DE19711642A1

DE19711642A1 - Verfahren zur Herstellung eines Stahl-Matrix-Verbundwerkstoffes sowie Verbundwerkstoff, hergestellt nach einem derartigen Verfahren

Info

Publication number: DE19711642A1
Application number: DE19711642A
Authority: DE
Inventors: Jerzy Semenowicz Dipl In Jacek
Original assignee: NWM de Kruithoorn BV
Current assignee: Erasteel Kloster AB
Priority date: 1997-03-20
Filing date: 1997-03-20
Publication date: 1998-09-24
Anticipated expiration: 2017-03-21
Also published as: DE19711642C2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahl-Matrix-Verbundwerkstoffes. Die Erfindung bezieht sich ferner auf einen Verbundwerkstoff, hergestellt nach einem derartigen Verfahren.

Schnellarbeitsstähle werden aufgrund ihrer hohen Verschleiß festigkeit in vielen Bereichen (z. B. bei Kaltumform- und Prä gematrizen und Prägestempeln sowie bei verschiedenen Schneid werkzeugen) verwendet. Sie verdanken ihre hohe Verschleiß festigkeit und Härte der nach der Vergütung entstehenden Mi krostruktur des Stahles. Für diese Mikrostruktur ist eine re lativ große Menge feiner Karbide charakteristisch, welche durch Ausscheidungen in der Matrix (angelassener Martensit) entstehen. Der Volumenanteil der Karbide in vergüteten Schnellarbeitsstählen liegt in der Regel zwischen 15 und 25%.

In der Vergangenheit wurden Schnellarbeitsstähle in Anwen dungsbereichen, in denen ein extremer Abrieb auftritt (z. B. Schneidwerkzeuge für die Zerspanung von Metallen), durch Hartmetalle ersetzt. Da Hartmetalle pulvermetallurgisch her gestellt werden und im wesentlichen aus hartem Wolframkarbid in einer duktilen Kobalt Matrix bestehen, gibt es keinerlei Einschränkungen in bezug auf die Zusammensetzung der harten Phase. Es ist lediglich zu beachten, daß der Ko baltgehalt groß genug ist, um die Wolframkarbid-Partikel zu binden und dadurch eine gewisse Zähigkeit zu erzeugen. Denn reines Wolframkarbid ist empfindlich für Sprödbruch.

Die heute erhältlichen Hartmetalle weisen zwischen 70 und 90 Vol.-% Wolframkarbid auf, wobei die höchsten Konzentrationen für Anwendungen benutzt werden, die keine hohe Duktilität verlangen, wie beispielsweise Verschleißplatten und Schneid werkzeuge für die Zerspanung von Metallen. Hartmetalle mit einer geringeren Konzentration an Wolframkarbid werden hinge gen u. a. für verschiedene Kaltumformungsmaschinen und Steinbohrermeißel, die eine hohe Duktilität fordern, verwen det.

In den vergangenen Jahren wurde sowohl die Verschleißfestig keit der Schnellarbeitsstähle als auch der Hartmetalle be trächtlich verbessert. Trotzdem besteht ein Bedürfnis, die Leistung verschleißbeanspruchter Komponenten in Anlagen und Bauteilen weiter zu verbessern. Beispiele entsprechender An wendungsgebiete sind u. a. die verschleißbeanspruchten Kompo nenten in Bergbau- und Bodenbearbeitungsmaschinen sowie in Metallbearbeitungsanlagen. Längere Standzeiten der ver schleißbeanspruchten Komponenten in derartigen Anlagen würden zu einer erheblichen Reduktion der Umrüstzeiten und damit zu starken Kostensenkungen führen.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahl-Matrix-Verbundwerkstoffes anzugeben, das gegenüber bekannten vergleichbaren Verbundwerkstoffen ei ne wesentlich höhere Verschleißfestigkeit aufweist. Ferner soll ein derartiger Verbundwerkstoff angegeben werden.

Diese Aufgabe wird hinsichtlich des Verfahrens durch die Merkmale der Ansprüche 1 und 2 und hinsichtlich des Verbund werkstoffes durch die Merkmale der Ansprüche 18 und 25 ge löst. Weitere, besonders vorteilhafte Ausgestaltungen der Er findung offenbaren die Unteransprüche.

