DE2407410B2 - Carbide hard metal with precipitation hardenable metallic matrix - Google Patents
Carbide hard metal with precipitation hardenable metallic matrixInfo
- Publication number
- DE2407410B2 DE2407410B2 DE2407410A DE2407410A DE2407410B2 DE 2407410 B2 DE2407410 B2 DE 2407410B2 DE 2407410 A DE2407410 A DE 2407410A DE 2407410 A DE2407410 A DE 2407410A DE 2407410 B2 DE2407410 B2 DE 2407410B2
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- carbides
- alloy
- carbide hard
- hard metal
- nickel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Ceased
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
- C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
- C22C32/0052—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only carbides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
- C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
- C22C29/067—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds comprising a particular metallic binder
Description
3535
Die Erfindung betrifft ein Karbidhartmetall mit •usscheidungshärtbarer metallischer Matrix, hergettellt auf dem Sinterwege.The invention relates to a carbide hard metal with a precipitation-hardenable metallic matrix, manufactured on the sinter path.
Anwendungszweck der Erfindung ist die Herstellung von wärmebeständigen und verschleißfesten Legierungen, die sich besonders zur Herstellung von Werkzeugen eignen.The purpose of the invention is the production of heat-resistant and wear-resistant alloys, which are particularly suitable for the production of tools.
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.So far, the materials for cutting tools consisted of carbon steel, high-speed steel, WC-carbide alloy, TiC as metal-ceramic works-Itoff etc. carbon steel and high speed steel mildly tough, but the toughness drops sharply at a temperature above about 600 ° C, so that the Tools made from such materials are only used in the area of low cutting speeds can be generated from low heat.
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.At increased cutting speeds, the WC carbide alloys are the best, though they are weld relatively easily and have a relatively low wear resistance. Of further requires the use of a tool made of such materials in the higher range Cutting speed greater Oxidationswideistand because the cutting edge of a tool one is subjected to a higher temperature than the rest of the tool. Therefore it takes place higher within the range Cutting speed TiC as a metal-ceramic material has a wide range of uses, as this material has excellent resistance to oxidation.
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.The object of the invention is to provide alloys that can be used as materials for cutting tools, for wear-resistant tools for hot or cold forming and the like, and accordingly have high strength and toughness at room temperature and also at elevated temperatures and additionally over a excellent non-weldability, whereby the principles of dispersion hardening through the dispersion of carbide particles are combined with precipitation hardening through the formation of a / phase (Ni 3 Al (Ti)) in a matrix based on nickel.
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.According to the invention, the object is achieved by sintering a mixture consisting of 10 to 90% one or more of the carbides or mixed carbides of the metals titanium, zirconium, hafnium, vanadium, Niobium, tantalum, chromium, molybdenum and / or tungsten, the remainder being metallic components, which in turn consist of 50 up to 70% nickel, 2 to 10% titanium, 0.5 to 10% aluminum, and one or more of the three Metals 1 to 10% iron, 1 to 20% cobalt and / or 1 to 20% chromium and furthermore from up to 5% Niobium, up to 10% tantalum, up to 20% molybdenum, up to 20% tungsten and / or up to 5% vanadium.
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.One embodiment of the invention provides a mixture that also still, based on the All of the metallic components, up to 0.1% boron, 0.01 to 2.0% zirconium, up to 1.0% hafnium, up to 0.5% magnesium, up to 1.0% rare earth metals, up to 0.5% phosphorus, up to 3.0% silicon and / or up to Contains 5% manganese.
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.Another embodiment provides a mixture, which also, based on the total salary of the metallic components, up to 1.0% carbon, up to 0.1% nitrogen, up to 0.5% copper, up to 0.5% Contains rhenium, up to 0.5% barium, up to 0.5% rhodium and / or up to 0.5% beryllium.
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.Accordingly, the alloys according to the invention are provided as sintered tool material, which contain one or more types of carbides dei transition metals, selected from groups 4 a, 5 a and 6 a, in the form of a finely dispersed phase, the remainder being a composition of a nickel-based superalloy in which a / phase (Ni 3 Al (Ti)) is precipitated. In the initial mixture, the total amount of carbides or mixed carbides is in the range from 10 to 90%, based on the total weight of the mixture.
