DE2407410A1

DE2407410A1 - Waermebestaendige und verschleissfeste legierung

Info

Publication number: DE2407410A1
Application number: DE19742407410
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: 1974-09-05
Also published as: JPS5518778B2; JPS49106408A; DE2407410B2; US3916497A

Description

I5.2.I974 P/Ho

Mitsubishi Metal Corporation, Tokyo, Japan

"Wärmebeständige und verschleißfeste Legierung"

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf wärmebeständige und verschleißfeste Legierungen, die dadurch hergestellt sind, daß man die Prinzipien der Dispersionshärtung aufgrund der Dispersion 'von Carbid-Tei lohen., sowie der Ausscheidungshärtung durch Bildung einer γ'-Phase {(Ni,Al(Ti)} in einem Niekel-Grundmetall kombiniert.

Legierungen nach der vorliegenden Erfindung können als Materialien für Schneidwerkzeuge verwendet werden, für verschleißfeste Werkzeuge zur V/arm- oder Kaltverformung u.dgl. Demgemäß müssen die Legierungen über eine hohe Festigkeit und Zähigkeit bei Raumtemperatur, wie auch bei erhöhten Temperaturen verfügen und zusätzlich über eine ausgezeichnete NichtverschweiSbarkeit.

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Bioher bestanden die Materialien für Schneidwerkzeuge aus Kohlenstoffstahl, Schnellarbeitastahl, WC-Hartmetall-Legierung, TiC ale Metall-Keramikwerkstoff usw. Kohlenstoffstahl und "chnellarbeitnrtahl :lnd wohl zäh, aber die Zähigkeit geht dahin, bei einer Temperatur Über ungefähr C-CO⁰C scharf abzufallen, :~o daß die aus derartigen Materialien herge?tellten Werkzeuge nur im Bereich niederer .^chneidgerchwindigkeit verwendet werden können, wo geringe Wärme erzeugt wird.

Bei erhöhten cehneidgeechv/indigkeiten nind die WC-Hartmetall-Legierungen die besten, obwohl sie die Nachteile geringer Nichtverschwel3barkeit und Verschleißfestigkeit haben. Decweiteren verlangt die Verwendung einer· Werkzeugs aus derartigen Materialien im Bereich höherer Schneldgenchwindigkeit größeren Oxydation^widerstand, weil die Schneidkante eines Werkzeuge? einer höheren Temperatur unterworfen ist alρ da? restliche Werkzeug. Daher findet innerhalb des Bereichs höherer Schneidgeschwindigkeit TiC als Metall-Keramikwerkrtcff weite Verwendungsgebiete, da dieses Material einen ausgezeichneten Oxydationswiderstand aufweitt.

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Eine Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung ist vorgesehen nie gesintertes Y/erkzeugmaterial, welches ehe oder mehrere Arten von Carbiden der Ubergangsrae1;alle enthält, die in Form einer f-ein verteilten Phase aus den Gruppen 4·, 5a und 6a ausgewählt sind, wobei der Rest der Zusammensetzung aus einer Nickel-Basis-Superlegierung besteht, und dadurch gekennzeichnet ist, daß die gesamte Menge der Cafclde oder der zusammengesetzten Carbide im Bereich von 10 bis 90 %, bezogen auf das Gesamtgewicht der Legierung, liegt und der Rest eine Zusammensetzung einr Superlegierung auf Nickel-Basis ist, bei der eine _γ *-Phas· I Ni₃Al(Ti)j. ausgeschieden ist.

Die Merkmale der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung liegen darin, daß sie die hohe Festigkeit und Zähigkeit beibehalten, die dadurch gegeben 1st, daß in dem Nicke1-Qrundmetall solche Metalle mit hohem Schmelzpunkt enthalten sind. Ml· Ta₄ Nb, W, Ho, V u.dgl. und gleichzeitig bxgl· der Festigkeit bei Temperaturen bei 700 bis 800⁰C nicht abfallen, und iwtr aufgrund der ausgeetlohneten Wärmeb·ständigkeit dta Orundeetalls und der hohen Festigkeit der au»geechi«d*n*n _γ '-Phase bei erhöhter Temperatur. Zusätzlich ergeben dl· I*· gierungen nach der vorliegenden Krfindung in Kombination «in·

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ausgezeichnete Warmfestigkeit beim Verschleiß und Oxydationswiderstand als Ergebnis der in den Legierungen fein verteilten Carbid-Phasen.