Die Erfindung beruht im wesentlichen auf dem Gedanken, die Verschleißfestigkeit einer Stahl-Matrix, insbesondere eines Schnellarbeitsstahles, dadurch zu erhöhen, daß in die Stahl-Ma trix durch mechanisches Legieren gleichmäßig verteilte Wolframkarbid-Partikel eingebracht werden. Anschließend er folgt ein Verdichten des derart legierten und pulverisierten Materials durch Pulverspritzgießen und Sintern, uniaxiales Pressen und Sintern oder heißisostatisches Pressen. Abschlie ßend kann dann eine an sich bekannte Metallvergütung zur An passung der Eigenschaften des Verbundwerkstoffes an den je weils vorgesehenen Verwendungszweck erfolgen.

Zur weiteren Erhöhung der Verschleißfestigkeit und anderer mechanischer Eigenschaften hat es sich als vorteilhaft erwie sen, zusätzlich zu dem Wolframkarbid auch Partikel aus Titan diborid, Titannitrid, Titankarbonitrid sowie Titan-, Tantal-, Niob-, Molybdän-, Vanadium-, Chrom- und/oder Hafniumkarbide durch mechanisches Legieren in der Stahl-Matrix gleichmäßig zu verteilen.

Der Werkstoff kann durch konventionelle Vergütung noch weiter gehärtet werden, wobei von dem Schnellarbeitsstahl und den beigegebenen Karbiden Martensit und komplexe Karbide geformt werden. Zur Verbesserung der Korrosionseigenschaften kann die Stahlkomponente des Werkstoffes gegen korrosionsbeständigen Stahl ausgetauscht werden.

In einer bevorzugten Anwendungsform der Erfindung besteht die Matrix aus angelassenem Martensit. Eine weitere bevorzugte Anwendungsform ist eine Matrix aus Austenit eines nichtro stenden Stahles. Dieser Werkstoff eignet sich besonders für Anwendungen in Umgebungen, in denen sowohl ein Verschleiß auftritt als auch mit Korrosion gerechnet werden muß.

Weitere Einzelheiten und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus den folgenden anhand von Figuren erläuterten Ausführungs beispielen. Es zeigen:

Fig. 1 eine Gegenüberstellung der Verschleißfestigkeit eines erfindungsgemäßen Stahl-Matrix-Verbundwerkstoffes (SMV) und herkömmlicher Verbundwerkstoffe;

Fig. 2 eine Gegenüberstellung der Biegefestigkeit eines erfin dungsgemäßen Stahl-Matrix-Verbundwerkstoffes und her kömmlicher Verbundwerkstoffe;

Fig. 3 die schematische Darstellung eines die einzelnen Ver fahrensschritte zur Herstellung der erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffe wiedergebenden Diagrammes und

Fig. 4 eine TEM-Aufnahme eines in eine Stahlmatrix eingebette ten eckigen nanokristallinen Karbidteilchens.

In Fig. 1 ist mit SMV die Verschleißfestigkeit eines erfin dungsgemäßen Stahl-Matrix-Verbundwerkstoffes bezeichnet, der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren mit einem Wolframkarbid-An teil von etwa 72 Vol.-%, einem Gehalt an komplexen Karbiden von etwa 15 Vol.-% und einem Titankarbid-Anteil von etwa 3 Vol.-% hergestellt wurde.

In einer Prüfung gemäß ASTM Standard G 65, gemessen in Stun den/mm, ergab sich eine Verschleißfestigkeit, die sechsmal größer ist als die eines herkömmlichen Hartmetalles GC 10 mit einem Wolframkarbid-Anteil von etwa 91 Vol.-%. Die Ver schleißfestigkeit ist fünfzehnmal größer als ein Hartmetall GC 60 mit etwa 70 Vol.-% Wolframkarbid und mehr als das Zwei undzwanzigfache als Ferro-TiC C-Special mit etwa 60 Vol.-% Titankarbid.

Diese enorme Erhöhung der Verschleißfestigkeit des erfin dungsgemäßen Verbundwerkstoffes gegenüber bekannten Verbund werkstoffen führt sowohl zu wesentlichen Verbesserungen be stehender Anwendungsmöglichkeiten als auch zu zahlreichen neuen Anwendungsmöglichkeiten.

Wie Fig. 2 entnommen werden kann, ist die Biegefestigkeit des erfindungsgemäßen Materials vergleichbar mit der des Ferro-TiC C-Special und liegt im Mittel 34% unter der des herkömm lichen Hartmetalles, siehe Fig. 2. Das Ausmaß der besseren Verschleiß-Festigkeit dieses SMV im Vergleich zu den in den Fig. 1 und 2 aufgeführten Werkstoffen ist spektakulär und bietet deshalb insbesondere Verbesserungsmöglichkeiten für viele bestehende Anwendungsmöglichkeiten und wird den Weg für zahlreiche neue Anwendungsmöglichkeiten öffnen.

