmikroskopische Untersuchung, deren Ergebnis in Fig 17 (Abbildungsmaßstab 27000) festgehalten ist, zeigt die besondere Form der intermetallischen Verbindung in kubischer i Fläh hd Ab

Hiermit wird ein Verbundwerkstoff mil einer «ein
vorgenannten Beispiel ähnlichen Gefüge erhalten,
jedoch ist in diesem Fall Tantal durch Niob ersetzt.

Beispiel 13
Es wird von einem Stab folgender Zusammensetzung

Ti
Cr
C .
Al

8,2°;
10<V«
1,3°,
4"o

Form der mtermeianiscnen vciun.uunj: in kuuiuiici ..r,r<:tf>hend be-

Struktur mit zentrierter Flächen entsprechend Ab- Nach e.ner Behandlung m der voistehadte

Sto/te temären Ni-, Ta-, Al-Diagramms und .₅ schriebenen Weise bei ein er ™^b™f™%^J_p Segenaue GefüeebHduiig der Grundmasse. digkeit der Erstarrungsfront von 2,5 cm/h wird^ein

Im unbehanddten Zustand weist dieser Werkstoff Verbundwerkstoff erhalten, Ar eine verfestrgte^Phase bei Umgebungstemperatur eine Bmchgrenz^ von ^Ä^^eTÄiS^^vS^

dun" Ni. (Ti. Al) mit einer kubisch Sächenzentnerten Struktur" eingebettet ist, wobei die Struktur durch Ausscheiden verbessert werden kann. Fig. 18, die

bei Umgebungsp g

125 hbar bei einer Bruchdehnung von 10 °/o auf.

Beispiel 12

Der Ausgangsstab weist folgende Zusammensetzung auf:

Ni ⁷²°^/ΰ

Cr 1°°/'

Nb 14,3·/,

Al 3°/o

C 0,7»/«

Ausscheiden verbessert werden g

eine durch Abtastung erhaltene, unter einen Neigungswinkel von 40^c aufgenommene elektronische

Mikrofotografie (Abbildungsmaßstab 2300) wiedergibt, zeigt das sehr feine Karbidgefüge der verfestigten Phase, ebenso wie die kubisch flächenzentrierte Struktur der intermetallischen Verbindung entsprechend dem Abschnitt ·/ des temären Ti-, Ni-, AI-

Diagramms, die im Rohzustand der Erstarrung auftritt.

Hierzu 10 Blatt Zeichnungen

509636M02

Claims (1)

1. ...
   Patentansprüche:

   I. Aus einem polyvarianten System gerichtet erstarrter, faserverstärkter Verbundwerkstoff nut einer Matrix, bestehend aus wenigstens einem digkeit der Erstarningsfront 0,5 bis 15 cm/h beträgt wobei der Temperaturgradient an der Erslarrungsfront bei mindestens 100° C/cm eingestellt ^d. ^ ^ ^^

   '*_ Y™ _{daß der} gerichtet erstarrte VerfSkl i bei hochwarmfesten Legierun-Ä VJ* «*- - aus-

   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 Maßgab·., daß Titan, Niob, Tantal auch überstöchiometrlsch *-m Verhältnis zum Kohlenstoff, höchsten, jedoch bis zu 12 bzw. 17 bzw. 18« o. vorliegen können, wobei ii, PrrV^innoahPn »..f Hi« Schmelzanalvse ; "° '

   scheidungsgehartet