DE2326284A1

DE2326284A1 - Werkstueck aus einer verdichteten superlegierung auf ni-basis

Info

Publication number: DE2326284A1
Application number: DE2326284A
Authority: DE
Inventors: August Kasak; John Harvey Moll
Original assignee: Crucible Inc
Current assignee: Crucible Inc
Priority date: 1972-09-11
Filing date: 1973-05-23
Publication date: 1974-04-04
Also published as: AT329887B; SE401206B; IT985117B; FR2199002A1; JPS5143802B2; FR2199002B1; GB1384212A; JPS4965909A; ATA471773A; US3902862A

Description

Die Erfindung betrifft e'in gänzlich dichtes Werkstück aus einer verdichteten Superlegierung auf Ni-Basis«

Superlegierungen auf Hi-Basis werden üblicherweise zur Herstellung von hochtemperaturbeständigen Werkstoffen verwendet. So bestehen die Teile eines Turbinen- oder Düsentriebwerkes, die im Betrieb hohen Betriebstemperaturen ausgesetzt sind, aus derartigen Werkstoffen. Bei vielen Anwendungsgebieten müssen die aus derartigen Werkstoffen hergestellten Teile bei erhöhten Temperaturen eine große Festigkeit und eine große Härte besitzen. Dieses wird üblicherweise durch Erhöhung des Gehaltes an die Festigkeit steigernden Legierungsbestandteilen, wie

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Titan, Aluminium, Kolumbium, Tantal, Hafnium, Wolfram und Molybdän erzielt. Es hat sich jedoch herausgestellt, daß eine derartige, zur Erzielung der angestrebten hohen Festigkeit und Härte bei erhöhten Temperaturen fahrende Erhöhung des Anteils der betreffenden Legierungsbestandteile zu einer zunehmenden Anfälligkeit der Legierung für chemische Ausscheidungsvorgänge führt; die eine unervriinsehte Größe und Verteilung der die Festigkeit oder die Härte erhöhenden Bestandteile zur Folge hat, was sich in nachfolgenden Verfahrensschritten, auch nicht durch Ausschmieden, wieder beseitigen läßt. Außerdem fördert diese Ausscheidung beim Schmieden 'und der Warmverarbeitung im allgemeinen das Auftreten von Rissen, wodurch die Verarbeitung derartiger Werkstücke auf die angestrebten Abmessungen erschwert und verteuert . wird. Da diese bei der Erstarrung auftretenden Ausscheidungen insbesondere in relativ großen Werkstücken oder Teilen auftreten, können über den Querschnitt derartiger Werkstücke Ungleichmäßigkeiten des Gefügeaufbaues und der mechanischen Eigenschaften auftreten.

Es ist festgestellt worden, daß die pulvermetallurgische Herstellung von Werkstücken aus einer Superlegierung auf Ή1 -Basis anstelle einer Herstellung auf feuermetallurgischen Wege eine Vielzahl der Schwierigkeiten beseitigt, die bei der schmelzmetallurgischen Herstellung mit nachfolgendem Abgießen auftreten. So zeigen die pulvermetallurgisch hergestellten Werkstücke über ihren Querschnitt gleichbleibende oder homogene Eigenschaften, da sie nicht langsam aus dem geschmolzenen in den festen Zustand abgekühlt werden. Das feinstzerteilte Pulver' zeichnet sich durch ein gleichförmiges, feines Feingefüge aus, welches 0inen mittleres. Sperrgrenzenabstand (mean intercept boundary spacing) von maximal 10 /ι gegenüber einem derartigen Abstand von mehr als 100 yu bei den herkömmlichen Gußerzeugnissen besitzt. Unter "Sperrgrensenabstand" ist der Ab-

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stand zwischen Dendritenarmen, Zellgrenzen -und Korngrenzen zu verstehen. Dieses ursprüngliche ITeingefüge des Pulvers kann im wesentlichen auch in dein -verdichteten Fertigerzeugnis aufrecht erhalten werden.

Obgleich pulvermetallurgisch© Arbeitsweisen zur Herstellung von Werkstücken der in Eede stehenden Art die genannten Vorteile gegenüber schmeXziaetallurgischen Arbeitsweisen' besitzen , hat sich herausgestellt, daß unerwünschte Konzentrationen von Neben- oder Fremdphasen, wie Karbide, Nitride und dergleichen im Bereich der ursprünglichen Teilchenoberflächen oder Teilchengrenzen auftreten. Dieses Phänomen macht die Erzeugnisse anfällig gegen die Ausbreitung von Rissen, was dazu führt, daß die der Legierung innewohnende große Festigkeit und Verformbarkeit nicht in den daraus hergestellten Merkstücken zum Tragen kommen kann.