Bei der Herstellung des erfindungsgemäßen Werkstoffes ist zu beachten, daß die Karbid-Partikel nicht größer als 15 µm, vorzugsweise kleiner als 2 µm, sein sollten. Noch bessere Er gebnisse werden erzielt, wenn die Karbid-Partikel höchstens 0,1 µm groß sind. Es ist ferner wichtig, daß die Karbid-Par tikel gleichmäßig in der Matrix verteilt sind, um die opti male Leistung des Werkstoffes zu erreichen.

Bei einer Sinterung oder Vergütung des SMV erzeugt der Stahl anteil selbst Karbid-Partikel. Diese Karbide bestehen bis auf wenige Ausnahmen aus komplexen Karbiden mit zwei oder mehr Metallbestandteilen. Komplexe Karbide werden darüber hinaus durch eine Reaktion zwischen dem Wolframkarbid und anderen harten Phasen der Stahl-Matrix gebildet.

Obwohl Wolframkarbid die wichtigste harte Komponente des er findungsgemäßen Verbundwerkstoffes ist, können zusätzlich auch andere harte Partikel die Härte, die Verschleißfestig keit und die Zähigkeit des Materials noch weiter verbessern. So wurde festgestellt, daß Titandiborid,Titannitrid, Titan karbonitrid und Titan-, Tantal-, Niob-, Molybdän-, Vanadium-, Chrom- und Hafniumkarbide in dieser Hinsicht einen günstigen Effekt aufweisen, sofern die Partikel nicht größer als 15 µm, vorzugsweise kleiner als 2 µm, sind. Die besten Ergebnisse werden mit Partikeln erzielt, die nicht größer als 0,1 µm sind. Um die Wirkung dieser Partikel voll ausschöpfen zu kön nen, ist es von Bedeutung, daß sie über die metallische Ma trix gleichmäßig verteilt sind.

Im folgenden wird näher auf zwei Gruppen von Stahl-Matrix-Ver bundwerkstoffen und deren Herstellungsverfahren einge gangen:
Die erste Gruppe besteht aus Schnellarbeitsstahl als Matrix material und Wolframkarbid, dessen Konzentration abhängig von den erwünschten Eigenschaften zwischen 10 und 92 Vol.-% vari ieren kann. Die Matrix kann aufgebaut sein aus Martensit, an gelassenen Martensit, Bainit, Ferrit oder Austenit oder aus einer Kombination dieser Phasen.

Eine hohe Wolframkarbid-Konzentration empfiehlt sich, wenn eine extreme Härte und Verschleißfestigkeit erreicht werden soll. Bei einer ersten, besonders vorteilhaften Untergruppe liegt die Wolframkarbid-Konzentration zwischen 35 und 92 Vol.-%. In der Regel haben die Werkstoffe in dieser Unter gruppe einen Matrix-Anteil von 5 bis 35 Vol.-%, aber in ex tremen Fällen kann der Matrix-Anteil auf 3 Vol.-% reduziert werden. Der Werkstoff kann auch 10 bis 40 Vol.-% anderer Kar bide, Titannitrid, Titandiborid und/oder Titankarbonitrid und komplexe Karbide enthalten.

Die Verschleißfestigkeit und insbesondere die Biegefestigkeit wird in starkem Maße durch die Präsenz von Lunkern und Oxid-Par tikeln oder Oxid-Schichten beeinflußt. Letztere haben be sonders negative Auswirkungen und müssen eliminiert werden. Aus diesem Grunde sollte die Porosität des Werkstoffes unbe dingt unter 3 Vol.-% liegen und der Sauerstoffgehalt höch stens 500 ppm betragen. Empfohlen werden eine Porosität unter 1 Vol.-% und ein Sauerstoffgehalt unter 200 ppm. Die besten Ergebnisse werden mit einem Werkstoff erzielt, der eine 100%ige Dichte oder eine Porosität unter 0,5 Vol.-% sowie ei nen Sauerstoffgehalt unter 100 ppm aufweist.

Die Härte des SMV dieser ersten Untergruppe liegt zwischen 1700 und 3000 HV_0.5, während die Biegefestigkeit, je nach Matrix-Konzentration, Karbid-Zusammensetzung und Partikel größe, Porosität und Sauerstoffgehalt, zwischen 800 und 2800 MPa variiert.

