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nd. Die spezifische Oberfläche ermittelt duch 3-Punkt-BET ergab einen Wert von 0,3521 m“/g 
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Verpressen und Sintern des Pulvers 
ven Es ist zu vermuten, daß die gezeigten Späne mit hohen Eigenspannungen behaftet sind. Dieses 
Jelt würde sich beim Pressen nachteilig auswirken. Bei der Kompaktierung sind höhere Preßdrücke zur 
ic Überwindung der Eigenspannungen erforderlich. Beim Sintern in fester Phase allerdings, kann die 
hohe Verformung der Späne von Vorteil sein und eine erhöhte Sinteraktivität bewirken. 
Aus dem Schleifstaub wurden mit einer Matrizenpresse bei Preßkräften von 390 MPa, 465 MPa und 
ier 540 MPa Preßlinge in Zugprobenform (ISO 2740) hergestellt. 
Die benötigten Preßkräfte sind durch die hohen Eigenspannungen des Pulvers vergleichsweise hoch. 
Durch die Eigenspannungen kommt es am Preßling zu einer sehr starken Schichtbildung. Eine 
weiterer Faktor bei der Beurteilung der Verpreßbarkeit ist die hohe Rückfederung der Preßlinge 
beim Verlassen der Matrize. Die Preßlinge dehnen sich elastisch sehr stark aus, was auch zu 
der Brüchen an den Kanten führen kann. Eine Anpassung der Matrizengeometrie bzw. eine angepaßte 
im Pressensteuerung ist für das Material erforderlich. 
ten 
ich Die Preßlinge wurden unter folgenden Bedingungen in Wasserstoffatmosphäre (H,) eine Stunde bei 
len 800 °C vorgeglüht und eine Stunde bei 1240 °C, 1300 °C und 1340 °C gesintert. An diesen Proben 
gt. wurden Makrohärteprüfungen durchgeführt, außerdem wurde das Gefüge metallographisch 
5-2 bewertet. 
Die Makrohärtemessungen HV 5 bzw. HV 10 an den verpreßten und gesinterten Proben ergaben 
für Werte, die einen Zusammenhang zwischen Preßdruck und Sintertemperatur herstellen, Abb. 5 
1en Diese Härtewerte korrelieren auch mit den folgenden Gefügeuntersuchungen. 
en, 
ere Metallographische Gefügeuntersuchungen der gesinterten Proben 
Die Mikrogefüge der gesinterten Proben sind in den Abb. 6-10 dargestellt. Bei 1240 °C, Abb. 6, 
entsteht ein sehr poröser Sinterling mit zahlreichen Poren und eingelagerten Al‚O;-Partikeln. Die 
Sintertemperatur hat nicht ausgereicht, um ein homogenes Gefüge auszubilden. 
jen Bei den Sintertemperaturen von 1300 °C und 1340 °C ergibt sich eine dichtgesinterte Probe, 
en Abb.7-10. In der weiß erscheinenden Matrix sind zahlreiche graue Al‚O;-Partikel zu erkennen, ihr 
Volumenanteil beträgt ca. 20 %, Abb. 7. Bei den im Gefügebild schwarz erscheinenden Bereichen 
handelt es sich nicht um Poren, sondern um bei der Präparation herausgebrochene Al,‚O;-Partikel. 
ine Bei höherer Vergrößerung, Abb. 8, ist das Matrixgefüge mit zahlreichen feinen Karbiden im 
Korninneren und größeren, überwiegend an den Korngrenzen angeordneten glatten Karbiden zu 
erkennen. Kleinlasthärtemessungen in der Matrix ergaben Werte von 677 HV 0,2. 
Das Mikrogefüge der bei 1340 °C gesinterten Proben ist in den Abb. 9-10 dargestellt. In der 
Übersichtsaufnahme, Abb. 9, ist keine wesentliche Veränderung festzustellen. Der Anteil der 
ım Al„O3-Partikel beträgt auch hier ca. 20 Vol.%. Bei höherer Vergößerung, Abb. 10, zeigt sich 
deutlich eine Veränderung der Matrixstruktur. Die feinen Karbide im Korninneren haben sich durch 
ner die Sintertemperatur von 1340 °C völlig aufgelöst. Es sind nur noch größere an den Korngrenzen 
angeordnete Karbide zu erkennen. Die Matrix-Härte fällt von 677 HV 0.2 bei den 1300 °C 
gesinterten., auf 224 HV 0.2 bei den 1340 °C gesinterten Proben.