DE2351846C2

DE2351846C2 - Verfahren zur Herstellung von Sinterkörpern aus Superlegierungspulver auf Nickel-Basis

Info

Publication number: DE2351846C2
Application number: DE2351846A
Authority: DE
Inventors: Steven Hugh Ann Arbor Mich. Reichman
Original assignee: Special Metals Corp 13413 New Hartford Ny Us
Current assignee: Special Metals Corp 13413 New Hartford Ny Us
Priority date: 1972-10-27
Filing date: 1973-10-16
Publication date: 1982-12-30
Also published as: JPS49133210A; FR2204474B1; JPS5226483B2; DE2351846A1; FR2204474A1; GB1414233A; US3888663A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Sinterkörpern aus Superlegierungspulver auf Nickel-Basis, das eine durchschnittliche Teilchengröße von weniger als 425 μιτι hat, bei welchem die Pulvermasse zur gewünschten Gestalt verformt und ggf. verdichtet wird, der Preßkörper im Vakuum in einer ersten Stufe bei erhöhter Temperatur während einer bestimmten Zeitdauer und in der zweiten Stufe bei einer darüberliegenden Temperatur während einer bestimmten Zeitdauer gesintert und danach die poröse gesinterte Vorform abgekühlt wird.

Ein solches Verfahren ist aus dem 6. Plansee-Seminar 1969, Seiten 539 bis 563 bekannt. In der ersten Stufe wird der vorverdichtete Körper einer Temperatur von bis 1215⁰C, die unter der Temperatur liegt, bei der schnelle Sinterung stattfindet, etwa 1 Stunde ausgesetzt. Dadurch wird eine deutliche Verbesserung der Korngröße des Sinterkörpers erreicht. Seine Festigkeit ist aber für viele Verwendungszwecke unzureichend.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, das bekannte Verfahren dahingehend zu verbessern, daß Sinterkörper mit wesentlich verbesserter Festigkeit, auch bei sehr hohen Temperaturen, erhalten werden. Die Aufgabe wird bei dem im Oberbegriff des Anspruchs 1 geschilderten Verfahren erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß man die im kennzeichnenden Teil dieses Anspruchs angegebenen Maßnahmen durchführt.

Bevorzugte Ausführungsformen sind in den Unteransprüchen angegeben.

Das Verfahren führt zu einer unerwarteten Erhöhung der Festigkeit der Sinterbindung und somit zu Sinterkörpern mit im Vergleich zum Stand der Technik wesentlich höherer physikalischer Festigkeit Eine weitere Verbesserung der Festigkeit läßt sich durch eine Nachverdichtung der gesinterten Vorformen erzielen. Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird von Superlegierungspulver auf Nickelbasis, das, in üblicher Weise gegossen oder geknetet, Karbidverfestigung und Gamma-Phasen-Verfestigung aufweist, ausgegangen. Das Pulver wird in einer Form zur gewünschten Gestalt verformt und danach im Vakuum in einer ersten Stufe is auf eine Temperatur erhitzt, bei der das chemische Gleichgewicht die Umwandlung primärer Metallkarbide in sekundäre und komplexe Karbide begünstigt Die Temperatur wird so lange aufrechterhalten, daß die Umwandlung in ausreichendem Umfang stattfindet Die Umwandlung wird von einer Wanderung der Karbide von der Oberfläche in das Innere der Pulverpartikel und einer Initiierung der Diffusionsbindung der Pulverpartikel an ihren Berührungspunkten begleitet Danach wird in einer zweiten Stufe, unter Beibehaltung des Vakuums, auf eine Temperatur erhitzt, die über der Karbidumwandlungstemperatur liegt und Werte annehmen kann, bei der die Partikel des Superlegierungspulvers zu schmelzen beginnen. Die Temperatur wird ausreichend lange aufrechterhalten, daß sich eine einstückige poröse gesinterte Vorform bilden kann, in welcher die Partikel an ihren Berührungspunkten durch Hälse fest miteinander verbunden sind. Vorzugsweise wird die gesinterte Vorform nachverdichtet, um die Porosität herabzusetzen und einer Hitzebehandtung unterworfen, um die physikalischen Eigenschaften noch weiter zu verbessern.

