DE2407410B2

DE2407410B2 - Karbidhartmetall mit ausscheidungshärtbarer metallischer Matrix

Info

Publication number: DE2407410B2
Application number: DE2407410A
Authority: DE
Inventors: Hidekazu Doi; Kenichi Nishigaki
Original assignee: Mitsubishi Metal Corp
Current assignee: Mitsubishi Metal Corp
Priority date: 1973-02-16
Filing date: 1974-02-15
Publication date: 1975-12-11
Also published as: JPS49106408A; US3916497A; DE2407410A1; JPS5518778B2

Description

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Die Erfindung betrifft ein Karbidhartmetall mit •usscheidungshärtbarer metallischer Matrix, hergettellt auf dem Sinterwege.

Anwendungszweck der Erfindung ist die Herstellung von wärmebeständigen und verschleißfesten Legierungen, die sich besonders zur Herstellung von Werkzeugen eignen.

Bisher bestanden die Materialien für Schneidwerkteuge aus Kohlenstoffstahl, Schnellarbeitsstahl, WC-Hartmetall-Legierung, TiC als Metall-Keramikwerk-Itoff usw. Kohlenstoffstahl und Schnellarbeitsstahl lind wohl zäh, aber die Zähigkeit fällt bei einer Temperatur über ungefähr 600° C scharf, so daß die Aus derartigen Materialien hergestellten Werkzeuge •ur im Bereich niederer Schneidgeschwindigkeit verwendet werden können, vo geringe Wärme erzeugt Wird.

Bei erhöhten Schneidgeschwindigkeiten sind die WC-Hartmetall-Legierungen die besten, obwohl sie verhältnismäßig leicht verschweißen und eine verhältnismäßig geringe Verschleißfestigkeit haben. Des weiteren verlangt die Verwendung eines Werkzeugs aus derartigen Materialien im Bereich höherer Schneidgeschwindigkeit größeren Oxidationswideistand, weil die Schneidkante eines Werkzeuges einer höheren Temperatur unterworfen ist als das restliche Werkzeug. Daher findet innerhalb des Bereichs höherer Schneidgeschwindigkeit TiC als Metall-Keramikwerkstoff weite Verwendungsgebiete, da dieses Material einen ausgezeichneten Oxidationswiderstanc aufweist.

Aufgabe der Erfindung ist es, Legierungen vorzusehen, die als Materialien für Schneidwerkzeuge, füi verschleißfeste Werkzeuge zur Warm- oder Kaltverformung u. dgl., verwendet werden können und demgemäß über eine hohe Festigkeit und Zähigkeit bei Raumtemperatur sowie auch bei erhöhten Temperaturen und zusätzlich über eine ausgezeichnete Nichtverschweißbarkeit verfügen, wobei die Prinzipien dei Dispersionshärtung durch die Dispersion von Karbidteilchen mit der Ausscheidungshärtung durch Bildung einer /-Phase (Ni₃Al(Ti)) in einer Matrix aul Nickelbasis kombiniert werden.

Erfindungsgemäß wird die Aufgabe gelöst durch Sintern einer Mischung, bestehend aus 10 bis 90% eines oder mehrerer der Karbide oder Mischkarbide der Metalle Titan, Zirkonium, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und/oder Wolfram, Rest metallische Komponente, die ihrerseits aus 50 bis 70% Nickel, 2 bis 10% Titan, 0,5 bis 10% Aluminium, sowie aus einem oder mehreren der drei Metalle 1 bis 10% Eisen, 1 bis 20% Kobalt und/ oder 1 bis 20 % Chrom und ferner noch aus bis 5 % Niob, bis 10% Tantal, bis 20% Molybdän, bis 20% Wolfram und/oder bis 5 % Vanadium besteht.