Es ist aus dem Vorgesagten verständlich, daß die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung erhöhte, für Schneidmaterialien erwünschte Eigenschaften 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 Carbid-Phase geregelt wird und die Menge und Natur der verwendeten Bindemittel-Phase; zusätzlich 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 Sehnellarbeitsstähle ihre prinzipielle Anwendung finden. Sehnellarbeitsstahl enthält im allgemeinen darin fein verteilte Carbide des iyps MC, MgC und HP3C5. Die Härte der M_ßC und K₂₃C^ Carbide geht nicht über I800 bis 2100 Vickers-Härte hinaus. Im 0#gen-

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act* fcifersu btetrlgfc <iie Härte α«r h&upt»ächllchKi Car bide nach äer vorliOg-niiea tvilnuuv^, wi« zu» BeiAplc 1 TIc ,5000 % 32OO Viefc*re«Härt*. Auüerd«» beulten sie ein«? gut* Be^etaauitiaiiihiikelt äegenute-r «en

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vofi C*rfci4«ß cdcr au· in <itr Le^Ieruriö, enthÄlt»o Bind, Yorauesiwcltc im utcntch von £0 bis 70 £ II»«en·

n»oh ö*r YärM*g«id·» ^rtivaunz ύί· Funktion β ir» a

be*itit, ein· Baeie-ZuAÄewüneetiung, die in m 50 bi» 70 % Nlek«l *uf>Hii*t_# i; bia iO ^ Xitioi WMi 0_#S fei* 13 ^ Al« wobei <31ese !^«.ler

enthält* öl* «u* d«r Orupp« euee*wählt elivd, **elohn bl* 10 |i F·, I bla 20 J* Co u»6 1 bi» £0 % Ct bestehen,

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sowie eine oder mehrere Arten von Legierungselementen exxthält, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die, bezogen in Gewichtsprozenten auf das Nickelgrundmetall, aus nicht mehr als 5 # Nb, nicht mehr als 5 Jb V, nicht mehr als 10 )ö Ta, nicht mehr als 20 ^ Mo und nicht mehr als 20 jb w bestehen.

In dieser Beziehung sind Ti und Al wesentlich als Bestandteile zur Bildung der_Y '-Phase { Ni₅Al(Ti) , welche eine größere Rolle bei der Ausscheidungshärtung spielt. Wenn die Mengen an Ti und Al ungenügend sind, wird eine geringe Menge der _γ '-Phase ausgeschieden und die erhaltene Legierung verfügt nur über verminderte Wärmebeständigkeit. Aus diesem Grunde ist ein Ti-Oehalt von mindestens 2 % und ein Al-Gehalt von mindestens 0,5 % erf order lieh. Wenn hingegen die Gehtlte von Ti bzw. Al 10 % überschreiten, bildet sich eine unerwünschte, brüchigen -Phase (Ni₃Ti) oder NiAl.^

Fe und Co lösen sich entweder in dea Nick«lgrund»etall auf oder in der γ -Phase als feste Lösung, wodurch die Re-Kristalliaatione-Temperatur ansteigt. Wenn der Fe- oder Co-Gehalt weniger als 1 % beträgt, werden deren

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Wirkungen herabgesetzt; wenn der Eisengehalt niohr als 10 % und der Co-Gehalt mehr al3 20 ;' beträgt, wird die ausgezeichnete Warmfestigkeit des Nickelgrundmetalls vermindert. Cr löst sioh in einem Nickelgrundmetall

t
und die -Phase als feste Lösung, indem der Oxydatione-Widerstand beträchtlich verbessert wird. Ein Cr-Oehalt von weniger als 1 % setzt die wlrkurg von Cr herab, während ein Cr-Oehalt von mehr als 20 # Briichigkeit der Legierung verursacht.