Weitere Vorzüge und Merkmale der Erfindung gehen aus der folgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen in Verbindung mit der Figur und den Beispielen hervor. Die Figur ist ein Fließschema des Verfahrens nach der Erfindung.

Im folgenden bedeuten Prozente Gewichtsprozente, wenn nicht anders angegeben. Obwohl die Erfindung in Verbindung mit der Herstellung von Sinterkörpern in Form von Metallbarren und Teilen durchgehend gleicher Zusammensetzung aus Superlegierungspulver beschrieben ist, kann sie auch zur Herstellung zusammengesetzter Gegenstände mit geschmiedeten oder gegossenen Abschnitten, auf die ganz oder teilweise eine Schicht gesinterten Metallpulvers durch Löten, Diffusionsbindung und dergleichen festhaftend aufgebracht ist, angewendet werden.

Erfindungsgemäß hergestellte Sinterkörper sind aus sogenannten Superlegierungen auf Nickelbasis, die, in üblicher Weise gegossen oder geknetet, Karbidverfestigung und Gamma-Phasen-Verfestigung aufweisen. Es ist kennzeichnend für derartige Superlegierungen, daß sie verhältnismäßig große Mengen an Gamma-Phase und komplexen Karbiden in einer Gammamatrix aufweisen, was erheblich zu ihren Hochtemperatureigenschaften, einschließlich Zugfestigkeit, Kriechfestigkeit, Warmfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit bei hohen Temperaturen beiträgt. Diese ausgezeichneten Eigenschaften ermöglichen die Verwendung von aus derartigen Superlegierungen hergestellten Teilen bei Temperaturen über 76O⁰C und häufig bis zu 982° C. Solche Temperaturen treten im allgemeinen in bestimmten Abschnitten von Gasturbinen auf, zum

Beispiel in den Turbinenschaufeln, Statorschaufeln, Verbrennungskammern usw.
Beispiele für Superlegierungen, die pulverisiert und zu

Blöcken und geformten leiien hoher Festigkeit gesintert werden können, sind in Tabelle 1 aufgeführt