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.The properties of the alloys according to the present invention reside in that they have the high Maintained strength and toughness, which is given by the fact that metals with in the nickel matrix high melting point such as Ta, Nb, W, Mo, V and the like, and at the same time in terms of strength does not drop at temperatures of 700 to 800 ° C because of the excellent Heat resistance of the matrix and the high strength of the precipitated / phase with increased i Temperature. In addition, the alloys of the present invention provide the combination of excellent resistance to wear and oxidation as a result of being finely divided in the alloys Carbide phases.
Es ist aus dem Vorgesagten verständlich, daß die Legierungen nach d;r vorliegenden Erfindung erhöhte, für Schneidmaterialien erwünschte Eigen-It can be understood from the foregoing that the alloys according to the present invention increased, Desired properties for cutting materials
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.own shafts and that they cover a wide area the way of working can be used when cutting, both with lighter and heavier load by changing the carbide phase and the amount and nature of the binder phase used be managed; the alloys also have about improved properties, such as those for tool materials for cold or hot processing required are.
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.Alloys according to the present invention have excellent cutting properties, especially in the range of low cutting speeds in which high-speed steels are used in principle. High-speed steel generally contains finely divided carbides of the MC, M 6 C and M 23 C 6 types. The hardness of the M 6 C and M 23 C 6 carbides does not exceed 1800 to 2100 Vickers hardness. In contrast to this, the hardness of the most important carbides in the carbide hard metal according to the invention, such as TiC, is 3000 to 3200 Vickers hardness. In addition, they have good wettability compared to nickel-based superalloys, as well as high resistance to oxidation. The result is that the excellent properties of TiC work well on the cutting performance of tools containing it.
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.When the alloys according to the present invention are used for cutting tools in the range of a low cutting speed, the total amount of one or more kinds of carbides or composite carbides contained in the starting mixture should preferably be in the range of 20 to 70 0 Zo.
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.The component of the starting material required to form a matrix of nickel-based superalloy, which according to the present invention has the function of a metallic binder, has a basic composition which is 50 to 70% by weight nickel, 2 to 10% titanium and 0.5 to 10 0 O aluminum, and also contains one or more of three metals, namely up to 10% iron, up to 20% cobalt and / or up to 20% chromium and also up to 5% niobium, up to 10% Tantalum, up to 20% molybdenum, up to 20% tungsten and / or up to 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.In this regard, titanium and aluminum are essential as components in the formation of the - / - phase (Ni 3 Al (Ti)), which plays a major role in precipitation hardening. If the amounts of Ti and Al are insufficient, a small amount of / phase will precipitate and the resulting alloy will have only reduced heat resistance. For this reason, a Ti content of at least 2% and an Al content of at least 0.5% are required in the starting mixture. If, on the other hand, the content of Ti or Al exceeds 10%, an undesirable, brittle η phase (Ni 1 Ti) or NiAl is formed.
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.Fe and Co dissolve either in the nickel matrix or in the / 'phase as a solid solution, whereby the recrystallization temperature is increased. If the Fe or Co content is less than 1%, the effects are reduced; if the Iron content is more than 10% and the Co content is more than 20%, the high temperature strength becomes excellent the nickel matrix is reduced. Cr dissolves in a nickel matrix and the - '' phase as a solid solution, whereby the oxidation resistance is considerably improved. A Cr content of less than 1% results in a reduced effect of Cr, while a Cr content of more than 20% results in brittleness caused by the alloy.
- 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. - W, Mo, Ta and Nb each partially dissolve in a nickel matrix, while they partially dissolve in carbides form. These elements, dissolved in a nickel matrix, significantly improve the strength of a Alloy at elevated temperature. However, if the amount of these elements is in excess, it decreases is present, the toughness of the alloy. Of these elements, Mo best improves those Strength of the boundaries of the carbide particles with a binder phase because the added Mo is a composite, Mo-rich carbides that surround the surface of a parent carbide and form good Have affinity for the nickel-based binder phase.