Eine Ausgestaltung der Erfindung sieht eine Mischung vor, die außerdem noch, bezogen auf die Gesamtheit der metallischen Komponenten, bis 0,1 % Bor, 0,01 bis 2,0% Zirkonium, bis 1,0% Hafnium, bis 0,5% Magnesium, bis 1,0% Seltene Erdmetalle, bis 0,5 % Phosphor, bis 3,0 % Silizium und/oder bis 5 % Mangan enthält.

Eine weitere Ausgestaltung sieht eine Mischung vor, die außerdem noch, bezogen auf die Gesamtheil der metallischen Komponenten, bis 1,0% Kohlenstoff, bis 0,1 % Stickstoff, bis 0,5% Kupfer, bis 0,5% Rhenium, bis 0,5% Barium, bis 0,5% Rhodium und/oder bis 0,5% Beryllium enthält.

Demgemäß sind als gesintertes Werkzeugmaterial die erfindungsgemäßen Legierungen vorgesehen, welche eine oder mehrere Arten von Karbiden dei Übergangsmetalle, ausgewählt aus den Gruppen 4 a, 5 a und 6 a, in Form einer fein dispergierten Phase enthalten, wobei der Rest eine Zusammensetzung einer Superlegierung auf Nickelbasis ist, bei der eine /-Phase (Ni₃Al(Ti)) ausgeschieden ist. Bei der Ausgangsmischung liegt die gesamte Menge der Karbide oder der Mischkarbide im Bereich von 10 bis 90%, bezogen auf das Gesamtgewicht der Mischung.

Die Eigenschaften der Legierungen gemäß dei vorliegenden Erfindung liegen darin, daß sie die hohe Festigkeit und Zähigkeit beibehalten, die dadurch gegeben ist, daß in der Nickelmatrix Metalle mit hohem Schmelzpunkt enthalten sind, wie Ta, Nb, W, Mo, V u. dgl., und gleichzeitig bezüglich der Festigkeit bei Temperaturen bei 700 bis 800° C nicht abfallen, und zwar auf Grund der ausgezeichneten Wärmebeständigkeit der Matrix und der hoher Festigkeit der ausgeschiedenen /-Phase bei erhöhtei Temperatur. Zusätzlich ergeben die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung die Kombination von ausgezeichneter Festigkeit gegenüber Verschleiß und Oxidation als Folge der in den Legierungen feinverteilten Karbid-Phasen.

Es ist aus dem Vorgesagten verständlich, daß die Legierungen nach d;r vorliegenden Erfindung erhöhte, für Schneidmaterialien erwünschte Eigen-

schäften besitzen, und daß sie über einen weiten Bereich der Arbeitsweise beim Schneiden verwendet werden können, und zwar sowohl bei leichter wie schwerer Belastung, indem die Karbid-Phase und die Menge und Natur der verwendeten Bindemittel-Phase geregelt werden; zusäteiich verfügen die Legierungen über verbesserte Eigenschaften, wie diese für Werkzeugmaterialien zur Kalt- oder Warmverarbeitung erforderlich sind.

Legierungen nach der vorliegenden Erfindung verfügen über ausgezeichnete Schneideigenschaften, besonders in dem Bereich geringer Schneidgeschwindigkeit, bei welchem Schnellarbeitsstähle ihre prinzipielle Anwendung finden. Schnellarbeitsstahl enthält im allgemeinen darin feinverteilte Karbide des Typs MC, M₆C und M₂₃C₆. Die Härte der M₆C- und M₂₃C₆-Karbide geht nicht über 1800 bis 2100 Vickers-Härte hinaus. Im Gegensatz hierzu beträgt die Härte der wichtigsten Karbide in dem erfindungsgemäßen Karbidhartmetall, wie z.B.TiC, 3000 bis 3200 Vickers-Härte. Außerdem besitzen sie eine gute Benetzungjfähigkeit gegenüber den Nickelbasis-Superlegierungen, wie auch einen hohen Oxidationswiderstand. Das Ergebnis ist, daß die ausgezeichneten Eigenschaften von TiC sich gut auf die Schneidleistung von Werkzeugen auswirken, die dieses enthalten.