I Tabelle 1	in%	Cr	Ni	Co	Mo	W	Cb	Ti	Al	B	Zr	Ta	Andere
1* Zusammensetzung κ>3	C	15,0	73,0	—	—	—	0,85	2,5	0,8	_	—	—	6,75 Fe
W Legierung	0,04	19,0	BaI.	10,0	10,0	-	-	2,5	1,0	0,005	-	-	-
1 Inconel X-750	0,15	19,5	BaI.	13,5	4,3	-	-	3,0	1,4	0,006	0,09	-	-
ft M-252	0,07	19,0	BaI.	11,0	10,0	-	-	3,1	1,5	0,008	—	—	—
ά Waspaloy	0,09	15,0	46,0	28,5	3,75	-	-	2,2	3,0	—	—	—	—
i Rene 41	ü,12	19,0	BaI.	19,5	4,0	-	-	2,9	2,9	0,01	-	-	-
ψ Inconel 700	0,08	15,5	BaI.	-	5,0	-	—	2,5	3,5	0,05	—	—	—
fi Udimet 500	0,15	15,0	BaI.	18,5	5,2	-	-	3,5	4,25	0,02	—	—	—
I GMR-235D	0,10	12,5	BaI.	-	4,2	-	2,0	0,8	6,1	0,012	0,10	-	-
t Ud^;met 700	0,12	12,0	BaI.	■-	4,5	-	2,0	0,6	5,9	0,01	0,10	—	—
I Legierung 713 C	0,05	9,0	BaI.	10,0	-	12,5	1,0	2,0	5,0	0,015	0,05	—	—
I Legierung 713 LC	0,15	9,0	BaI.	10,0	2,5	5,5	2,75	2,0	5,0	0,015	0,05	-	-
I MAR-M 200	0,15	19,5	BaI.	-	-	—	—	2,3	1,35	0,03	—	_	0,5Fe
I MAR-M 211	0,10	14,9	BaI.	20,0	5,0	-	-	1,50	5,25	0,03	-	—	-
I Nimonic 80A	0,15	14,9	BaI.	20,0	5,25	-	-	1,25	5,0	0,03	-	-	-
I Nimonic 105	0,14	15,0	BaI.	15,0	4,0	-	-	4,0	5,0	0,03	-	—	—
I Nimonic 108	0,14	10,0	BaI.	15,0	3,0	-	-	4,75	5,5	0,015	0,05	—	1,0 V
1 Nimonic 118	0,15	8,0	BaI.	10,0	6,0	-	-	1,0	6,0	0,015	0,08	4,3	-
I IN-IOO	0,10	25,0	10,0	BaI.	-	7,5	—	—	-	_	_
I B-1900	0,50	14,0	BaI.	9,5	4,0	4,0	-	5,0	3,0	0,015	0,03	—	—
1 X-40, HS 31	0,17	15,5	BaI.	10,0	1,75	3,0	1,75	1,75	4,25	0,015	0,05	-	-
I Rene 80	0,15	19	-	BaI.	-	4,7	-	-	3,5	—	0,15	6,5	0,1 Y
I MAR-M 421	0,18	19	-	BaI.	-	4,5	-	-	4,3	-	0,13	7,5	0,17 Y
I AiResist 213	0,35	10	BaI.	10	3,0	-	-	1,0	6,0	0,015	0,10	7,0	-
I AiResist 215	0,10	22	22	BaI.	-	14	-	-	-	-	-	-	0,08 La, 1,5 Fe
I B-1910	0,08	16	BaI.	8,5	1,75	2,6	0,9	3,4	3,4	0,01	0,10	1,75	Fe, Mn, Si, S*)
i Haynes Alloy 188	0,17	12,7	BaI.	9,0	2,0	3,9	-	4,2	3,2	0,02	0,10	3,9	-
I IN-738	0,21	25,5	10,5	BaI.	-	7,5	-	-	-	-	—	4,0	_
I IN-792	0,80	15,5	BaI.	20	-	3,0	2,0	4,3	2,8	0,015	0,05	2,0	-
jjj LDA-204	0,15	20	20	BaI.	-	-	-	0,5	-	-	0,10	7,5	-
I MAR-M 432	0,05	20	35	35	10	—	—	-	—	—	-	_	_
Ϊ MAR-M 905	-	14	BaI.	9,5	4,0	4,0	-	5,0	3,0	0,015	0,03	-	-
$ MP 35 N	0,17	9,3	BaI.	15	3,25	5,35	-	3,3	5,3	0,015	0,03	-	-
;, Rene 80	0,27	14	BaI.	8,0	3,5	3,5	3,5	2,5	3,5	0,01	0,05	_	_
\ Rene 85	0,15	6	BaI.	5,0	4,0	4,0	1,5	-	6,0	0,004	1,0	8	—
\. Rene 95	0,125	20	BaI.	-	-	-	-	-	-	-	-	-	2,0 ThO₂
f TAZ 8B	-	-	BaI.	-	20	-	-	-	-	-	0,3	—	3,0 ThO₂
I TD-NiCr	0,5	6	BaI.	7,5	2,0	5,8	0,5	1,0	5,4	0,02	0,13	9	0,5 Re, 0,43 Hf
I TD-NiMo	0,13	18	BaI.	15	3,0	1,5	-	5,0	2,5	0,02	-	-	-
jj TRW VI A	0,07	12	BaI.	10	3,0	6,0	-	3,0	4,6	0,015	0,10	1,5	-
I Udimet 710	0,35
Ϊ Unitemp AF2-1DA	[■■' *) So niedrig wie möglich.