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, ein Werkstück der eingangs genannten Gattung, das aus verdichtetem Metalllegierungspulver bestekt, zu schaffen, welches die typischen Vorteile der schmelzmetallurgisch erzeugten ¥erkstücke besitzt und sich dennoch nicht anfällig für die schädliche Ausbildung von Neben- oder Fremdpfoasenkonzentrationen in den Teilchengrenzen zeigt.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch, gelöst, daß das Werkstück durch Verdichten' bei erhöhter Tenperatur von vorlegierten Pulverteilchen hergestellt ist, die aus 0 bis 0,50 % Kohlenstoff, 10 bis 16 % Chrom, 7 bis 11 % Kobalt, 0 bis 5 % Molybdän, 0 bis 7 % Wolfram, 0 bis 5 % Kolumbiura, 0 bis 5 % Tantal, 0 bis 5 % Hafnium, -0 bis 5 % Vanadin, 1 bis 5 % Titan, 2 bis 6 % Aluminium, 0,001 bis 0,03 % Bor, 0,01 bis 0,20 % Zirkon, Rest Nickel und lierstellungsbedingte Verunreingigungen be-

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stehen, wobei der Gesamtgehalt an Wolfram, Kolumbium, Tantal und Hafnium 1,0 bis 12,0 % beträgt und daß das derart zusammengesetzte Werkstück keine Ausscheidungen von Neben- oder Fremdphasenkonzejitrationen in ursprünglichen Teilchengrenzen aufweist.

Es hat sich als vorteilhaft erxviesen, die Legierungsbestandteile der rietallpulverteilchen innerhalb der oben angegebenen Grenzen zu variieren.

Untersuchungen haben ergeben, daß Superlegierungen auf Nickel-Sasis mit innerhalb der in der folgenden Tafel 1 zusammengestellten liegenden Gehalten an Legierungselementen in Form von aus vorlegierten Pulvern erzeugten verdichteten Werkstücken eine Dichte besitzen, die mehr als 95 % der theoretisch erzielbaren Dichte entspricht. Ferner hat sich herausgestellt, daß sich derart hergestellte und aufgebaute Werkstücke durch¹ eine gleichmäßige Verteilung der lieben- oder Framdphasen auszeichnen. Wie im folgenden noch ausführlicher erläutert, führen diese Eigenschaften zu Werkstücken mit hervorragender Festigkeit und Verformbarkeit.

Unter dem in den Anmeldungsunterlagen verwandten Begriff "gänzlich dicht" ist zu verstehen, daß das verdichtete Werkstück nach der Erfindung eine Dichte von mehr als 95 % der theoretisch erzielbaren Dichte aufweist.

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Tafel 1 (Gew.-%)

■Element

weiter Bereich bevorzugter bevorzugter bevorzugter bevorzugter Bereich (D Bereich (II) Bereich (III) Bereich (IV)

Kohlenstoff

Chrom

Kobalt

Molybdän

Wolfram

Kolumbium

Tantal

Hafnium

Wolfram + Kolumbium + Tantal +Hafnium

Vanadin

Titan

Aluminium

Bor

Zirkon

M ekel

0,5 max. 10 Ms

7 bis bis zu 5 bis zu 7 bis zu 5 bis zu 5 bis zu 5

1 bis

bis zu 5

1 bis 5

2 bis 6

0,01 bis 0,40 0,15 bis 0,25

10 bis 7 bis

1 bis .5" ·

2 bis bis zu bis to bis zu

Kolumbium + Tantal 0,5 bis

bis zu

1 bis

2 bis

10,5 bis 14,5
bis 10
bis 3
Ms 5

bis 5

3,2 bis 5
2,2 bis 4,2

0,01 bis 0,20
bis 16
bis 9
2,5 bis 4,5
2,5 bis 4,5
2,5 bis 4,5

0,2 bis 0,4 10 bis 14 9 bis 11
1 bit 4
5 Ms 7 . ·

0,5 bis 2,5

0,001 bis 0,03 0,001bis 0,03 0,001bis 0,03 0,01 bis 0,20 0,01 bis 0,20 0,01 bis 0,20 Rest* Rest* Rest*