Wenn die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung für Schneidwerkzeuge im Bereich einer niederen Schneidgeschwindigkeit Verwendung finden, soll die gesamte Menge einer oder mehrerer Arten von Karbiden oder zusammengesetzten Karbiden, die in der Ausgangsmischung enthalten sind, vorzugsweise im Bereich von 20 bis 70 ⁰Zo liegen.

Die zur Bildung einer Matrix aus Nickelbasis-Superlegierung, die nach der vorliegenden Erfindung die Funktion eines metallischen Bindemittels besitzt, erforderliche Komponente des Ausgangsmaterials hat eine Grundzusammensetzung, die gewichtsmäßig 50 bis 7O°/o Nickel, 2 bis 10% Titan und 0,5 bis 10⁰O Aluminium aufweist, und enthält des weiteren eines oder mehrere von drei Metallen, und zwar bis zu 10% Eisen, bis zu 20% Kobalt und/oder bis zu 20 % Chrom und ferner auch noch bis 5 % Niob, bis 10% Tantal, bis 20% Molybdän, bis 20% Wolfram und/oder bis 5 % Vanadium.

In dieser Beziehung sind Titan und Aluminium wesentlich als Bestandteile zur Bildung der -/-Phase (Ni₃Al(Ti)), welche eine größere Rolle bei der Ausscheidungshärtung spielt. Wennn die Mengen an Ti und Al ungenügend sind, wird eine geringe Menge von /-Phase ausgeschieden, und die erhaltene Legierung verfügt nur über verminderte Wärmebeständigkeit. Aus diesem Grunde ist bei der Ausgangsmischung ein Ti-Gehalt von mindestens 2% und ein Al-Gehalt von mindestens 0,5% erforderlich. Wenn hingegen die Gehalte von Ti oder Al 10% überschreiten, bildet sich eine unerwünschte, brüchige η-Phase (Ni₁Ti) bzw. NiAl.

Fe und Co lösen sich entweder in der Nickelmatrix oder in der /'-Phase als feste Lösung auf, wodurch die Umkristallisationstemperatur erhöht wird. Wenn der Fe- oder Co-Gehalt weniger als 1 % beträgt, sind die Wirkungen herabgesetzt; wenn der Eisengehalt mehr als 10% und der Co-Gehalt mehr als 20% beträgt, wird die ausgezeichnete Warmfestigkeit der Nickelmatrix vermindert. Cr löst sich in einer Nickelmatrix und der -''-Phase als feste Lösung, wodurch der Oxidationswidersland beträchtlich verbessert wird. Ein Cr-Gehalt von weniger als 1 % ergibt eine herabgesetzte Wirkung des Cr, während ein Cr-Gehalt von mehr als 20 % eine Brüchigkeit der Legierung verursacht.

- W, Mo, Ta und Nb lösen sich jedes teilweise in einer Nickelmatrix auf, während sie teilweise Karbide bilden. Diese in einer Nickelmatrix gelösten Elemente verbessern wesentlich die Festigkeit einer Legierung bei erhöhter Temperatur. Jedoch verringert sich, falls die Menge dieser Elemente im Überschuß vorhanden ist, die Zähigkeit der Legierung. Von diesen Elementen verbessert Mo am besten die Festigkeit der Grenzen der Karbid-Teilchen mit einer Bindemittelphase, weil das zugegebene Mo zusammengesetzte, Mo-reiche Karbide bildet, welche die Oberfläche eines Ausgangskarbids umgeben und gute Affinität zur Bindemittelphase auf Nickelbasis aufweisen.

Die erfindungsgemäße Legierung kann weitere Elemente aufweisen, wenn die metallische Komponente des Ausgangsmaterials gewichtsmäßig auch noch bis 0,1% Bor, 0,01 bis 2,0% Zirkonium, bis 1 % Hafnium, bis 0,5 % Magnesium, bis 1 % Seltene Erdmetalle (wie La, YCe u.dgl.), bis 0,5% Phosphor, bis 3 % Silizium und/oder bis 5 % Mangan enthält.