Bei einer zweiten SMV-Untergruppe auf Basis von Schnellar beitsstahl als Matrixmaterial liegt der Wolframkarbid-Anteil vorzugsweise zwischen 10 und 60 Vol.-%. Diese Werkstoffe weisen ebenfalls eine Härte und Verschleißfestigkeit auf, die sich mit den Werten herkömmlicher Hartmetalle mit einem höhe ren Karbid-Gehalt vergleichen läßt.

Infolge dieser Tatsache liegt das Gewicht einer Komponente, die nach dieser Erfindung hergestellt wurde, rund 20% unter dem der gleichen Komponente aus Hartmetall mit derselben Ver schleißfestigkeit. Eine weitere interessante Eigenschaft der artiger Werkstoffe mit niedrigem Wolframkarbidanteil besteht darin, daß er vor der letzten Wärmebehandlung durch Drehen oder Bohren bearbeitet werden kann.

Werkstoffe in dieser zweiten Untergruppe haben in der Regel einen Matrix-Anteil zwischen 35 und 70 Vol.-%, einen Wolfram karbid-Anteil zwischen 10 und 60 Vol.-% sowie einen Anteil von anderen Karbiden, Titannitrid, Titandiborid und/oder Ti tankarbonitrid und komplexen Karbiden zwischen 20 und 50 Vol.-%.

Im allgemeinen liegt ihre Härte zwischen 900 und 1900 HV_0.5, während die Biegefestigkeit zwischen 1200 und 3000 MPa liegt. Überdies spielen in bezug auf die Zähigkeit dieser Gruppe von SMV Lunker und Verunreinigungen, die keine starke Verbindung mit der Matrix eingehen, eine große Rolle.

Die zweite Gruppe an erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffen be steht aus einer Matrix aus einem korrosionsbeständigen Stahl, wie beispielsweise AISI 316L. Diese SMV sind vor allem für Anwendungen geeignet, bei denen sowohl Verschleiß auftritt als auch mit Korrosion gerechnet werden muß. Der Wolfram karbid-Anteil des SMV auf der Basis von korrosionsbeständigem Stahl liegt zwischen 8 und 92 Vol.-%. Die Matrix kann, je nach Art der Zusammensetzung, aus Austenit, Martensit oder Ferrit oder aus einer Kombination dieser drei Phasen beste hen.

Auch in diesem Fall wird ein hoher Wolframkarbid-Anteil ge wählt, wenn der Verwendungszweck durch einen hohen Verschleiß in einer korrosiven Umgebung geprägt ist (erste Untergruppe). In der Regel wird der Wolframkarbid-Anteil zwischen 35 und 92 Vol.-% und der des Matrixmaterials zwischen 3 bis 35 Vol.-% lie gen. Der Werkstoff kann zudem noch 10 bis 50 Vol.-% von ande ren Karbiden, Titannitrid, Titandiborid und/oder Titankarbo nitrid und komplexen Karbiden enthalten.

Die Härte der SMV-Werkstoffe in dieser Untergruppe liegt in der Regel zwischen 1400 und 2700 HV_0.5, während die Biege festigkeit normalerweise zwischen 800 und 2600 MPa beträgt. Der exakte Wert hängt von der Matrix und der Zusammensetzung der harten Phase, von der Porosität und dem Sauerstoffgehalt ab. Die praktischen Grenzen der letzten beiden Parameter ent sprechen dem oben beschriebenen Fall.

In Situationen, in denen die Korrosionsbeständigkeit von ent scheidender Bedeutung und die Verschleißfestigkeit zweitran gig ist, kann ein Werkstoff mit einem niedrigeren Wolframkar bid-Anteil, nämlich zwischen 8 und 60 Vol.-%, gewählt werden (zweite Untergruppe). Diese Werkstoffe enthalten 35 bis 80 Vol.-% an metallischer Matrix und 10 bis 50 Vol.-% an anderen Karbiden, Titannitrid, Titandiborid und/oder Titankarbonitrid und komplexen Karbiden. Neben der Korrosionsbeständigkeit zeichnet sie eine Härte von 800 bis 1800 HV_0.5 und eine Bie gefestigkeit zwischen 1000 und 2800 MPa aus. Auch in diesem Fall wird die Zähigkeit wieder zu einem großen Teil von der Porosität und dem Sauerstoffgehalt bestimmt. Ihre praktischen Grenzwerte entsprechen ebenfalls den oben beschriebenen Fäl len.