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. The alloy according to the invention can have further elements if the metallic component of the starting material by weight also up to 0.1% boron, 0.01 to 2.0% zirconium, up to 1% hafnium, up to 0.5% magnesium, up to 1% rare earth metals (such as La, YCe, etc.), up to 0.5% phosphorus, contains up to 3% silicon and / or up to 5% manganese.
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 MnA small amount of B, Zr, Mg, Hf, P and rare earth metals when added gives advantages, such as improved deoxidation and desulfurization of the nickel matrix, strengthening of the grain boundaries and Refinement of the crystal grains. However, when the amount of such elements is added in excess becomes, the result of increasing brittleness due to the formation of joints. Si and 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.produce the same effects as B, Zr, Mg etc. and dissolve in a nickel matrix, whereby the Grain boundaries are strengthened and the effects of the heat treatment are improved. A Si content of over 3% and an Mn content of over 5% forms compounds that lead to increased brittleness or Lead to fragility.
Außer den oben beschriebenen Elementen ist die Zugabe von, immer noch bezogen auf die metallische Komponente, bis 1 % Kohlenstoff, bis 0,1 % Stick-In addition to the elements described above, the addition of, is still based on the metallic Component, up to 1% carbon, up to 0.1% nitrogen
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.material, up to 0.5% copper, up to 0.5% rhenium, up to 0.5% barium, up to 0.5% rhodium and / or up to 0.5% effective. These elements can take the place of the aforementioned small amounts of the elements or in combination with it.
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.When the added amounts of C, N, Be, Re, Cu, Rh and the like are very small, they dissolve into one Nickel matrix as a solid solution, improving the strength of the matrix. However, increases when too much of such an element is added, the brittleness of the alloy.
Wenn die Legierungen des Typs der Karbid-Dispersion und der Ausscheidungshärtung gemäß der vorliegenden Erfindung in einem Bereich hoher Sclmeidgeschwindigkeit verwendet werden, sindWhen the alloys of the carbide dispersion type and precipitation hardening according to FIG of the present invention can be used in a high fluid speed range
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 oderhigher wear resistance and also a higher oxidation resistance required compared to the area of low cutting speed. In order to obtain these properties, a considerable amount should be required Amount of one or more types of carbides or
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,composite carbides of a transition metal from groups 4 a, 5 a and 6 a in the alloy be included. In particular, the total weight of the carbides or composite carbides,
5 65 6
lie in der Mischung enthalten sind, zwischen 60 und Die grafische Darstellung zeigt die Härte einerlie in the mixture are between 60 and The graph shows the hardness of a
)0 °/o liegen. In einer Bindemittelphase der Legierung Legierung nach der vorliegenden Erfindung im Ver-) 0 ° / o. In a binder phase of the alloy alloy according to the present invention in the
iollten die Karbide fein verteilt sein. Diesbezüglich gleich mit einem handelsüblichen SichnellarbeitsstahlThe carbides should be finely divided. In this regard, the same with a commercially available sickle working steel
st, da die /-Phase in der Bindemittelphase ausge- (JlS-SKH 4) bei erhöhten Temperaturen (Zusam-st, since the / phase in the binder phase (JlS-SKH 4) at elevated temperatures (combined
schieden ist, die Festigkeit der Legierung bei erhöh- 5 mensetzung s. Beispiel 4).is different, the strength of the alloy in the case of increased composition see example 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'-PhaseThe following examples illustrate the various with the case where the precipitated particles are not included in the binder phase according to aspects of the present invention. In particular, if not stated otherwise, these relate, if one compares the conventional alloy with percentages for the alloy elements to those of the present invention in terms of weight percentages, based on the total weight of the starting mixture using the same amount of binder phase, those according to present invention. . Dung considerably harder at elevated temperature, so B e ι s ρ ι e 1 1 that the wear resistance is improved during the continuous cutting