Eine kleine Menge von B, Zr, Mg, Hf, P und Seltenen Erdmetallen ergibt bei ihrer Zugabe Vorteile, wie verbesserte Desoxidation und Entschwefelung der Nickelmatrix, Verfestigung der Korngrenzen und Verfeinerung der Kristallkörner. Jedoch ist, wenn die Menge derartiger Elemente im Überschuß zugegeben wird, das Ergebnis ansteigende Sprödigkeit wegen der Bildung von Verbindungen. Si und Mn

ergeben dieselben Effekte, wie B, Zr, Mg usw. und lösen sich in einer Nickelmatrix auf, wodurch die Korn grenzen verfestigt werden und die Wirkungen der Wärmebehandlung sich verbessern. Ein Si-Gehalt von über 3 % und ein Mn-Gehalt von über 5 % bildet Verbindungen, die zu erhöhter Sprödigkeit oder Brüchigkeit führen.

Außer den oben beschriebenen Elementen ist die Zugabe von, immer noch bezogen auf die metallische Komponente, bis 1 % Kohlenstoff, bis 0,1 % Stick-

stoff, bis 0,5% Kupfer, bis 0,5% Rhenium, bis 0,5% Barium, bis 0,5% Rhodium und/oder bis 0,5 % Be wirkungsvoll. Diese Elemente können an Stelle der vorerwähnten geringen Mengen der Elemente oder in Kombination damit zugegeben werden.

Wenn die zugegebenen Mengen von C, N, Be, Re, Cu, Rh u. dgl. sehr gering sind, lösen sie sich in einer Nickelmatrix als feste Lösung, wobei sie die Festigkeit der Matrix verbessern. Jedoch erhöht sich, wenn zuviel eines solchen Elements zugegeben wird, die Sprödigkeit der Legierung.

Wenn die Legierungen des Typs der Karbid-Dispersion und der Ausscheidungshärtung gemäß der vorliegenden Erfindung in einem Bereich hoher Sclmeidgeschwindigkeit verwendet werden, sind

höhere Verschleißfestigkeit und auch ein höherer Oxidationswiderstand erforderlich, verglichen mit dem Bereich niederer Schneidgeschwindigkeit. Um diese Eigenschaften zu erhalten, sollte eine beträchtliche Menge einer oder mehrerer Arten Karbide oder

zusammengesetzter Karbide eines Übergangsmetalls aus den Gruppen 4 a, 5 a und 6 a in der Legierung enthalten sein. Im besonderen sollte das Gesamtgewicht der Karbide oder zusammengesetzten Karbide,

5 6

lie in der Mischung enthalten sind, zwischen 60 und Die grafische Darstellung zeigt die Härte einer

)0 °/o liegen. In einer Bindemittelphase der Legierung Legierung nach der vorliegenden Erfindung im Ver-

iollten die Karbide fein verteilt sein. Diesbezüglich gleich mit einem handelsüblichen Sichnellarbeitsstahl

st, da die /-Phase in der Bindemittelphase ausge- (JlS-SKH 4) bei erhöhten Temperaturen (Zusam-

schieden ist, die Festigkeit der Legierung bei erhöh- 5 mensetzung s. Beispiel 4).