Im folgenden wird mit Hilfe von Fig. 3 das Verfahren zur Her stellung der vorstehend beschriebenen Verbundwerkstoffe er läutert:
In dem mit 1 bezeichneten Verfahrensschritt wird feines Stahlpulver, insbesondere Pulver von Schnellarbeitsstahl oder nichtrostendem Stahl, und Wolframkarbid- sowie weiterer Pul ver in einer geeigneten Mühle mechanisch legiert. Anschlie ßend wird dann in dem mit 2 bezeichneten Verfahrensschritt das mechanisch legierte Pulver in die gewünschte Form gebracht und anschließend heißverdichtet (Verfahrensschritt 3), um eine Bindung zwischen den Partikeln herzustellen und die erwünschte Mikrostruktur zu erzeugen. Die endgültige Mi krostruktur wird schließlich in einem separaten in Fig. 3 mit "Wärmebehandlung" bezeichneten Vergütungsschritt (Verfahrens schritt 4) erreicht.

Zur Herstellung der beiden oben erwähnten Gruppen von Stahl- Matrix-Verbundwerkstoffen werden zwei unterschiedliche metal lische Rohmaterialien benötigt:
Die erste Gruppe basiert auf einem vorlegierten Schnellar beitsstahl-Pulver mit einer Korngröße unter 70 µm, vorzugs weise unter 20 µm, mit einem Sauerstoffgehalt unter 2000 ppm, vorzugsweise unter 400 ppm. Der Anteil des Schnellar beitsstahles am gesamten Rohmaterial liegt in der Regel zwi schen 5 und 75 Gew.-%. Bei der Zusammensetzung des Schnell arbeitsstahles können die Arten M2, M3/2 und T15 oder jede andere Zusammensetzung, die sich für die Herstellung von Schnellarbeitsstahl eignet, gewählt werden.

In einer weiteren Anwendungsform der ersten Gruppe von Stahl- Matrix-Verbundwerkstoffen ist das Rohmaterial für den Schnellarbeitsstahl-Anteil des Werkstoffes aus Elementarpul vern zusammengesetzt, deren Verhältnis der Zusammensetzung des betreffenden Schnellarbeitsstahles entspricht. Die Korn größe dieser Pulver sollten den betreffenden Werten des oben genannten vorlegierten Schnellarbeitsstahl-Pulvers entsprechen.

Bei der zweiten Gruppe von Stahl-Matrix-Verbundwerkstoffen wird vorlegierter, korrosionsbeständiger Stahl in Pulverform verwendet. 5 bis 85 Gew.-% des gesamten Rohmaterials für die se SMV-Sorte besteht aus nichtrostendem Stahl in Pulverform. Dazu können die Sorten 316, 17-4-PH, 420, aber auch andere Sorten verwendet werden. Auch in diesem Fall gelten die oben genannten Voraussetzungen in bezug auf die Korngröße und den Sauerstoffgehalt.

In einer weiteren Anwendungsform der Erfindung werden anstel le der vorlegierten Stahlpulver Mischungen aus Elementarme tallpulvern verwendet, um die gleiche Gesamtzusammensetzung zu erhalten, wobei wiederum die oben beschriebenen Grenzwerte für die Korngröße gelten. Der Sauerstoffgehalt sollte unter 5000 ppm liegen, vorzugsweise unter 400 ppm.

In manchen Fällen ist es, wie es sich gezeigt hat, günstig, bis zu 15 Gew.-% Elementarmetallpulver aus der Gruppe Eisen, Nickel, Chrom und Kobalt hinzuzugeben, vor allem um die Zä higkeit und die Warmfestigkeit des Werkstoffes zu verbes sern. Bei ihrer Zugabe sollten auch diese Pulver die oben genannten Kriterien für Schnellarbeitsstahl und korrosions beständiges Stahlpulver in bezug auf Korngröße erfüllen. Der Sauerstoffgehalt sollte unter 5000 ppm liegen, vorzugsweise unter 400 ppm.