W, Mo, Ta, Mb und V lösen sich jedes teilweise in einem Nickel-GrundmetÄl auf, während sie teilweise Carbide bilden. Diese in einem Nicke1-Grundmetall 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 Carbid-Teilöhen und einer Bindemittelphase, well das zugegebene Mo Mo-reiche zusammengesetzte Carbide bildet, welche die Oberfläche eines Ausgangsoarbids umgeben, wae der Bindemittelphase auf Nickelbasis gute Affinität verleiht.

Die Legierung naoh der vorliegenden Erfindung kann eine

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oder mehrere Arten von Legierungseleaenten enthalten, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die in Gewichtsprozenten bezogen auf das Nickelgrundmetall nicht mehr als 0,1 % B, von 0,01 bis 2,0 % Zr, nicht mehr als 1 % Hf, nicht mehr als 0,5 % Mg, nicht mehr als 1 ¹Jb Insgesamt von seltenen Erdnetallen (wie La, Y, Ce u.dgl.), nicht mehr als 0,5 % P, nicht mehr als j5 % Si und nicht mehr als 5 % ffci «1 thai ten.

Eine kleine Menge von B, Zr, Mg, Hf, P und seltenen Erdmetallen ergibt bei ihrer Zugabe Vorteile, wie verbesserte Desoxydation und Entschweflung des Nicke1-grundmetalls, 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 Wn ergeben dieselben Effekte, wie B, Zr, Mg etc« und lösen sich in einem Nickelgrundmetall auf, wodurch die Korngreneen verfestigt werden und die Wirkungen der Wärmebehandlungen aicb verbessern. Ein Si-Gehalt von Über ? % und ein Hn-Gehalt von über 5 % bildet Verbindungen, die zu erhöhter SprOdigkeit oder Brüchigkeit führen.

AuSer den oben beschriebenen ülenenten ist die Zugabe

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auf Basis dee Gesamtgewichts des Nickel-Grundmetalls von nicht mehr als 1 % C, nicht mehr ale 0,1 % N, nicht mehr als 0,5 % Cu, nicht mehr al« 0,5 % Re, nicht mehr als 0,5 % Ba, nicht mehr als 0,5 % Kh und nicht mehr als 0,5 % Be wirkungsvoll. Diese Elemente können anateile der vorerwähnten geringen Mengen der Elemente oder in Kombination damit zugegeben werden.

Wenn die Mengen von C, N, Be, Re, Cu, Rh u.dgl. sehr gering sind, lösen sie sich in einem Nickel-Orundmetall ale feste Lösung, wobei sie die Festigkeit des Grundmetalls verbessern. Jedoch erhöht sieh, wenn zuviel eines solchen Elements zugegeben wird, die Sprödigkeit der Legierung.

Wenn die Legierungen d*s Typs der Carbid-Dispersion und der Ausscheidungshärtung gemäß der vorliegenden Erfindung in einem Bereich hoher Sohneidgeschwindigkeit verwendet werden, sind höh-sre Verschleißfestigkeit und auoh ein höherer Oxydationswiderstand erforderlich, verglichen mit dem Bereich niederer Sehneidgeechwindigkeit. Um diese Eigenschaften zu erhalten, sollte efce beträchtliche Menge einer oder mehrerer Arten Carbide oder zusammengesetzter Carbide eines Übergang«»»tails aus den Gruppen 4a, 5a und 6a in d»r Legierung enthalten sein. Im besonderen

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sollte das Oesamtgewicht der Carbide oder zusammengesetzten Carbide, die in der Legierung enthalten sind, zwischen öO und ^O Jb liegen und in einer Bindemittelphase der Legierung fein verteilt sein. Diesbezüglich Ist, da die γ -Phase in der Bindemittelphase ausgeschieden 1st, die Festigkeit der Legierung bei erhöhten Teaperaturen erheblich verbessert, verglichen mit dem Fall, wo die ausgeschiedenen Teilchen nicht in der Binderaitte!phase enthalten sind. Im besonderen sind, wenn man die herkömmliche Legierung mit denjenigen der vorliegenden Erfindung datenmäßig bei Verwendung derselben Menge Bindemittelphase vergleicht, diejenigen nach der vorliegenden ürfindung bei erhöhter Temperatur erheblich härter, so daß die Verschleißfestigkeit während des kontinuier-liehen dehneidvorgangs verbessert ist. Vorausgesetzt, daß die Verschleißfestigkeit auf der gleichen Höhe wie bei einer herkömmlichen Legierung liegt, kann die Menge der Bindemittelphase erhöht werden, wodurch sich die intermittierende Schneidfähigkeit verbessert«