ten Temperaturen erheblich verbessert, verglichen Die folgenden Beispiele erläutern die verschiedemit dem Fall, wo die ausgeschiedenen Teilchen nicht nen Gesichtspunkte der vorliegenden Erfindung, in der Bindemittelphase enthalten sind. Im besonde- Wenn nicht anders angegeben, beziehen sich die ren sind, wenn man die herkömmliche Legierung mit Prozentangaben für die Legierungiielemente auf Gedenjenigen der vorliegenden Erfindung datenmäßig io wichtsprozente, bezogen auf das Gesamtgewicht der bei Verwendung derselben Menge Bindemittelphase Ausgangsmischung, vergleicht, diejenigen nach der vorliegenden Erfin- . . dung bei erhöhter Temperatur erheblich härter, so B e ι s ρ ι e 1 1 daß die Verschleißfestigkeit während des kontinuier- Zu 10 % WC mit einer Korngröße von 1 μ wurden liehen Schneidvorgangs verbessert ist. Falls die Ver- 15 20% TiC-PuIver von 3 μ Teilchengröße zugegeben, Schleißfestigkeit auf der gleichen Höhe wie bei einer welches durch Zerkleinern von handelsüblichem herkömmlichen Legierung liegen soll, kann die TiC von mehr als 150 μ Teilchengröße in einer Naß-Menge der Bindemittelphase erhöht werden, wodurch Kugelmühle erhalten wurde. Dann wurden zu dieser sich die intermittierende Schneidfähigkeit verbessert. TiC-WC-Mischung folgende Substanzen zugegeben: Werkzeuge, die zur Warmverformung bzw. zum 20 35°/o Ni, 10 %> Co, 5% Fe, 10% NiAl (Ni: Al Warmdrücken, als Druckstempel beim Warmpressen, =7:3), 2 °/o Ti, 5 °/o Mo und 3 "/0 Cr. Diese zugefür das Warmziehen, als Walzen für das Warmver- gebencn pulverförmigen Elemente bilden eine Bindeformen, als solche für das Warmschmieden und ahn- mittelphase für die Karbid-Teilchen. Die so hergelicher Warmformgebung verwendet werden, sind stellte Pulvermischung wurde naßvermischt, verpreßt während einer verhältnismäßig langen Zeit hoher 25 und unter Vakuum bei 10~^l Torr bei 135O°C Temperatur unterworfen. Deshalb müssen diese zu- 1 Stunde lang gesintert. Das gesinterte Produkt wurde sätzlich zu der üblichen Festigkeit gegenüber Ver- 4 Stunden lang bei 1150° C lösun.i'sgeglüht und dann schleiß und Schlag bzw. Stoß, sowie zusätzlich zu der 4 Stunden lang bei 750° C ausgehartet. Kriechfestigkeit und der Nichtverschweißbarkeit hart Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug genug sein, um bei den erhöhten Temperaturen, die 30 63 R₀ (Rockwell-C-Skala). während der Arbeit auftreten, einem Weichwerden , und einer Deformation zu widerstehen. Für derartige Beispiel 2 Anwendungsgebiete, die auch im Verwendungsbereich Zu TiC-Pulver von 3 μ Teilchengröße wurde folder Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung gendes zugegeben: 5%> Co, 40 Vo Ni, 7,9% NiAl liegen, enthalten die Ausgangsmischungen für die 35 (Ni: Al = 7 :3), 2 % Ti, 5 % Fe, 5 % Cr, 5,09 % gesinterten Werkzeugmaterialien aus Superlegierun- Mo und 0,01% B. Diese pulve rförmigen Elemente gen auf Nickelbasis 10 bis 60% von einer OC^ meh- bilden eine Bindemittelphase für die Karbid-Teilreren Arten Karbiden oder zusammengesetzten Kar- chen. Die so hergestellte Pulvermischung wurde naßbiden der Übergangsmetalle aus den Gruppen 4 a, vermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 135O⁰C 5 a und 6a, wobei der Rest aus der metallischen 40 1 Stunde lang gesintert, unter Vakuum bei 1150⁰C Komponente besteht. Kohlenstoff-Werkzeugstähle 4 Stunden lang lösungsgeglüht, dann in Öl abge- und Schnellarbeitsstähle nach dem Stand der Tech- schreckt und bei 760° C 3 Stunden lang ausgehärtet, nik, die in großem Umfang verwendet werden, neigen Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug entdazu, bei einer Temperatur von oberhalb 600° C sprechend der Rockwell-C-Skaki 57 nach der Sinteweich zu werden und sind daher nicht verwendbar. 45 rung, 55 nach der Abschreckung und 62 nach der Zusätzlich weisen derartige Werkzeuge ungenügende Aushärtung. Die Querbruchfestiigkeit betrug 180 kp/ Nichtverschweißbarkeit auf. mm². Die Schneidversuchsergebnisse solcher Werk-Entsprechend den Legierungen nach der vorliegen- zeuglegierungen werden in der Tafel wiedergegeben, den Erfindung kann die Temperatur, bei der das die die Überlegenheit der Legierungen nach der vor-Weichwerden beginnt, auf 800° C gesteigert werden, 50 liegenden Erfindung bezüglich der Verschleißfestigweil die Festigkeit der Bindemittelphase bei erhöhter keit und der Glätte der bearbeiteten Oberfläche zeigt Temperatur infolge der Ausscheidung einer y'-Phase