process to 10% WC with a grain size of 1 μ were borrowed. If the 20% TiC powder with a particle size of 3 μ is added, the wear resistance is at the same level as that of a conventional alloy obtained by comminuting, the TiC can have a particle size of more than 150 μ in a wet amount of the binder phase can be increased, whereby a ball mill was obtained. Then, along with this, the intermittent cutting ability was improved. The following substances are added to the TiC-WC mixture: Tools that are used for hot forming or for 20 35 ° / o Ni, 10%> Co, 5% Fe, 10% NiAl (Ni: Al hot pressing, as a pressure stamp during hot pressing, = 7: 3), 2 ° / o Ti, 5 ° / o Mo and 3 "/ 0 Cr. These added for hot drawing, as rolls for hot tendering, pulverulent elements form a bond form, as such for hot forging and medium phase for the . The so hergelicher hot working are used carbide particles are introduced powder mixture was wet-mixed, pressed for a relatively long period of high 25 and subjected to vacuum at 10 ~ l Torr at 135o ° C temperature. Therefore, these have to-sintered for 1 hour. The sintered product was, in addition to the usual strength, solution-annealed for 4 hours at 1150 ° C. and then wear and impact or impact hardened, and in addition to that for 4 hours at 750 ° C. Creep resistance and non-weldability hard The harshness of the so received en alloy was enough to be at the elevated temperatures, the 30 63 R 0 (Rockwell C scale). occur during work, to withstand softening and deformation. For example 2 fields of application of this type, which are also in the area of use (Ni: Al = 7: 3), 2% Ti, 5% Fe, 5% Cr, 5.09% sintered tool materials made of superalloys - Mo and 0.01% B. These powdery elements are nickel-based 10 to 60% of an OC ^ meh- form a binder phase for the carbide parts of the types of carbides or composite carbides. The powder mixture produced in this way was wet-mixed with the transition metals from groups 4 a, mixed, pressed, under vacuum at 135O 0 C 5 a and 6a, the remainder of the metallic components sintered for 1 hour, under vacuum at 1150 0 C. Carbon tool steels solution heat treated for 4 hours then quenched in oil and state-of-the-art high speed steels quenched and cured at 760 ° C for 3 hours, which are widely used to become the Rockwell-C-Skaki 57 after the sinter soft at a temperature of above 600 ° C and are therefore not usable. 45 tion, 55 after the quenching and 62 after the addition, such tools show insufficient hardening. The transverse breaking strength was 180 kp / non-weldability. mm 2 . The cutting test results of such works are shown in the table, according to the invention, the temperature at which the superiority of the alloys begins after the pre-softening process can be increased to 800 ° C, 50 according to the invention with regard to wear resistance, because the strength of the binder phase with increased speed and the smoothness of the machined surface show temperature due to the precipitation of a y'-phase
verbessert ist. Des weiteren weisen die Legierungen Schneidbedingungenis improved. Furthermore, the alloys have cutting conditions
gemäß der vorliegenden Erfindung die Eigenschaften Werkstoff rn^tf^ipr StahlAccording to the present invention, the properties material rn ^ tf ^ ipr steel
auf, die bei Werkzeugmaterialien zur Warmverfor- 55 werKslotI ratftrar Stahl, which ratftrar for tool materials Warmverfor- 55 werKslotI steel
mung erforderlich sind, dies auf Grund der außer- _, . . <·Α1Μ *iW) are required, this due to the exceptions _,. . <· Α1Μ * iW)
ordentlichen Verschleißfestigkeit und der Nichtver- Vorschub 0,1 mm/Umdrehunidecent wear resistance and the non-feed 0.1 mm / rev
Schweißbarkeit, die durch die Karbid-Teilchen her- Schneid-Tiefe 1,0 mmWeldability caused by the carbide particles. Cutting depth 1.0 mm
vorgerufen sind. Schneid-Zeit 2,0 mmare called. Cutting time 2.0 mm
Λ Q1H Λ Q 1 H
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 112O0CThe following was added to 40% WC powder with a particle size of 3 μ and 10% (WTi) C with a particle size of 3 μ: 5.09% Co, 30% Ni, 5% NiAl (NhAl = 7: 3, 3% Cr, 2 % Fe, 2.9% Ti, 1% Ta, 0.01% B and 1% Mn. the powder mixture thus prepared was mixed, pressed, sintered in vacuum at 10 "2 Torr at 1400 0 C! hour, the solution treatment Vacuum at 112O 0 C
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.Subjected for 4 hours, then quenched in oil and finally annealed at 800 ° C for 4 hours. The hardness of the alloy was 74 according to the Rockwell C scale and the transverse breaking strength was 220 kg / mm 2 .