Der Hauptbestandteil des Rohmaterials ist Wolframkarbid mit einer Korngröße von maximal 30 µm. Bessere Ergebnisse werden mit einem Wolframkarbid-Pulver erreicht, dessen Korngröße un ter 5 µm liegt. Wichtig ist, daß der Sauerstoffgehalt des Wolframkarbid-Pulvers nicht über 2000 ppm liegt. Es emp fiehlt sich jedoch, in bezug auf den Sauerstoffgehalt ein Pulver zu verwenden, dessen Sauerstoffanteil unter 100 ppm liegt. Der Sauerstoffgehalt des Wolframkarbids hat einen gro ßen Einfluß auf die Bindung zwischen den harten Partikeln und der Matrix und infolgedessen auch in besonderem Maße auf die Zähigkeit des Werkstoffes. Das Wolframkarbid hat einen Anteil zwischen 25 und 95 Gew.-% am Rohmaterial des SMV.

Es ist aber auch möglich, andere Hartstoffpartikel beizu geben. Die Verbindungen, mit denen besonders günstige Ergeb nisse erzielt werden, sind Titankarbid, Titandiborid, Titan nitrid, Titankarbonitrid, Tantalkarbid, Niobkarbid, Molyb dänkarbid, Vanadiumkarbid, Chromkarbid und/oder Hafniumkar bid. Bis zu 20 Gew.-% einer oder mehrerer dieser Verbindungen in Pulverform mit einer maximalen Korngröße von 30 µm, vor zugsweise 5 µm, und ein Sauerstoffgehalt unter 6000 ppm, vorzugsweise unter 400 ppm, können zur weiteren Verbesserung der Härte, der Verschleißfestigkeit, der Zähigkeit oder der Hochtemperatureigenschaften beigegeben werden.

In einigen Fällen hat es sich als notwendig erwiesen, der Mi schung 0 bis 1 Gew.-% Graphitpulver zuzugeben, um damit den Kohlenstoffverlust infolge der Reaktion mit den Oxiden im Pulver zu korrigieren. In der Regel reicht eine Beigabe von 0,05 bis 0,2 Gew.-%. Die maximale Korngröße des Graphitpul vers sollte maximal 25 µm betragen.

Die obengenannten Pulver werden in einer Kugelmühle oder At tritor oder einem anderen Gerät, geeignet für mechanisches Legieren, zusammengebracht (zum mechanischen Legieren vgl. auch F.H. Froes, C. Suryanarayana, Mechanical alloying rese arch broadens its shape, MPR, 1/1994, Seiten 14-18). Das mechanische Legieren umfaßt das wiederholte Verschweißen, Zerbrechen und Wiederverschweißen einer Mischung von Pulver teilchen in einer Hochenergie-Kugelmühle, das mit einer au ßergewöhnlichen Reduktion der Kristallitgröße (bis auf 100 nm) und einer homogenen Verteilung der Bestandteile ein hergeht. Die plastische Deformation der Partikel führt zu ei nem großen Anteil an Stapelfehlern und zur Erhöhung der Ver setzungsdichte, die auch zur Verfestigung des Werkstoffes beitragen können. Stoffe mit einer derartigen Kornstruktur werden zu den nanokristallinen Materialien gezählt. Dabei handelt es sich um einphasige oder mehrphasige Vielkristalle in einem metastabilen Zustand.

Das mechanische Legieren muß so lange dauern, bis die gleich mäßige Verteilung der Karbide und der anderen harten Stoffe in minimal 30%, vorzugsweise in minimal 80% der Metallpul ver-Partikel gewährleistet ist. Anschließend sollten die Kar bidteilchen eine Korngröße von höchstens 15 µm haben. Eine große Anzahl der Partikel wird aber noch weiter zerkleinert, so daß die Größe einiger Partikel sich schon im nanokristal linen Bereich zwischen 5 und 100 nm bewegt.

Das mechanische Legieren sollte in einer abgeschirmten Umge bung stattfinden, um Oxidation weitestgehend zu vermeiden.

Nach dem mechanischen Legieren können die Partikel agglome riert sein. Sollte dies die nachfolgende Verdichtung behin dern, können die Agglomerate durch Mahlen in einer geeigneten Mühle, wie beispielsweise in einer Hammermühle, einem Zer trümmerer o. ä., zerkleinert werden.

Wie in Fig. 3 angegeben, stehen für die Verdichtung mehrere Prozesse für die Herstellung von SMV zur Verfügung. Die Aus wahl hängt von den erwünschten Eigenschaften des Produktes und daneben von seiner endgültigen Form ab. Handelt es sich um ein kleines Produkt mit einer komplizierten Form, kann das Pulverspritzgießen das optimale Verfahren sein. Dabei wird das Pulver mit einem Binder vermischt, woraufhin die entstan dene Mischung granuliert wird und das Granulat in die Spritz gießmaschine gegeben wird. Dort wird das Granulat erhitzt und plastifiziert. Anschließend wird sie in die formgebende Matrize des Spritzgießwerkzeuges gespritzt, durch Abkühlung erstarrt und kann als Rohformteil entnommen werden.