Wie das in der Figur dargestellte Fließschema zeigt, wird aus einer Superlegierung der gewünschten Zusammensetzung ein Pulver einer Parlikelgröße von weniger als 425 μιη, vorzugsweise von 175 bis ΙΟμιτι hergestellt. Bei dem bevorzugten Partikelgrößenbereich wird eine bessere Verdichtung des losen Pulvers und eine gesinterte Vorform geringer Porosität erhalten.

Die Pulverisierung kann nach irgendeinem der bekannten Verfahren, wie dem in der US-PS 32 53 783 beschriebenen, vorgenommen werden. Vorzugsweise wird ein Superlegierungspulver mit einem Sauerstoffgehalt von weniger als 300 ppm, insbesondere weniger als 100 ppm verarbeitet. Es läßt sich leicht unter Verwendung eines inerten Gases beim Zerstäuben, Kühlen und Sammeln erhalten.

Das Superlegierungspulver der gewünschten Zusammensetzung und der vorgeschriebenen durchschnittlichen Partikelgröße wird zu der gewünschten Gestalt verformt, wonach es dem zweistufigen Sinterverfahren im Vakuum unterworfen wird. Wie in dem Fließschema dargestellt, kann das Superlegierungspulver durch Einbringen in einen Formhohlraum der gewünschten Gestalt verformt werden oder in bekannter Weise durch Vermischen mit einem flüchtigen Binder und Kaltpressen in einem Formhohlraum der gewünschten Gestalt. Der resultierende Körper hat ausreichende Grünfestigkeit, um während des Sinterns seine Form beizubehalten. Bei Verwendung einer Form ist es zweckmäßig, sie Schall- oder Überschallfrequenzen auszusetzen, um die bestmögliche Verdichtung bis zu einer Dichte von etwa 60 bis 70% der theoretischen Dichte von 100% zu bewirken. Bei Verwendung eines organischen Binders und Kaltpressen wird etwa die gleiche Dichte erreicht. Es kann jedes beliebige bekannte organische Bindemittel in Mengen zwischen 2% und 5%, bezogen auf die Pulver-Binder-Mischung, eingesetzt werden, vorausgesetzt der Binder ist ausreichend flüchtig, um sich im wesentlichen vollständig zu zersetzen, ohne beim Sintern schädliche Rückstände zu hinterlassen. Geeignete Binder sind Acrylharze. Paraffinwachs, Phenolformaldehydharz, Polyvinylchlorid, Polyvinylalkohol und dergleichen. Besonders geeignet ist Paraffinwachs, wenn es in Mengen von 1% bis 3% verwendet wird. Die Mischung aus Sinterlegierungspulver und fein zerteiltem organischen Binder oder einer Lösung des Binders in einem fluchtigen Lösungsmittel wird im Formhohlraum bei einem Druck von etwa 210MPa bis 700MPa kaltverdichtet.

Die hochhitzebeständige Form mit dem Superlegierungspulver oder dem kaltgepreßten rohen Körper wird, wie in der Figur angedeutet, anschließend in eine evakuierbare Ofenkammer eingebracht, ein im wesentlichen vollständiges Vakuum erzeugt, in einer ersten Stufe bis zu einer ersten Sintertemperatur erhitzt und anschließend in einer zweiten Stufe einer höheren Sintertemperatur unterworfen, wie nachstehend erläutert wird. Es hat sich als wichtig herausgestellt, das zweistufige Sintern in einer weitgehend evakuierten Umgebung durchzuführen, um ein Entgasen des gesinterten Teils zu erwirken und auch um jegliche Reaktion, insbesondere eine Oxidation der Legierung bei den auftretenden erhöhten Temperaturen zu verhindern. In den Poren der gesinterten Matrix eingeschlossene Gase führen zur Vergrößerung der Poren und vorzeitigem Bruch des Sinterkörpers, wenn diese anschließend im Gebrauch auf erhöhte Temperatur erhitzt werden Währen! Vakua von 133 Pa sich in vielen Fällen als befriedigend erwiesen haben, werden Vakua von weniger als 13,3 Pa, insbesondere weniger als etwa 1,33 Pa, bevorzugt, um bleibende hohe Festigkeit des Sinterkörpers sicherzustellen. Zweckmäßig ist es, anfangs die Luft in der Ofenkammer durch ein inertes Gas, wie zum Beispiel Argon, zu ersetzen, und dann Vakuum zu ziehen, so daß verbliebene Restgase inerte Bestandteile sind, die nicht mit den Bestandteilen des Superlegierungspulvers reagieren.

