Auffallend sind die unterschiedlichen Ergebnisse der Mikrosondenuntersuchungen. Die Tatsache, daB in den zusatzfreien und den P-haltigen Proben das Mo in fast gleicher Weise diffundiert und nach einer Sinterbehandlung von 1250 OC fast vollstandig homogen verteilt ist, wogegen in den C-haltigen Proben noch starke Mo-Anreicherungen gefunden werden, 1aBt darauf schliegen, daB der Kohlenstoff die Mo-Diffusion hemmt. Diese Beobachtung deuten wir folgendermagen: Die C-Atome haben eine hohere Diffusionsgeschwindigkeit als die Mo-Atome. Es kommt zu einer Anreicherung des Kohlenstoffs im Mo-Partikel. Dabei wird eine kleine jedoch merkliche Menge eines Molybdan-Eisen-Karbids gebildet, wodurch die Mo-Diffusion stark gehemmt wird. Bei Temperaturen > 1 2 5 0 OC wird dann eine starkere Mo-Diffusion beobachtbar, weil durch einen erhohten Diffusionskoeffizienten die Diffusionshemmung mehr und mehr aufgehoben wird. Unter dieser Annahme ist auch zu verstehen, da13 eine Verdoppelung des Mo-Gehaltes keine Erhohung der Zugfestigkeit beim Sintern bei 1150 OC erbringt und daB sich die Erhohung des Mo-Gehaltes bei Sintertemperaturen bis 1250 OC nur wenig auswirkt, wie es bei C-haltigen Fe-Ni-Mo-Legierungen mit Mo-Gehalten > 1,5% beobachtet wird. Anders verhalten sich die P-haltigen Legierungen, bei denen die Verdoppelung der Legierungszusatze auch voll zur Wirkung kommt. Die Schlagzahigkeit wird bei den C-haltigen Legierungen durch den C-Gehalt bestimmt. Die Legierungselemente Ni und Mo haben hierauf praktisch keinen EinfluR. Bei den P-haltigen Proben ist der Ni-Gehalt von bestimmendem EinfluB auf die Schlagzahigkeit. Die zwischenstufenartige Phase bewirkt hier augenscheinlich eine gewisse Versprodung. Die Bilder der Bruchflachen lassen den SchluR zu, daB bei den P-haltigen Legierungen die Teilchen wegen ihrer Duktilitat zunachst unter Verfestigung mehr oder weniger stark verformt werden und darauf einen Sprodbruch erleiden. Bei den C-haltigen Legierungen tritt dagegen nur eine