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,To a powder of 20 percent by weight TiC with a particle size of 1μ and 20% WC with a particle size of 1μ, based on the total weight of the powder mixture obtained, the following ingredients were added: 35% Ni, 3% Ti, 6% NiAl (NhAl = 7: 3), 10% Co, 5% Mo, 0.5% Si and 0.5% Mn. The powder mixture thus obtained was mixed, pressed, sintered under vacuum at 1350 ° C. for 1 hour, solution heat treated at 1150 ° C. for 4 hours, then quenched in oil and finally cured at 800 ° C. for 2 hours. The hardness of the alloy obtained in this way was 64 according to the Rockwell C scale and the transverse breaking strength was 210 kp / mm 2 . The hardness of the alloy thus obtained in comparison with that of a high speed steel (JIS-SKH 4) is shown in FIG. 1 reproduced. The chemical composition of JIS-SKH 4 is C 0.7-0.85, 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.5 <0.03, Cr 3.80 to 4.5, W 17 to 19, V 1 to 1.5 and Co 9 to 11. The conventional High speed steel softened at around 600 ° C, while the softening point of the Alloy according to the present invention was about 800 ° C.
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.To 60% TiC with 3 μ particle size, 10% NbC with 3 μ particle size and 5% WC with 1 μ particle size were added: 4% Co, 12% Ni, 3.09% NiAl (Ni: Al = 7: 3), 2% Ti, 1% Fe, 1% Cr, 0.01% B, 1.5% Mo and 0.4% Ta. The powder mixture obtained in this way was wet-mixed, pressed at a pressure of 1 t / cm 2 , under vacuum sintered for 1 hour at 10 = Torr at 1400 0 C, at 1120 ° C for 4 hours solution heat long, then quenched in oil and finally cured for 2 hours at 800 ° C. The hardness of the alloy thus obtained was 91.5 on the Rockwell A scale and the transverse breaking strength was 140 kp / mm 2 .
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.To 15% (TiTa) C, 10% WC and 9% Cr 3 C 2 , all with a particle size of 1 μ, were added: 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 and 0.3% Cu. The thus obtained powder was wet-mixed, dried, pressed, sintered! Hour under vacuum at 10 Torr · at 1350 0 C and cooled in the furnace. The hardness of the alloy obtained in this way was 60% according to Rockwell C and the transverse breaking strength was 170 kp / mm 2 . The cutting test reveals that the alloys according to the invention were superior to the SKH 4 steel.
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.To 20% (TiZr) C, 5% WC and 5% Mo 2 C, all with a particle size of 1 μ, were added: a 70% nickel-based superalloy in powder form with 50% Ni, 4% Ti, 5% Al , 5% Fe, 10% Co, 10% Cr, 0.3 Vo Be, 7% Mo, 2% Ta and 6.7% W. The powder obtained in this way was mixed mechanically, then dried, pressed, under vacuum Sintered ΙΟ- 2 Torr at 132O 0 CI hour, solution annealed under vacuum at 1120 ° C for 4 hours and finally cured. The hardness of the alloy obtained in this way was approximately 66 Rockwell C »o and the transverse breaking strength was 240 kp / mm 2 .
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 Rc und die Querbruchfestigkeit 250 kp/mm2.To 30% WC and 10% TaC, both with a particle size of 1 μ, were added: 5% Co, 30% Ni, 10% NiAl (Ni: Al = 7: 3), 3% Ti, 10% Mo, 0 , 5% C, 1% Si and 0.5% Mn. The powder thus obtained was mixed, pressed, sintered under vacuum at 10- 'Torr at 1380 ° C. for 1 hour, solution heat treated under vacuum at 1120 ° C. for 4 hours, quenched in oil and finally cured at 800 ° C. for 4 hours. The hardness of the alloy obtained in this way was 69 R c and the transverse breaking strength was 250 kp / mm 2 .