Nach Erreichen des Vakuums oder während seiner Herstellung wird die mit dem Superlegierungspulver oder dem Preßkörper gefüllte hochhitzebeständige Form allmählich auf eine erste Temperatur erhitzt, die als Karbidumwandlungstemperatur bezeichnet werden kann, bei welcher das chemische Gleichgewicht eine Umwandlung primärer Karbide in komplexe Karbide gemäß der folgenden Gleichung begünstigt:

MC^M₂₃Q, + Gamma-Phase,

in welcher M ein Metall, wie Titan, Chrom, Molybdän, je nach der verwendeten Legierung; MC ein primäres Karbid, wie beispielsweise Ti 0,6; Cr 0,2; Mo 0,2;

und M23G, ein sekundäres oder komplexes Karbid bedeuten.

Allgemein liegt die Karbidumwandlungstemperatur für Superlegierungen der Art, auf die sich die Erfindung bezieht, innerhalb eines relativ engen Bereiches von 87ΓC bis 1093⁰C, abhängig von der eingesetzten Legierung. Sie wird so gewählt, daß sie die Umwandlung der primären Karbide in komplexe Karbide plus Gamma-Phase so viel wie möglich begünstigt, so daß nach dem Sintern in der ersten Stufe die sekundären oder komplexen Karbide im Überschuß vorhanden sind, während die primären Karbide in im wesentlichen kleinen Mengen vorliegen. Die Dauer des Sinterns in der ersten Stufe schwankt in Abhängigkeit von der jeweils verwendeten Legierung und wird so gesteuert, daß Umwandlung primärer Karbide in sekundäre Karbide in beträchtlichem Ausmaß sowie Wanderung der Karbide von der Oberfläche der Pulverpartikel in deren Inneres bewirkt wird. Im allgemeinen liegen die Sinterzeiten zwischen 10 und 100 Stunden. Mehr als 100 Stunden bringen keinen nennenswerten Nutzen.

Außer der Umwandlung primärer in komplexe Karbide tritt während der ersten Stufe auch eine anfängliche Diffusionsbindung oder ein Sintern der Partikel an ihren Berührungspunkten auf, wobei ein sogenannter »Hals« gebildet wird, der fortschreitend wächst, insbesondere während der zweiten Sinterstufe, und eine zu einem Stück verbundene dreidimensionale Matrix erhöhter Dichte bildet.

Nach Beendigung der ersten Sinterstufe wird die vorgesinterte Matrix auf eine zweite Sintertemperatur erhitzt, die üblicherweise etwas unterhalb oder in etwa bei der Temperatur, bei der die Legierung zu schmelzen beginnt, liegt, um eine schnellere Atomdiffusion und ein schnelleres Halswachstum zu begünstigen und den Sintervorgang zu vollenden. Temperaturen etwas über der in der ersten Stufe angewandten können auch in der zweiten Stufe benutzt werden, doch ist die Geschwindigkeit der Diffusion und des Halswachstums vom wirtschaftlichen Standpunkt her zu gering. Der Schmelzbeginn der meisten Superlegierungen liegt zwischen etwa 1149° C und 1288° C, wo die bestmögliche Atombeweglichkeit zur Förderung der Diffusionsreaktion und des Halswachstums erreicht wird.

Das Sintern in der zweiten Stufe wird so lange ausgedehnt, daß ein Höchstmaß an Verdichtung und Porenschrumpfung erzielt wird. Für die meisten Superlegierungen reichen eine Stunde bis zu 20 Stunden aus, um die bestmöglichen mechanischen Eigenschaften zu erzielen. Der resultierende Sinterkörper hat in Abhängigkeit von dem jeweils verwendeten Superlegierungspulver und der Dauer des Sinterns in der zweiten Stufe eine Porosität allgemein zwischen etwa 20 und lOVol.-0/o.