verbessert ist. Des weiteren weisen die Legierungen Schneidbedingungen

gemäß der vorliegenden Erfindung die Eigenschaften Werkstoff rn^tf^ipr Stahl

auf, die bei Werkzeugmaterialien zur Warmverfor- 55 ^werKslotI ratftrar Stahl

mung erforderlich sind, dies auf Grund der außer- _, . . <·^Α1Μ *^iW)

ordentlichen Verschleißfestigkeit und der Nichtver- Vorschub 0,1 mm/Umdrehuni

Schweißbarkeit, die durch die Karbid-Teilchen her- Schneid-Tiefe 1,0 mm

vorgerufen sind. Schneid-Zeit 2,0 mm

Geschwindigkeit	20	50	80	125	Oberfläche mit
(m/min)	0,05	0,08	0,1	0,2	guter Glätte
Flankenverschleiß (mm) der erfindungs					Oberfläche mit
gemäßen Probe	0,2	0,5	0,7.	1,0	schlechter Glätte
Flankenverschleiß (mm) der Probe nach
Beispiel 4

Λ Q¹H

Beispiel 3

Zu 40% WC-Pulver von 3 μ Teilchengröße und 10% (WTi)C von 3 μ Teilchengröße wurde folgendes zugegeben: 5,09% Co, 30% Ni, 5% NiAl (NhAl = 7:3, 3% Cr, 2% Fe, 2,9% Ti, 1% Ta, 0,01 % B und 1 % Mn. Die so hergestellte Pulvermischung wurde vermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 10"²Torr bei 1400⁰C !Stunde gesintert, der Lösungsbehandlung unter Vakuum bei 112O⁰C

4 Stunden lang unterworfen, dann in Öl abgeschreckt und schließlich bei 800° C 4 Stunden lang getempert. Die Härte der Legierung betrug 74 nach Rockwell-C-Skala und die Querbruchfestigkeit 220 kg/ mm².

Beispiel 4

Zu einem Pulver von 20 Gewichtsprozent TiC mit einer Teilchengröße von 1 μ und 20 % WC mit einer Teilchengröße von 1 μ wurden, bezogen auf das Gesamtgewicht der erhaltenen Pulvermischung, folgende Bestandteile zugegeben: 35 % Ni, 3 % Ti, 6 % NiAl (NhAl = 7:3), 10% Co, 5% Mo, 0,5% Si und 0,5 % Mn. Die so erhaltene Pulvermischung wurde vermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 1350° C 1 Stunde lang gesintert, bei 1150° C 4 Stunden lang lösungsgeglüht, dann in öl abgeschreckt und schließlich 2 Stunden lang bei 800° C ausgehärtet. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 64 nach Rockwell-C-Skala und die Querbruchfestigkeit 210 kp/mm². Die Härte der so erhaltenen Legierung im Vergleich mit einer solchen eines Schnellarbeitsstahls (JIS-SKH 4) ist in F i g. 1 wiedergegeben. Die chemische Zusammensetzung von JIS-SKH 4 ist C 0,7 bis 0,85, Si < 0,40, Mn < 0,40, P < 0,03,

5 < 0,03, Cr 3,80 bis 4,5, W 17 bis 19, V 1 bis 1,5 und Co 9 bis 11. Es wurde gefunden, daß der herkömmliche Schnellarbeitsstahl bei ungefähr 600° C weich wurde, während der Erweichungspunkt der Legierung entsprechend der vorliegenden Erfindung bei ungefähr 800° C lag.