Werkzeuge, die zur Warmverformung bzw. zum Waradrüoken, als Druckstempel beim Warmpressen, für das Warmziehen, als Waisen für das Warmverformen, als solche für das Warst-

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schmieden und ähnliher Warmformgebung verwendet werde* werden während einer verhältnismäßig langen Zeit hoher Temperatur unterworfen. Deshalb müssen diese zusätzlich zu der üblichen Festigkeit gegenüber Verschleiß und Schlag bzw. Stoß, sowie zusatzliph zu der Kriechfestigkeit und der Niehtversohweißbarkeit hart genug sein, um bei erhöhten Temperaturen einem Weichwerden und einer Deformation zu widerstehen, und zwa? aufgrund des während der Arbeit eintretenden Temperaturanstiegs. Für derartige Anwendungsgebiete, die auch im Verwendungsbereich der Legierungen gemäß der vorliegenden Anmeldungen liegen, enthalten die gesinterten Werkzeugmaterialien ale Superlegierungen auf Nickel-Basis 10 bis 60 Gewichtsprozent von einer oder mehreren Arten Carbiden oder zusammengesetzten Carbiden der Ubergangsmetalle aus den Gruppen 4a, 5a und 6a in Form einer dispergierten Phase und den Beet der Zusammensetzung der Nickel-Basis-Superlegierung. Kohlenstoff-Werkzeugstähle und Sehnellarbeitsstahle nach dem Stand der Teohnik, die in grdfem Umfang verwendet werden, neigen dazu, bei einer Temperatur von oberhalb 600° C welch zu werden und sind daher nicht verwendbar. Zusätzlich weisen der artige Werkzeuge ungenügende Nlohtversohweifibarkelt auf.

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Entsprechend den Legierungen naoh der vorliegenden Erfindung kann die Teeperatur, bei der daa Weichwerden beginnt, auf 600° C gesteigert werden, weil die Featigkeit der Bindemittelphase bei erhöhter Teaperatur in-

folge der Ausscheidung einer _γ -Phase verbessert 1st. Desweiteren weisen die Legierungen geaxe der vorliegenden Erfindung die Merkmale auf, die bei Werkzeugisaterialien zur Warmverformung erforderlloh sind, dies aufgrund der außerordentlichen Verschleißfestigkeit und der NlchtverschwelBbarkelt, die durch die Carbid-Teilchen hervorgerufen sind.

Die beigefügte grafische Darstellung zeigt die Härte einer Legierung naoh der vorliegenden Erfindung bei erhöhten Temperaturen im Vergleich mit Sohnellarbeitestahl (JIS-SKH 4), a. auch Beispiel 4.

Die folgenden Beifiele erl&utern die verschiedenen Gesichtspunkte der vorliegenden Erfindung.

Wenn nloht anders angegeben, beziehen sich die Proztntzahlen für die Legierungselenente auf Gewichtsprozente, bezogen auf das Gewicht der Legierung.

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Beispiel 1

10 % WC mit einer Korngröße von 1 ai wurden 20 % TiC

Korngröße ' Pulver von 3 ,u/augegeben, welche durch Zerkleinern von handelsüblichem TiC von minus 100 mesh in einer NaS-Kugelmühle erhalten wurden. Dann wurden zu dieser TiC-WC-Mischung folgende Substanzen zugegeben» 35 % Ni, IO % Co, 5 % Fe, Io % NiAl (Ni t Al » 7 » 3), 2 % Ti, 5 $ Mo und 3 # Cr, Diese zugegebenen pulverförmigen Elemente büäen eine Bindemittelphase für die Carbid-T«ilohen, Die so hergestellte pulvernd schung wurde nisßvermischt, verpreSt und unter Vakuum von lo~ mm Hg bei 1350⁰C während 1 Stunde gesintert. Das gesinterte Produkt wurde der LÖsungsbehandlung bei 1150⁰C 4 Stunden lang unterworfen und dann 4 Stunden lang einer Alterungsbehandlung bei 750⁰C