Die unerwarteten Verbesserungen in den physikalischen Eigenschaften der resultierenden gesinterten Matrix sind noch nicht ganz geklärt wegen der Kompliziertheit der Umwandlungsreaktion und dem Diffusionsmechanismus, durch den Bindung und Halswachstum während der ersten und der zweiten Sinterstufe bewirkt werden. Eine mögliche Erklärung wäre, daß während des Simervorgarigs in der ersten Stufe die vorwiegend auf den Oberflächen der Pulverpartikel vorhandenen primären Karbide in sekundäre oder komplexe Karbide umgewandelt werden, die zum Inneren der Pulverpartikel wandern, so daß die durch den Atomdiffusionsmechanismus gebildeten Hälse im wesentlichen frei sind von schädlichen primären Karbidphasen sowie frei von Fe¹ :n und spröden Phasen, die offensichtlich den phys jlischen Eigenschaften der fertig gesinterten Matrix stark abträglich sind. Beim erfindungsgemäßen Verfahren führt die Umwandlung der primären Karbide in komplexe Karbide und Gamma-Phase während der ersten Sinterviufe zu einer Halsbildung, die im west"¹·¹· -h; f »icin« und frei von spröden Karbidphasen ist, und das schnelle Halswachstum während der zweiten Jk ^ife verhindert nennenswerte Rückwandlung komplexer Karbide Li primäre Karbide. Die entstehende gesinterte Matrix besitzt demzufolge unerwartet gute mechanische Eigenschaften.

Nach Beendigung der zweiten Sinterstufe wird der Sinterkörper aus dem Ofen genommen; er hat gewöhnlich eine Dichte von etwa 80 bis 90% der theoretischen Dichte. Vorzugsweise wird die gesinterte poröse Vorform beispielsweise durch Kalt- oder Heißpressen nachverdichtet, um eine genaue Dimensionierung und Formgebung der Vorform zu ermöglichen und eine weitere Verdichtung auf etwa 90 bis 100% theoretischer Dichte zu bewirken. Die gesinterte Vorform kann auch einem Kalt- oder Heißschmieden ausgesetzt werden.

Die gesinterte, ggf. nachverdichtete Vorform wird vorzugsweise einer Wärmebehandlung unterworfen, um die physikalischen Eigenschaften derselben dem Verwendungszweck optimal anzupassen und weiter zu verbessern. Typische Wärmebehandlungen bestehen im F.rhil7en der gesinterfpn Vorform auf eine Temperatur über der Gamma-Phasen-Lösungstemperatur, wonach die Vorform abgeschreckt wird. Die resultierende Struktur mit einer Gamma-Phase von sehr feiner Größe und großer Gleichmäßigkeit kann danach ausgehärtet werden, so daß die Gamma-Phase bis zu einer Größe und Morphologie wächst, die mit den gewünschten Eigenschaften der späteren Betriebstemperaturen in Einklang sind. Es kann auch jede andere Wärmebehandlung angewendet werden.

Das Verfahren gemäß der Erfindung wird noch an folgenden Beispielen erläutert

Beispiel 1

Superlegierungspulver der Legierung IN-100 einer Zusammensetzung, wie in Tabelle 1 angegeben, und einer durchschnittlichen Partikelgröße von 75 μΐη wurde mit 2 Gew.-% Paraffinwachs als Binder vermischt, in einen Hohlraum einer Stahlform eingebracht, in ein hanteiförmiges Muster für die Zugfestigkeitsprobe verformt und unter einem Druck von 420 MPa verdichtet. Der Preßkörper wurde danach aus der Form genommen und 15 Stunden bei einer Temperatur von 982⁰C und einem Vakuum von etwa 0,133 Pa in einem Ofen ausgesetzt. Nach Beendigung des Sinterns in dieser ersten Stufe wurden die Ofentemperatur bis auf 1232°C erhöht und die vorgesinterte Matrix für weitere 24 Stunden gesintert, wonach sie aus dem Ofen entfernt wurde.