Beispiel 5

Zu 60% TiC mit 3 μ Teilchengröße, 10% NbC mit 3 μ Teilchengröße und 5 % WC mit 1 μ Teilchengröße wurden zugegeben: 4 % Co, 12 % Ni, 3,09 % NiAl (Ni: Al = 7 : 3), 2 % Ti, 1 % Fe, 1 % Cr, 0,01 % B, 1,5 % Mo und 0,4 % Ta. Die so erhaltene Pulvermischung wurde naßvermischt, mit einem Druck von 1 t/cm² verpreßt, unter Vakuum bei 10-= Torr bei 1400⁰C 1 Stunde lang gesintert, bei 1120° C 4 Stunden lang lösungsgeglüht, dann in öl abgeschreckt und schließlich bei 800° C 2 Stunden lang ausgehärtet. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug nach der Rockwell-A-Skala 91,5 und die Querbruchfestigkeit 140 kp/mm².

Beispiel 6

Zu 15% (TiTa)C, 10% WC und 9% Cr₃C₂, sämtlich mit einer Teilchengröße von 1 μ, wurden zugegeben: 40% Ni, 1,8% Ti, 5% NiAl (Ni: Al = 7:3), 3,5 % Fe, 5 % Co, 5 % Cr, 5 % Mo, 0,4 % C, 0,5% Mn und 0,3% Cu. Das so erhaltene Pulver wurde naßvermischt, getrocknet, verpreßt, unter Vakuum bei 10-· Torr bei 1350⁰C !Stunde lang gesintert und im Ofen abgekühlt. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 60 % nach Rockwell C und die Querbruchfestigkeit 170 kp/mm². Der Schneidversuch offenbart, daß die erfindungsgemäßen Legierungen dem Stahl SKH 4 überlegen waren.

Beispiel 7

Zu 20% (TiZr)C, 5% WC und 5% Mo₂C, sämtlieh mit einer Teilchengröße von 1 μ, wurden zugegeben: eine 70%ige Nickelbasis-Superlegierung in Pulverform mit 50 % Ni, 4 % Ti, 5 % Al, 5 % Fe, 10% Co, 10% Cr, 0,3 Vo Be, 7% Mo, 2% Ta und 6,7% W. Das so erhaltene Pulver wurde mechanisch is vermischt, dann getrocknet, verpreßt, unter Vakuum bei ΙΟ-² Torr bei 132O⁰C I Stunde lang gesintert, unter Vakuum bei 1120° C 4 Stunden lang lösungsgeglüht und schließlich ausgehärtet. Die Härte der so erhaltenen Legierung lag ungefähr bei 66 Rockwell C »ο und die Querbruchfestigkeit bei 240 kp/mm².

Beispiel 8

Zu 30% WC und 10% TaC, beide mit einer Teilchengröße von 1 μ, wurden zugegeben: 5% Co, 30% Ni, 10% NiAl (Ni: Al = 7 : 3), 3 % Ti, 10% Mo, 0,5% C, 1 % Si und 0,5% Mn. Das so erhaltene Pulver wurde vermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 10-' Torr bei 1380° C 1 Stunde lang gesintert, unter Vakuum bei 1120° C 4 Stunden lang lösungsgeglüht, in öl abgeschreckt und schließlich bei 800° C 4 Stunden lang ausgehärtet. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 69 R_c und die Querbruchfestigkeit 250 kp/mm².