Sie Härte der so erhaltenen Legierung betrug 63 R^ (Rockwell C Skala).

fffelspiel 2

Zu TiC Pulver von 3 ,u Korngröße wurde folgendes züge-(jebeni 5 % Co, 40 % Ii, 7,9 % NiAl (Hi 1 Al - 7 ι 5)# 2 % fi, 5 % Fe, 5 $ Gr, 5,09 $ Mo und 0,01 % B. Diese pulverförmigen Elemente bilden eine Bindemittelphase für die Carbid-Teilöhen. Die so hergestellte Pulver-

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mischung wurde naßvermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 1350 C eine stunde lang gesintert, der Lösungsbehandlung unter Vakuum bei 1150⁰C 4 Stunden lang unterworfen, dann in öl abgeschreckt und bei 760⁰C 3 Stunden lang getempert. Die HHrte der so erhaltenen Legierung betrug entsprechend der Rockwell C Skala 57 nach der Sinterung, 55 nach der Abschreckung bzw. 62 nach der Temperung. Die Querbruchfestigkeit betrug I80 kg/mm , Die Schneidversuchsergebnisse solcher Werkzeuglegierungen werden in Tafel 1 wiedergegeben, die die Überlegenheit der Legierungen nach der vorliegenden Erfindung bzgT. der VerschleiBfestigkeit und der Glätte der bearbeiteten Oberfläche zeigt.

Tafel 1

Sohneidbedingunffen
Werkstoff» AISI 4^4o
Geschwindigkeit ϊ 0,1 nim/ümdrehung Schneid-Tiefe» 1,0 mm
Schneid-Zeit: 2,0 min.

Geschwindigkeit (m/min.)	20	50	80	125.	Oberfläche mit guter Glätte
Flankenverschleiß (mm) der Probe nach der Er findung	0,05	0,08	0,1	0,2	Oberfläche mit schlechter Glätte
Plankenverschleiß (ran) der Probe nach Beigp. 4	0,2	0,5	0,7	1,0

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Beiapiel 3

Zu 4o $ WC-Pulver von 3 ix Korngröße und Io % (WTi)C von 3 u Korngröße wurde folgendes zugegebeni 5,09 % Co, 30 £ Nl, 5 # NiAl (Mi ι Al - 7 1 3)* 3 % Cr, 2 % pe, 2,9 # Ti, I % Ta, 0,01 £ B und 1 # Mn. Die so hergestellte Pulv-erraischung wurde vermischt, verpreßt, unter vakuum von Io mm Hg bei 140O⁰C 1 Stunde gesintert, der Lösungsbehandlung unter Vakuum bei 1120°C

4 Stunden lang unterworfen, dann in 01 abgeschreckt und sohließlich bei 800°C 4 Stunden lang getempert. Die Härte der Legierung betrug 74 nach Rockwell C Skala und die Querbruohfestigkeit 220 kg/mm ·

Beispiel 4

Zu einem Pulver von 20 Gewichtsprozent TiC mit einer Korngröße von 1 u und 20 % WC mit einer Korngröße von 1 u wurden, bezogen auf das Gesamtgewicht der erhaltenen Pulvermischung, folgende Bestandteile zugegebeni 35 £ Ni, 3 % Ti, 6 % NiAl (NI 1 Al « 7 » 3), 10 % Co.,

5 % Mo, 0,5 % Si und 0,5 % Mn, Die so erhaltene PuI-vermischung wurde vermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 1350⁰C 1 Stunde lang gesintert, der Lösungsbehandlung bei 115O°C 4 Stunden lang unterworfen, dann in öl abgeschreckt und schließlich 2 Stunden lang bei 800°C getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug