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 Rc und die Querbruchfestigkeit 170 kp/mm2.To 20% (TiZr) C and 10% Mo 2 C, both with a particle size of 1 μ, were added: Nickel superalloy in powder form, consisting of 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 and 0.3% Si. The thus obtained powder was wet-mixed, at a pressure of 1 t / cm 2 compressed, under vacuum at ICR 1 Torr at 1320 0 C sintered for 1 hour, quenched in oil and cured for 2 hours at 800 ° C. The hardness of the alloy thus obtained was 64 R c and the transverse breaking strength was 170 kp / mm 2 .
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 RA und die Querbruchfestigkei 160 kp/mm2.50% (TiMo) C, 20% WC and 5% TaC, all with a particle size of 1 μ, were added: 2% Ti, 1.89% Co, 15% Ni, 2% Cr, 3% NiAl (Ni : Al = 7: 3), 1% Mo, 0.1% C unc 0.01% B. The thus obtained powder was wet-mixed, pressed, long sintered for 1 hour under vacuum at 1370 ° C, at 1200 0 C for 4 hours long solution annealed, quenched in oil and hardened at 800 ° C for 2 hours. The hardness of the alloy obtained in this way was 91 R A and the transverse breaking strength was 160 kp / mm 2 .
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: ATo i 5% TiC and 5% TaC, both with a grain size of 1 μ, were added: 45% Ni, 5% Cr 8% Co, 1.95% Si, 0.05% Cu, 10% NiAl (Ni: A
509550/26509550/26
iqniqn
= 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= 7: 3), 2% Ti and 8%> Mo, which elements were used to form the binder phase according to the present invention. The powder produced in this way was wet mixed, sintered under vacuum at ΙΟ " 2 Torr at 132O 0 C for 1 hour, at
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 Rc und die Querbruchfestigkeit 250 kp 5 mm2.1080 0 C solution annealed for 4 hours, quenched in oil and finally cured at 720 ° C for 5 hours. The hardness of the alloy obtained in this way was 51 R c and the transverse breaking strength 250 kp 5 mm 2 .
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen1 sheet of drawings
Claims (3)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1832973A JPS5518778B2 (en) | 1973-02-16 | 1973-02-16 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| DE2407410A1 DE2407410A1 (en) | 1974-09-05 |
| DE2407410B2 true DE2407410B2 (en) | 1975-12-11 |
Family
ID=11968573
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| DE2407410A Ceased DE2407410B2 (en) | 1973-02-16 | 1974-02-15 | Carbide hard metal with precipitation hardenable metallic matrix |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US3916497A (en) |
| JP (1) | JPS5518778B2 (en) |
| DE (1) | DE2407410B2 (en) |
Families Citing this family (36)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4019874A (en) * | 1975-11-24 | 1977-04-26 | Ford Motor Company | Cemented titanium carbide tool for intermittent cutting application |
| US4053306A (en) * | 1976-02-27 | 1977-10-11 | Reed Tool Company | Tungsten carbide-steel alloy |
| US4093476A (en) * | 1976-12-22 | 1978-06-06 | Special Metals Corporation | Nickel base alloy |
| US4216009A (en) * | 1977-07-27 | 1980-08-05 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Method of making alloy and carbide powders of molybdenum and tungsten |
| JPS5823457B2 (en) * | 1977-08-11 | 1983-05-16 | 三菱マテリアル株式会社 | Tough cermet |
| SE420844B (en) * | 1979-05-17 | 1981-11-02 | Sandvik Ab | SINTRAD HARD METAL OF NICKEL-BASED BINDING METAL AND VOLFORCARBID |
| DE3264742D1 (en) * | 1981-04-06 | 1985-08-22 | Mitsubishi Metal Corp | Tungsten carbide-base hard alloy for hot-working apparatus members |
| US4529616A (en) * | 1982-08-25 | 1985-07-16 | Alloy Metals, Inc. | Method of forming corrosion resistant coating |