Zur Herstellung von Stäben oder Rohren etc. kann die Form masse im Strangpreßverfahren extrudiert werden. Der Binder wird durch einen chemischen Vorgang und/oder durch Erwärmen entzogen, woraufhin die Teile bei einer Temperatur zwischen 1100 und 1600°C im Vakuum gesintert werden. Im Laufe der Sinterung schrumpfen die Teile so weit, daß die Porosität na hezu vollkommen eliminiert wird.

Eine Alternative zur Herstellung von SMV ist die Einkapselung des Pulvers in einem Behälter aus hitzebeständigem Blech, der nach dem Entlüften verschweißt und anschließend in einer heißisostatischen Presse (HIP) verdichtet wird. Diese Methode eignet sich jedoch nicht wie das oben beschriebene Pulver spritzgieß-Verfahren für die Produktion kleinerer Teile oder komplizierter Formen. Andererseits aber bietet diese Methode ein sicheres Verfahren, das eine minimale Porosität im Pro dukt garantiert.

In manchen Fällen muß der Sauerstoffgehalt des Pulvers vor dem HIP-Verfahren durch einen Reduktionsvorgang verringert werden, da während des HIPs eine weitere Verringerung des Sauerstoffgehaltes nicht möglich ist. Dieser Reduktionsvor gang erfolgt in der Regel durch die Erhitzung des Pulvers auf eine Temperatur zwischen 800 und 1300°C in einer redu zierenden Atmosphäre oder in einem Vakuum.

Eine weitere Formgebungstechnik ist die uniaxiale Verdichtung in einer Präzisions-Preßform mit einem Druck zwischen 300 und 2000 MPa. Vor dem Einspeisen in die Preßform wird das Pulver mit einem festen Schmiermittel in Pulverform, wie beispiels weise Wachs, gemischt. In einer anderen Anwendungsform der Erfindung wird die Formwand der Preßform mit einem festen Schmiermittel dünn beschichtet. In diesem Falle ist es nicht erforderlich, das Pulver mit einem Schmiermittel zu mischen.

Als Alternative zu der uniaxiale Verdichtung kann das kalti sostatische Pressen (CIP) der Pulver in flexiblen Formen mit einem Druck zwischen 100 und 900 MPa angewendet werden. Die verdichteten Formteile werden bei Temperaturen zwischen 1100 und 1600°C unter Vakuum oder unter Teildruck oder at mosphärischem Druck eines inerten Gases, wie Argon, gesin tert, wobei sie schrumpfen und infolgedessen eine höhere Dichte erhalten. Ein Nachteil dieser Verdichtungstechnik be steht darin, daß der so hergestellte Werkstoff immer noch ei nen Rest an Porosität behält. Dieser Nachteil läßt sich je doch ausschalten, indem bei der Sinterung Konditionen ge schaffen werden, die dafür sorgen, daß die gesinterten Form teile eine geschlossene Porosität aufweisen, woraufhin die Teile im HIP-Prozeß ohne vorherige Einkapselung weiter ver dichtet werden.

Für dieses Verfahren eignet sich auch der sogenannte Sinter-HIP-Prozeß. Dabei werden die Grünlinge in die Sinter-HIP-An lage gegeben, unter Vakuum oder atmosphärischem Druck eines inerten Gases auf die Sintertemperatur gebracht, wobei eine geschlossene Porosität erreicht wird, und anschließend durch Druckerhöhung verdichtet. Auch in diesem Falle kann auf die umständliche Einkapselung verzichtet werden.

In einer speziellen Anwendungsform der Erfindung werden die Formteile durch das oben beschriebene uniaxiale Formpreßver fahren oder kaltisostatische Pressen hergestellt. Anschlie ßend werden sie unter Vakuum oder atmosphärischem Druck eines inerten Gases auf die Sintertemperatur gebracht. Anschließend erhalten sie vollständige Dichte durch quasi-heißisostati sches Pressen (Quasi-HIP) in einer mechanischen Presse, wobei als Druckübertragungsmedium ein Feststoff in Granulatform verwendet wird. Bei dieser Methode kann auf die Einkapselung des Pulvers verzichtet werden.