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64 nach Rockwell C Skala und die Querbruohfestigkeit 210 kg/mm . Die Härte der so erhaltenen Legierung im Vergleich mit einer solchen eines Sohnellarbeitsetahls (JZS-SKH 4) ist in Fig. 1 wiedergegeben. Die chemische Zusammensetzung von JIS-SKH 4 ist C 0,7* 0*85, Si< 0,40, Mn < 0,40, P < 0,03· S < 0,03, Cr 3,80*4,5, W 17*19* V 1*1,5 und Co 9*11, Es wurde gefunden, dafl der herkömmliche Sohnellarbeitsstahl bei ungefähr 6oo°C welch wurde, während der Erweichungspunkt der Legierung ent* spreohend der vorliegenden Erfindung bei ungefähr 800°C lag.

Beispiel 5

Zu 60 % TiC mit Ju XorngröSe, 10 % MbC alt 3/U Korngröße und 5 % WC mit Iu Korngröße wurden sugegebent 4 % Co, 12 % Hi, 3*09 % HiAl (Mi ι Al - 7 ι 3)· 2 % Ti, 1 ^ Fe, 1 # Cr, 0,01 % B, 1,5 % Mo und 0,4 £ Ta. Die so erhaltene pulVermischung wurde nafivermischt, mit einem Druck von 1 t/cm verpreflt, unter Vakuum von Io mm Hg bei 1400°C 1 Stunde lang gesintert, der Lösungsbehandlung bei 1120⁰C 4 stunden lang unterworfen, dann in Ol abgeschreckt und schließlich bei 8oo°C 2 Stunden lang getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug in Hookweil A Skala 91,5 und die Querbruchfestigkeit 140 kg/mm²·

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-in -

Beispiel 6

Zu 15 % (WTa)C, 10 % WC und 9 5* Cr₃C₂, sämtlich mit einer Korngröße von lyu, wurden zugegeben 1 4o % Ni, 1*8 % Ti, 5 # MiAl (Ni * Al « T * 3), 3,5 % Fe, 5 £ Co, 5.# Cr, 5 % Mo, 0,4 £ C, 0,5 % Mn und 0,5 $ Cu. Das so erhaltene Pulver wurde naöverraiseht, getrocknet, verpreöt*unter Vakuum von lo" ram Hg bei 1350⁰C 1 Stunde lang gesintert und im Ofen abgekühlt. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 60 % naoh Rockwell C und die Querferuößfestigleeit 170 kg/ram . Der Sohneidversuch offenbart, daß die Legierungen naoh der Erfindung denjenigen der SKH 4 tiberlegen waren.

Beispiel ?

Zu 20 % (TiZr)C, 5 £ WC und 5 £ Mo_gC, sämtlich mit einer Korngröße von 1 m$ wurden zugegebeni eine 70 #- Mickel-Basis^Superlegierimg in Pulverform nsit 50 # Ni, 4 £ Tl, 5 $ Al, 5 % F«, 10 % Co, lO % Cr, 0,3 % Be, 7 % Mo, 2 % Ta und 6_$7 $ W. Das so erhaltene pulver wurde mechanisch vermischt, dann getrocknet, verpreSt, unter Vakuum von io am Hg bei I320 C 1 Stunde lang gesintert, der LSsungsbehandluäsg unter Vakuum bei 112ö°C 4 stunden lang unterworfen und, schließlich getempert. Die Härte der 30 erhalten®» Legierung lag ungefähr bei 66 Rockwell C und die Querbruchfeatigkeit bei 240 kg/W. .

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Beispiel 8

Zu JJO % WC und Io # TaC, beide mit einer Korgröße von 1 ju, wurden zugegeben» 5 % Co, 30 % Ni, 10 # NiAl (Hi ι Al - 7 ι 3), 3 % Ti, 10 £ Mo, 0,5 % 0_t 1 £ Si und 0,5 # Mn. Das εο erhaltene Pulver wurde vermischt, verpreßt, unter Vakuum von Io ram Hg bei 1380⁰C 1 Stunde lang gesintert, der Lößungsbehandlung unter Vakuum bei 1120°C 4 Stunden lang unterworfen, in öl abgeschreckt und schließlich bei 800°C 4 Stunden lang getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 69 R« und die