| US4453976A (en) * | 1982-08-25 | 1984-06-12 | Alloy Metals, Inc. | Corrosion resistant thermal spray alloy and coating method |
| US4450601A (en) * | 1982-09-30 | 1984-05-29 | Shwayder Warren M | Sweeper drag shoe |
| JPS59144535A (en) * | 1983-02-03 | 1984-08-18 | Kyocera Corp | Tool for draw bending can lid |
| JPS59229431A (en) * | 1983-05-20 | 1984-12-22 | Mitsubishi Metal Corp | Production of cermet having high toughness for cutting tool |
| DE3535548C2 (en) * | 1984-10-05 | 1999-03-04 | Baj Coatings Ltd | Coated article and method of making a coating of an article |
| DE3444712A1 (en) * | 1984-12-07 | 1986-06-12 | Seilstorfer GmbH & Co Metallurgische Verfahrenstechnik KG, 8092 Haag | Sintered material composite with a steel matrix |
| SE454059B (en) * | 1985-09-12 | 1988-03-28 | Santrade Ltd | SET TO MANUFACTURE POWDER PARTICLES FOR FINE CORN MATERIAL ALLOYS |
| CA1315572C (en) * | 1986-05-13 | 1993-04-06 | Xuan Nguyen-Dinh | Phase stable single crystal materials |
| US4919718A (en) * | 1988-01-22 | 1990-04-24 | The Dow Chemical Company | Ductile Ni3 Al alloys as bonding agents for ceramic materials |
| US5015290A (en) * | 1988-01-22 | 1991-05-14 | The Dow Chemical Company | Ductile Ni3 Al alloys as bonding agents for ceramic materials in cutting tools |
| JPH03134102A (en) * | 1989-10-18 | 1991-06-07 | Nippon Steel Corp | Additional powder for sintering and sintering method |
| JP3067416B2 (en) * | 1992-08-20 | 2000-07-17 | 三菱マテリアル株式会社 | Ni-based alloy powder for manufacturing high temperature heat resistant parts |
| US5328763A (en) * | 1993-02-03 | 1994-07-12 | Kennametal Inc. | Spray powder for hardfacing and part with hardfacing |
| US7678325B2 (en) * | 1999-12-08 | 2010-03-16 | Diamicron, Inc. | Use of a metal and Sn as a solvent material for the bulk crystallization and sintering of diamond to produce biocompatbile biomedical devices |
| US6537393B2 (en) | 2000-01-24 | 2003-03-25 | Inco Alloys International, Inc. | High temperature thermal processing alloy |
| US8603181B2 (en) | 2000-01-30 | 2013-12-10 | Dimicron, Inc | Use of Ti and Nb cemented in TiC in prosthetic joints |
| TWI291458B (en) * | 2001-10-12 | 2007-12-21 | Phild Co Ltd | Method and device for producing titanium-containing high performance water |
| US7556668B2 (en) | 2001-12-05 | 2009-07-07 | Baker Hughes Incorporated | Consolidated hard materials, methods of manufacture, and applications |
| US20070034048A1 (en) * | 2003-01-13 | 2007-02-15 | Liu Shaiw-Rong S | Hardmetal materials for high-temperature applications |
| US7645315B2 (en) * | 2003-01-13 | 2010-01-12 | Worldwide Strategy Holdings Limited | High-performance hardmetal materials |
| US6911063B2 (en) * | 2003-01-13 | 2005-06-28 | Genius Metal, Inc. | Compositions and fabrication methods for hardmetals |
| US7857188B2 (en) * | 2005-03-15 | 2010-12-28 | Worldwide Strategy Holding Limited | High-performance friction stir welding tools |
| US8449991B2 (en) | 2005-04-07 | 2013-05-28 | Dimicron, Inc. | Use of SN and pore size control to improve biocompatibility in polycrystalline diamond compacts |
| US8663359B2 (en) | 2009-06-26 | 2014-03-04 | Dimicron, Inc. | Thick sintered polycrystalline diamond and sintered jewelry |
| US8291985B2 (en) * | 2009-09-04 | 2012-10-23 | Halliburton Energy Services, Inc. | Well assembly with removable fluid restricting member |
| CN106282667B (en) * | 2015-06-12 | 2018-05-08 | 中南大学 | A kind of nickel base superalloy and preparation method thereof |
| CN105018818B (en) * | 2015-07-30 | 2017-05-10 | 华中科技大学 | TiC-base metal ceramic using Ni3Al as binding agent and preparing method thereof |