Beispiel 9

Zu 20% (TiZr)C und 10% Mo₂C, beide in einer Teilchengröße von 1 μ, wurde zugegeben: Nickel-Superlegierung in Pulverform, bestehend aus 50 % Ni, 10,08% Cr, 10% Co, 0,3% C, 3% Ti, 5,3% Al, 8% Mo, 13% W, 0,01% B, 0,01% Ce und 0,3 % Si. Das so erhaltene Pulver wurde naßvermischt, mit einem Druck von 1 t/cm² verpreßt, unter Vakuum bei ICr¹ Torr bei 1320⁰C 1 Stunde lang gesintert, in öl abgeschreckt und bei 800° C 2 Stunden lang ausgehärtet. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 64 R_c und die Querbruchfestigkeit 170 kp/mm².

Beispiel 10

Zu 50 % (TiMo)C, 20 % WC und 5 % TaC, sämtlich mit einer Teilchengröße von 1 μ, wurden zügegeben: 2% Ti, 1,89% Co, 15% Ni, 2% Cr, 3% NiAl (Ni: Al = 7 : 3), 1 % Mo, 0,1 % C unc 0,01 % B. Das so erhaltene Pulver wurde naßvermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 1370° C 1 Stunde lang gesintert, bei 1200⁰C 4 Stunden lang lösungsgeglüht, in öl abgeschreckt und bei 800° C 2 Stunder lang ausgehärtet. Die Härte der so erhaltenen Le gierung betrug 91 R_A und die Querbruchfestigkei 160 kp/mm².

Beispiel 11

Zu i 5 % TiC und 5 % TaC, beide mit einer Korn größe von 1 μ, wurden zugegeben: 45 % Ni, 5 % Cr 8% Co, 1,95% Si, 0,05% Cu, 10% NiAl (Ni: A

509550/26

iqn

= 7:3), 2°/o Ti und 8%> Mo, welche Elemente zur Bildung der Bindemittelphase nach der vorliegenden Erfindung verwendet wurden. Das so hergestellte Pulver wurde naßvermischt, unter Vakuum bei ΙΟ"² Torr bei 132O⁰C 1 Stunde lang gesintert, bei

1080⁰C 4 Stunden lang lösungsgeglüht, in öl abge schreckt und schließlich bei 720° C 5 Stunden lan ausgehärtet. Die Härte der so erhaltenen Legierun betrug 51 R_c und die Querbruchfestigkeit 250 kp 5 mm².

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Karbidhartmeiall mit ausscheidungshärtbarer metallischer Matrix, hergestellt auf dem Sinterwege aus einer Ausgangsmischung, bestehend aus 10 bis 9O°/o eines oder mehrerer der Karbide oder Mischkarbide der Metalle Titan, Zirkonium, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und/oder Wolfram, Rest metallische Komponente, die ihrerseits aus 50 bis 70% Nickel, 2 bis 10% Titan, 0,5 bis 10% Aluminium, sowie aus einem oder mehreren der drei Metalle 1 bis 10% Eisen, 1 bis 20% Kobalt und/oder 1 bis 20 % Chrom und ferner noch aus bis 5% Niob, bis 10% Tanta!, bis 20% Molybdän, bis 20 % Wolfram und/oder bis 5 % Vanadium besteht.

2. Karbidhartmetall nach Anspruch 1, bei dessen Herstellung die Ausgangsmischung außerdem *° noch, bezogen auf die Gesamtheit der metallischen Komponenten, bis 0,1% Bor, 0,01 bis 2,0% Zirkonium, bis 1,0% Hafnium, bis 0,5% Magnesium, bis 1,0% Seltene Erdmetalle, bis 0,5 % Phosphor, bis 3,0 % Silizium und/oder bis 5 % Mangan enthält.

3. Karbidhartmetall nach Anspruch 1 oder 2. bei dessen Herstellung die Ausgangsmischung außerdem noch, bezogen auf die Gesamtheit der metallischen Komponenten, bis 1,0% Kohlenstoff, bis 0,1 % Stickstoff, bis 0,5% Kupfer, bis 0,5% Rhenium, bis 0,5% Barium, bis 0,5% Rhodium und/oder bis 0,5 % Beryllium enthält.