2
Querbruchfestigkeit 250 kg/aam .

Beispiel 9

Zu 20 % (TiZr)C und Io # Mo₂C, beide in einer Korngröße von 1/U wurde zugegeben! Niekel-Superlegierung in Pulverform bestehend aus 50 % Ni, 10,08 % Cr, 10 % Co, 0,3 % C, 3 % Ti, 5,3 % Al, 8 % Mo, 13 H W, 0,01 % B, 0,01 % Ce und 0,3 % Si· Das so erhaltene Pulver wurde naßvermischt, mit einem Druck von 1 t/cm verpreßt, unter Vakuum von lo" ram Hg bei 1320⁰C 1 Stunde lang gesintert, in öl abge* schreckt, bei 8oO°C 2 Stunden lang getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 64 R₀ und die Querbruchfeetigkeit I70 kg/mm .

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Beispiel Io

Zu 50 % (TiMo)C, 20 % WC und 5 % TaC, sämtlich mit einer Korngröfle von 1 ai, wurden zugegeben» 2 % Ti, 1,89 % Co, 15 % Ni, 2 £ Cr, 3 % MiAl (Ni t Al = 7 t 3), 1 # Mo, 0,1 % C und 0,01 # B. Das so erhaltene pulver wurde naßvermisoht, verpreflt, unter Vakuum bei 1370⁰C 1 Stunde lang gesintert, der Lösungsbehandlung bei 1200°C 4 Stunden lang unterworfen, in öl abgeschreckt, bei 800°C 2 Stunden lang getempert» Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 9I R_A und die Querbruohfestlgkeit I60 kg/ran².

Beispiel 11

Zu 15 $ TiC und 5 % TaC, beide in einer Korngröße von 1 w, wurden zugegebeni 45 % Ni, 5 % Cr, 8 % Co, 1,95 # Si, 0,05 % Cu, 10 % NiAl (Ni t Al * 7 1 3), 2 % Ti und 8 % Mb, welche Elemente zur Bildung der Bindemittelphase nach der vorliegenden Erfindung verwendet wurden. Das so hergestellte

<"2 Pulver wurde naßvermisoht, unter Vakuum von Io mm Hg bei 1320⁰C 1 Stunde lang gesintert* der Lösungsbehandlung bei lo8o°C 4 Stunden lang unterworfen, in öl abgeschreckt und schließlich, bei 720⁰C 5 Stunden lang getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 5I R_c und die Querbruchfestigkeit 250 kg/mm².

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Claims

Patent·nsprflche

1. Legierung mit einer Grundsusammensetxung, die in Gewichtsprozent, bezogen auf das Gewicht der gesamten Legierung, 10 bis 90 % dispergierter Teilchen enthält, die zusammengesetzt sind aus einer oder mehreren Arten von Carbiden oder zusammengesetzten Carbiden der übergangsmetalle aus den Gruppen 4a, 5a und 6a und dem Rest von 50 bis 70 % Ni, 2 bis Io # Ti, 0,5 bis Io # Al und einer oder mehrerer Arten von Legierungselementen, die ausgewählt sind aus der Gruppe, die aus 1 bis 10 % Fe besteht, 1 bis 20 % Co und 1 bis 20 % Cr, wobei die Legierung desweiteren enthält eine oder mehrere Arten der Legierungseleaente, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die,hexogen in Gewichtsprozenten auf das Nlckel-Grundaetall»nioht »ehr als 5 % Kb, nicht mehr als 10 % Ta, nicht »ehr als 20 $> No, nicht mehr als 20 $ V und nicht mehr al· 5 % V aufweist.

2. Legierung nach Anspruch I, dadurch gekrennielehnet, daß die Legierung desweiteren eine oder ««hr«r· Arten von Legitrungselentnten enthält, dl« aus der Gruppe ausgewählt sind, di·, bezogen in Oewichteproienten

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0,5 % Cu, nicht mehr als 0,5 % Re, nicht mehr als 0,5 $ Ba, nicht mehr als 0,5 % Rh und nioht mehr als 0,5 % Be.

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