,1,5 bis 3,5
2,5 bis 4,5
0,001 bis 0,03
0,01 bis 0,20
Rest*

2 bis 4
3,5 Ms 5,5 -0,001 bis 0,03 0,01 bis 0,20. Rest*

*Mit den üblichen herstellungsbedingten Verunreinigungen co

NJ

cn

OO

-P-

Die vorlegierten Metallpulver mit den in Tafel 1 zusammengestellten Gehaltsgrenzen xierden mit Hilfe bekannter Arbeitsweisen, wie dem sogenannten Gas Atomizing hergestellt. Bei dem herkömmlichen Gas Atomizing-Verfahren wird eine Charge mit der angestrebten Zusammensetzung unter Schutzgasatmosphäre geschmolzen, worauf das geschmolzene Metall zur Peinverteilung in Pulverform dem Aufprall eines Schutzgasstrahles ausgesetzt wird, der gegen das geschmolzene Metall gerichtet wird. Das geschmolzene Metall xvird auf diese V/eise fein zerteilt und liegt nach rascher Abkühlung in den festen Zustand in der angestrebten Pulverform vor. Das Pulver wird sodann gesiebt, um unerwünscht große Teilchen abzutrennen. Anschließend kann das Pulver zu dem herzustellenden Werkstück verdichtet werden, wozu in der Fachwelt bekannte Verdichtungsverfahren, wie das isostatische Heißpressen, Strangpressen, Schmieden und Walzen verwendet werden können. Die Teilchengröße der erfindungsgemäß zu verdichtenden Pulverteilchen liegt typischerweise nicht unterhalb einer Teilchengröße, die der US-Siebnorm von -16 mesh entspricht und im allgemeinen nicht oberhalb einer Teilchengröße, die der US-Siebnorm von - 30 mesh entspricht.

Zur Erläuterung der Erfindung wurden drei Superlegxerungen auf ÜTickelbasis in Pulverform hergestellt, die in der folgenden Tafel 2 als Legierung A, Legierung B und Legierung C bezeichnet sind.

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-	Tafel	2	-	Legierung	C
	Zusammensetzungen der			0,16
Element	Legierung A			0,01
Kohlenstoff	■0,19	■ Versuchslegierungen		0,24
Man gan	-	Legierung B		9,26
Silizium	—	0,055		14,92
Chrom	12,92 -	0,04		—
Kobalt	8,95	0,22		-
Kolumbium	-	13,92		3,12
Tantal	3,89	7,95		—
Molybdän	1,97	3,58	0,99
Wolfram	3,84	.-	4,95
Vanadium	—	3,53	5Λ3
Titan	4,17	3,56	0,07
Aluminium	3,20	—	0,019
Zirkon	0,08	2,34-	0,05
Bor	0,023	3,30 .	Rest
Eisen	—	0,07
Nickel	Rest	0,005
0,02
Rest

Die in Tafel 2 aufgeführten Legierungen A und B liegen zusammensetzungsmäßig innerhalb des Rahmens der Erfindung, während die Legierung C nicht zur Erfindung gehört und lediglich zu Vergleichszwecken aufgeführt -worden ist. Zum Verdichten geeignete vorlegierte Metallpulver wurden aus jeder der in Tafel -2 aufgeführten Legierungen in der Weise hergestellt, daß eine Charge der jeweiligen Zusammensetzung unter Schutzgasatmosphäre erschmolzen wurde, dann ein Strom des geschmolzenen Metalls durch Berührung mit einem scharfen Argonstrahl zerstäubt und die feinzerteilten Teilchen anschließend rasch auf Raumtemperatur abgekühlt wurden. Das Pulver wurde gesammelt und entsprechend einer Teilchengröße von -100 mesh ausgesiebt und in einen zylindrischen

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Flußstahlbehälter eingebracht, der eine Höhe von 22,96 cm und einen Durchmesser von 6,60 cm besaß. Die Behälter wurden zur Entfernung aller darin enthaltenen Feuchtigkeit evakuiert und luftdicht gegen die Atmosphäre verschlossen. Die evakuierten, pulvergefüllten Behälter wurden auf eine Temperatur von 1149 ⁰C aufgeheizt und dem isostatischen Heißpressen unter einem Druck von 10,55 kg/mm unterworfen. Das führte dazu, daß die Pulver einer jeden Legierung auf eine Dichte von etwa 100 % der theoretisch erreichbaren Dichte verdichtet wurden.