| DE102019208666A1 (en) * | 2019-06-14 | 2020-12-17 | MTU Aero Engines AG | ROTORS FOR HIGH PRESSURE COMPRESSORS AND LOW PRESSURE TURBINE OF A GEARBOX DRIVE PLANT, AND THE PROCESS FOR THEIR PRODUCTION |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3502464A (en) * | 1966-01-03 | 1970-03-24 | Iit Res Inst | Nickel base alloys and process for the manufacture thereof |
| US3502463A (en) * | 1966-01-03 | 1970-03-24 | Iit Res Inst | Nickel base alloys and process for their manufacture |
| US3615376A (en) * | 1968-11-01 | 1971-10-26 | Gen Electric | Cast nickel base alloy |
| US3576681A (en) * | 1969-03-26 | 1971-04-27 | Gen Electric | Wrought nickel base alloy article |
| US3655458A (en) * | 1970-07-10 | 1972-04-11 | Federal Mogul Corp | Process for making nickel-based superalloys |
| US3713788A (en) * | 1970-10-21 | 1973-01-30 | Chromalloy American Corp | Powder metallurgy sintered corrosion and heat-resistant, age hardenable nickel-chromium refractory carbide alloy |
| US3793011A (en) * | 1971-11-08 | 1974-02-19 | Avco Corp | Nickel base alloy |
-
1973
- 1973-02-16 JP JP1832973A patent/JPS5518778B2/ja not_active Expired
-
1974
- 1974-02-11 US US441125A patent/US3916497A/en not_active Expired - Lifetime
- 1974-02-15 DE DE2407410A patent/DE2407410B2/en not_active Ceased
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS49106408A (en) | 1974-10-09 |
| JPS5518778B2 (en) | 1980-05-21 |
| DE2407410A1 (en) | 1974-09-05 |
| US3916497A (en) | 1975-11-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| DE2407410B2 (en) | Carbide hard metal with precipitation hardenable metallic matrix | |
| DE2621472C2 (en) | Use of a hard alloy for cutting, shearing or deforming tools | |
| DE2937724C2 (en) | Steel product made by powder metallurgy with a high proportion of vanadium carbide | |
| DE3016971C2 (en) | ||
| DE69734515T2 (en) | SINTERED HARD ALLOY | |
| DE69818138T2 (en) | Cold work tool steel particles with high impact strength from metal powder and process for its production | |
| EP0044351B1 (en) | Hard alloy consisting of one or several hard substances and a binding metal alloy, and process for producing this alloy | |
| EP0330913B1 (en) | Process for preparing a sintered hard metal, and sintered hard metal obtained thereby | |
| DE3932992A1 (en) | HARD METAL COMPOSITES BY DISPERSION ALLOY | |
| DE2623990A1 (en) | CARBIDE HARD METALS WITH HEXAGONAL MOLYBDAEN CARBIDE | |
| DE2429075A1 (en) | Carbonitrides of titanium alloys - for use as cutting tools in machining of metals | |
| DE2407411B2 (en) | Heat-resistant and wear-resistant nickel-based alloy | |
| DE1298293B (en) | Highly wear-resistant, machinable and hardenable sintered steel alloy and process for their production | |
| DE1533275B1 (en) | Process for the powder metallurgical production of hard alloys | |
| DE3238555C2 (en) | ||
| DE2556102C3 (en) | Process for the production of highly wear-resistant cemented carbides based on titanium nitride | |
| DE2018032B2 (en) | Process for the production of carbide hard metal based on WC, TiC and / or TaC | |
| EP0214679B1 (en) | Oxidation-resistant hard metal alloy | |
| EP0348380A1 (en) | Use of an iron-base alloy in the manufacture of sintered parts with a high corrosion resistance, a high wear resistance as well as a high toughness and compression strength, especially for use in the processing of synthetic materials | |
| AT517894B1 (en) | friction stir welding | |
| DE2560567C2 (en) | ||
| DE2420768A1 (en) | CARBONITRIDE ALLOYS FOR CUTTING TOOLS AND WEAR PARTS | |
| DE3100926A1 (en) | "Sintered-metal hard alloys and method for preparing them" | |
| DE19845376C5 (en) | Hard metal or cermet body | |
| DE3025533C1 (en) | Compound sintering process |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| BHV | Refusal |