Zum Vergleich wurden Preßkörper aus demselben Material in einem einstufigen Verfahren 24 Stunden in einem Vakuum und bei einer Temperatur von 1232⁰C gesintert. Zugfestigkeit, Streckgrenze und Dehnung wurden an Probestücken, die nach dem Zweistufen-Verfahren der Erfindung (Probe A), nach dem Einstufen-Verfahren (Probe B) und durch Gießen (Probe C) hergestellt worden waren, bestimmt. Die erhaltenen Werte sind der Tabelle 2 zu entnehmen.

Ein Vergleich der Testergebnisse zeigt, daß das

erfindungsgemäö gesinterte Probestück A dem in einer Stufe gesinterten Probestück B erheblich und mit Bezug auf Zugfestigkeit und Dehnung dem gegossenen Probestück C bedeutend überlegen ist.

Beispiel 2

Die gesinterten Vorformen, entsprechend der Probe A des Beispiels 1 wurden durch Kaltprägen bei 0,7 MPa nachverdichtet, wodurch eine Erhöhung ihrer Dichte von etwa 90% auf etwa 97% der theoretischen Dichte bewirkt wurde. Die nachverdichteten Vorformen wurden dann bei 1232° C 24 Stunden lang in einem Vakuum geglüht. Die Probestücke wiesen danach eine Zugfestigkeit von 1176MPa, eine Streckgrenze von 980 MPa und einer Dehnung von 17% auf.

Beispiel 3

Das gleiche Supertegierungspulver wie in Beispiel 1 wurde in den Hohlraum einer hochhitzebeständigen Form eingebracht und in einem Vakuum von 0,133 Pa bei 982° C 15 Stunden lang gesintert, woran sich die Sinterung in der zweiten Stufe bei 1232° C über 24 Stunden anschloß. Die gesinterte Vorform wurde aus dem Formhohlraum entfernt und wies eine Dichte von etwa 80% der theoretischen auf. Die Vorform hatte nach einer Korrektur der Querschnittsfläche zum Ausgleich von Schwankungen in der Dichte physikalische Eigenschaften, die mit denen, die bei der Probe A des Beispiels 1 erzielt wurden, vergleichbar sind.

Tabelle 2	Zugfestig keit (MPa)	0,2%-Streck- grenze (MPa)	% Deh nung
Probe	1099 837 1029	875 758 875	13 7 7
A B C

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung von Sinterkörpern aus Superlegierungspulver auf Nickelbasis, das eine durchschnittliche Teilchengröße von weniger als 425 μιη hat, bei welchem die Pulvermasse zur gewünschten Gestalt verformt und ggf. verdichtet wird, der Preßkörper im Vakuum in einer ersten Stufe bei erhöhter Temperatur während einei bestimmten Zeitdauer und in einer zweiten Stufe bei einer darüberliegenden Temperatur während einer bestimmten Zeitdauer gesintert und danach die poröse gesinterte Vorform abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, daß das Sintern in einem Vakuum von weniger als 133 Pa und in der ersten Stufe bei einer Temperatur, abhängig von der Zusammensetzung der bestimmten Legierung, im Bereich von 871 bis 1093⁰C, bei der primäre Karbide in sekundäre und komplexe Karbide umgewandelt werden, während 10 bis 100 Stunden und die zweite Stufe bei einer Temperatur im Bereich von 1149 bis 1288° C während 1 bis 20 Stunden durchgeführt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Vorform nachverdichtet und ggf. nachgesintert wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß Superlegierungspulver einer durchschnittlichen Teilchengröße zwischen etwa 175 und 10 μιη verarbeitet wird.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß Superlegierungspulver mit einem Sauerstoffgehalt von weniger als 300 ppm verarbeitet wird.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Superlegierungspulver zusammen mit einem flüchtigen organischen Binder verarbeitet wird.