Die Fig. 1, 2 und 3 zeigen Schliffbilder bei einhundertfächer Vergrößerung von drei aus vorlegiertem, verdichtetem Metallpulver gefertigten Werkstücken, wobei die den Fig. 1 und 2 zugrundeliegenden Werkstücke in den Rahmen der Erfindung fallen, während das Fig. 3 zugrundeliegende Werkstück sich außerhalb des erfindungsgemäßen Eahmens befindet. Bei den Fig. 4, 5 und 6 handelt'es sich um photοgraphische Aufnahmen bei fünf-" zehnfacher Vergrößerung der den Fig. 1, 2 und 3 zugrunde liegenden Werkstücke, die die Bruchstelle von aus diesen Werkstücken hergestellten Probestäben nach dem Zugversuch zeigen.

Aus den Fig. 1 und 2 ist gut zu erkennen, daß die Karbide in den aus den Legierungen A und B hergestellten Werkstücken, die zusammensetzungsgemäß innerhalb des Rahmens der Erfindung liegen, fein und gleichmäßig in der Matrix des Werkstückes verteilt sind. Im Gegensatz dazu ist Fig. 3 zu entnehmen, daß die Karbide bei dem aus der nicht zur Erfindung zählenden Legierung C hergestellten Werkstück an früheren Teilchengrenzen konzentriert sind. Das dadurch gebildete Karbid-Fetzwerk stellt eine· gute Ausbreitungsbahn für auftretende Risse dar, wenn das Werkstück bei bestimmungsgemäßen Gebrauch erhöhten Temperaturen ausgesetzt wird.

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Zur Illustrierung der mit Hilfe des Anmeldungsgegenstandes erzielbaren Verbesserungen wurden aus Werkstücken aus den Le-. gierungen A, B und G Zugstäbe hergestellt und diese bei Raumtemperatur im Zugversuch geprüft. Die Ergebnisse sind in Tafel 3 zusammengestellt. Aus den Versuchsergebnissen ist zu ersehen, daß die Zugfestigkeit und das Formänderungsvermögen bzw. die Verformbarkeit der aus den erfindungsgemäßen Legierungen A und B hergestellten Proben besser war als bei der aus der Legierung C hergestellten Probe, die ihrer Zusammensetzung nach außerhalb des Rahmens der Erfindung liegt.

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!Tafel 3

Im Zugversuch ermittelte Eigenschaften der Legierungen A

B und C (gemessen bei Raumtemp.)

Strecke Zugfe- Querschnitts-

stigkeit Dehrnmg verminderung ) % , %

.^ , A^b ' 132,18 162,42 8 12

-* B^c , 126,56 163,12 " 10 13

« 0^d 101,95 125,15 4 9 f

^Wärmebehandlung: 1149 °0/4 Std./Ölabschreckung + 649 °0/24 Std./Luftabkühlung +

760 °C/8 Std./Luftabkühlung

Wärmebehandlung: 1093 °C/1 Std./Ölabschreckung + 816 °0/4 Std./Luftabkühlung + .

760 °O/16 Std./Luftabkühlung ^₀

^■Wärmebehandlung: 1149 °C/4 Std./Ölabschreckung + 649 °C/4 Std./Luftabkühlung + ' cr>

760 °C/8 Std./Luftabkühlung

CO

Das Ausmaß der mit Hilfe der Erfindung hinsichtlich, der Karbidausscheidung bzw. -verteilung erzielbaren Verbesserung geht aus den Fig. 4, 5 und 6 hervor, die, wie bereits erwähnt, photographische Aufnahmen von im Zugversuch zerstörten Probekörpern darstellen, die aus aus den Legierungen A, B und C hergestellten Werkstücken bestanden. Wie Fig. 6 zu entnehmen, ist der Bruch der Legierung C durch ein Aussehen gekennzeichnet, welches insbesondere in der anglosächsischen Fachsprache als "Ball and Socket !Type Fracture" bezeichnet wird. Ein derartiger Bruch zeigt an, daß sich die Risse längs der sphärischen Bahn einer Teilchengrenze ausgebildet haben, an der Neben- oder Fremdphasenkonzentrationen aufgetreten waren. Im Gegensatz dazu zeigen die Fig. 4- und 5? daß bei Werkstücken aus den Legierungen A und B die Bruchstellen in zufälliger Verteilung und nicht längs früheren Pulverteilchenoberflächen aufgetreten sind.

Obgleich die Gesetzmäßigkeiten noch nicht ganz geklärt, sind, nach denen die verbesserte Nebenphasenausscheidung bzw. -verteilung bei verdichteten Werkstücken auf Nickelbasis abläuft, die erfindungsgemäß hergestellt sind, wird angenommen, daß der Einbau eines oder mehrerer der Elemente Kolumbium, Tantal, Hafnium, Wolfram und Zirkon in die Zusammensetzung einen stabilisierenden Einfluß auf die Karbide ausübt, die sich während des raschen Abkühlens und Erstarrens der Teilchen bilden, so daß während des Aufheizens auf erhöhte Temperaturen vor dem Verdichtungsvorgang keine Karbidausscheidungen an den Teilchengrenzen auftreten.

, S

Zur₍weiteren Demonstration der Überlegenheit der Legierungen gemäß der Erfindung wurde a.u.s einem verdichteten pulvermetallurgischen Erzeugnis, das aus der Legierung A bestand, ein Probekörper angefertigt und bei 1066 ⁰C dem Zugversuch unterworfen, wobei der Einspannkopf der Prüfmaschine eine konstante Hubge-

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schwindigkeit von 2,54- mm/min aufwies. Die ausgewählte Versuchtemperatur ist repräsentativ für diejenigen Temperaturen, die üblicherweise bei der Herstellung von Werkstücken aus Legierungen auf Nickelbasis mit Hilfe des Schmiedens, Strangpressens oder Walzens angewandt werden. Bei diesem Versuch wurden die folgenden Ergebnisse ermittelt:

Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsvermiderung (kg/W) % o/₀

4,92 90 60

Die oben wiedergegebenen Versuchsergebnisse zeigen, daß das gemäß der Erfindung hergestellte Erzeugnis wegen seiner geringen Zugfestigkeit leicht auf die angestrebten Abmessungen war verformt werden kann und daß es ein außerordentlich großes Vermögen besitzt, sich ohne Bruch verformen zu lassen (Formänderungsvermögen). Demgegenüber besitzt eine Legierung der gleichen Zusammensetzung, die jedoch auf herkömmliche schmelzmetallurgische Weise hergestellt wurde eine sehr hohe Zugfestigkeit von mehr als 35?86 kg/mm und verfügt nur über ein begrenztes Vermögen, ohne Bruch verformt zu werden (weniger als 15 % Dehnung).

Die einzigartige Warmyerformbarkeit oder Warmbearbeitbarkeit der nach der Erfindung hergestellten Werkstücke gestattet die Erzeugung von Schmiedestücken mit mechanischen Eigenschaften, die denjenigen solcher Schmiedestücke weit überlegen sind-, die auf im Stand der Technik bekannte Art und Weise hergestellt worden sind. Aus der Legierung A bestehende verdichtete Proben wurden auf 1121 ⁰C erhitzt und anschließend auf eine Höhenverminderung von 50 % ausgeschmiedet, ohne daß Risse zu beobachten waren. Aus dem Schmiedestück herausgeschnittenes Material wurde wHrmebehandelt, zu

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Zugstaben verarbeitet und dem Zugversuch unterworfen. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tafel 4 zusammen mit entsprechenden Werten aufgeführt, die an auf herkömmliche Art und Weise erzeugten Werkstoffen ermittelt wurden. Aus den Versuchsergebnissen ist deutlich zu erkennen, daß die erfindungsgemäß hergestellten Erzeugnisse sowohl hinsichtlich ihrer Festigkeit als auch hinsichtlich ihres Formänderungsvermögens dem auf herkömmliche Weise hergestellten Erzeugnis überlegen sind.

Tafel 4'

Vergleich der im Zugversuch für die Legierung A ermittelten Eigenschaften (bestimmt bei Raumtemperatur)

Erfindungsgemäß hergestellt

Streck- Zugfe- Deh- Querschnittsgrenze_o stigkeit nung verminderung (kg/mf) (2) % %

Verdichtet bei 1149 C geschmiedet und-, v/ärmebehandelt ,.

verdichtet bei 1204 ⁰C geschmiedet und, wärmebehandelt .

Nach dem Stand der Technik hergestellt

130,78 174,36 11 124,45 166,63 11

gegossen und wärme- 98,43 116,02 6 behandelt ^c

. 9

^b1149 °C/4 Std./Ölabschreckung + 649 °C/24 '.Std./Luftabk. + 760 °C/8 Std./Luftabk.

^C1121 °0/2 Std./Luftabk. +816 °C/24 Std./Luftabk.

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Claims

Patentan sprüche

1. Gänzlich dichtes Werkstück aus einer verdichteten Superlegierung auf Mickelbasis, dadurch gekenn zeichnet, daß das Werkstück durch Verdichten bei erhöhten Temperaturen von vorlegierten Pulverteilchen hergestellt ist, die aus O bis 50 % Kohlenstoff, 10 bis 16 % Chrom, 7 bis 11 % Kobalt, 0 bis 5 % Molybdän, 0 bis 7 % Wolfram, 0 bis 5 % Eolumbium, 0 bis 5 % Tantal, 0 bis 5 % Hafnium, 0 bis 5 % Vanadin, 1 bis 5 % Titan, 2 bis 6 % Aluminium, Θ,001 bis 0,05 % Bor, 0,01 bis 0,20 % Zirkon, Rest Nickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen bestehen, wobei der Gesamtgehalt an Wolfram, Kolumbium, Tantal und Hafnium 1,0 bis 12,0 % beträgt und daß das derart zusammengesetzte Werkstück keine Ausscheidungen von Neben- oder Fremdphasenkonzentrationen in ursprünglichen Teilchengrenzen aufweist.

2. Werkstück Bach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß die vorlegierten Teilchen aus 0,01 bis 0,40 % Kohlenstoff, <iO bis, 16 % Ghrom, 7 bis 11 % Kobalt, 1 bis 5 % MolybääB, 2 bis 7 % Wolfram, .0 bis 5 % Kolumbium, 0 bis 5 % Tantal, 0 bis 5 % Vanadin_f 0 bis 5 % Hafnium, 1 bis 5 % Titan, 2 bis 6 % Aluminium, 0,001 bis 0,03 % Bor, 0,01 bis 0,2 % Zirkon, Rest Wickel und herstellungsbedingte Verunreiaigungen bestehen, wobei der Gesamtgehalt an Kolumbium und Tantal 0,5 Ms 5 % beträgt.

3. Werkstück nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die.vorlegierten Teilchen aus 0,15 bis 0,25 % Kohlenstoff, 10,5 bis 14,5 % GJaroia, 8 bis 10 % Kobalt, 1 bis

*- 3 % Molybdän, 3 bis 5 % Wolfram, 3 Ms 5 % Tantal, 3,2 bis 5" % Titan, 2,2 bis 4,2 % Aluminium, 0,001 bis 0,03 % Bor, 0,01 bis 0,20 % Zirkon, Rest Ki ekel und herst el lim gsbe dingte Verunreinigungen bestehen.

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4. Werkstück nach Anspruch.1, dadurch gekennzeichnet , daß die vorlegierten Teilchen aus 0,01 Ms 0,20 % Kohlenstoff, 12 bis 16 % Chrom, 7 bis 9 % Kobalt, 2,5 bis 4,5 % Molybdän, 2,5 bis 4,5 % Wolfram, 2,5 bis 4,5 % Kolumbium, 1,5 bis 3,5 % Titan, 2,5 bis 4,5 % Aluminium, 0,001 bis 0,03 % Bor, 0-,01 bis 0,20 Zirkon, Best Wickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen bestehen.

5. Werkstück nach Anspruch 1, dadurch "gekenn ζ e i c h n e t , daß die vorlegierten Teilchen aus 0,2 bis 0,4 % Kohlenstoff, 10 bis 14 % Ghrom, 9 bis 11 % Kobalt, 1 bis 4 % Molybdän, 5 bis 7 % Wolfram, 0,5 bis 2,5 % Tantal, 2 bis 4 % Titan, 3,5 bis 5,5 % Aluminium, 0,001 bis 0,03 Bor, 0,01 bis 0,2 % Zirkon, Eest Hickel und herstellungsbedingte Verunreinigungen bestehen.

6. Werkstück nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 5_? dadurch gekennzeichnet , daß die vorlegierten Pulverteilchen ein feines Peingefüge mit einem mittleren Sperrgrenzenabstand von weniger als 10 /u besitzen.

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