Eine weitere Formgebungstechnik ist das Vorsintern der Roh linge, die mittels uniaxialem Pressens oder kaltisostatischem Pressen hergestellt sind, um eine ausreichende Festigkeit zu erreichen, so daß die Endform durch eine mechanische spanab hebende Bearbeitung gefertigt werden kann. Die Fertigteile werden anschließend mittels der Verfahren: Sintern, Sintern - bis sich eine geschlossene Porosität ergibt -, HIP, Sinter-HIP oder Quasi-HIP heißverdichtet.

In der Regel wird die optimale Mikrostruktur in einer ab schließenden Vergütung nach der Verdichtung und nach der Fer tigstellung der Endform bzw. Beinahe-Endform durch die spanabhebende Bearbeitung erreicht. Die auf der Basis einer Schnellarbeitsstahl-Matrix hergestellten Werkstoffe werden in der Regel gehärtet und angelassen, während das SMV mit korro sionsbeständigem Stahl als Matrix durch Glühen und Abschrecken vergütet werden kann.

Fig. 4 zeigt eine Transmission Elektronische Mikroskopische (TEM) Aufnahme von einem gesinterten SMV, welches nach einem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt wurde. Dabei sind die eckigen nanokristallinen Karbidteilchen z. B. mit 5-8 und die Stahlmatrix mit 9 und 10 bezeichnet.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Stahl-Matrix-Verbund werkstoffes, gekennzeichnet durch die folgenden Ver fahrensschritte:

a) Mischen der folgenden Komponenten:
- - 5 bis 75 Gew.-% eines vorlegierten Schnellarbeits stahl-Pulvers bzw. der elementaren Bestandteile ei nes derartigen Schnellarbeitsstahles in Pulver form, wobei die Pulver jeweils eine Korngröße < 70 µm, vorzugsweise < 20 µm, und einen Sauer stoffgehalt < 2000 ppm, vorzugsweise ≦ 400 ppm, und in den elementaren Bestandteilen einen Sauer stoffgehalt ≦ 5000 ppm, vorzugsweise ≦ 400 ppm, aufweisen,
- - 25 bis 95 Gew.-% eines Wolframkarbid-Pulvers mit einer Korngröße < 30 µm, vorzugsweise ≦ 5 µm, und einem Sauerstoffgehalt < 2000 ppm, vorzugsweise ≦ 100 ppm,
- - bis zu 20 Gew.-% Titankarbid, Titandiborid, Titan nitrid, Titankarbonitrid, Tantalkarbid, Niobkarbid, Molybdänkarbid, Vanadiumkarbid, Chromkarbid und/oder Hafniumkarbid bzw. eine Kombination dieser Bestandteile mit einer maximalen Korngröße < 30 µm, vorzugsweise ≦ 5 µm, und einem Sauerstoffgehalt < 6000 ppm, vorzugsweise ≦ 400 ppm,
b) mechanisches Legieren des Pulvers, wobei der Misch vorgang so lange dauert, bis die gleichmäßige Ver teilung der genannten Komponenten in mindestens 30%, vorzugsweise in mindestens 80%, der Stahl pulver-Partikel gewährleistet ist,
c) Verdichtung des Pulvers, bis es einen kohärenten Werkstoff mit einer Dichte von mindestens 98%, vorzugsweise mindestens 99,5%, bildet.

2. Verfahren zur Herstellung eines Metall-Matrix-Verbund werkstoffes, gekennzeichnet durch die folgenden Ver fahrensschritte:

a) Mischen der folgenden Komponenten:
- - 5 bis 85 Gew.-% eines vorlegierten Pulvers eines korrosionsbeständigen Stahles bzw. der elementaren Bestandteile eines nichtrostenden Stahles in Pul verform, in beiden Fällen mit einer Korngröße < 70 µm, vorzugsweise ≦ 20 µm, und einem Sauerstoff gehalt in den vorlegierten Pulvern < 2000 ppm, vorzugsweise ≦ 400 ppm, und in den elementaren Be standteilen unter ≦ 5000 ppm, vorzugsweise ≦ 400 ppm,
- - 25 bis 95 Gew.-% eines Wolframkarbid-Pulvers mit einer Korngröße < 30 µm, vorzugsweise ≦ 5 µm, und einem Sauerstoffgehalt < 2000 ppm, vorzugsweise ≦ 100 ppm,
- - bis zu 20 Gew.-% Titankarbid, Titandiborid, Titan nitrid, Titankarbonitrid, Tantalkarbid, Niobkarbid, Molybdänkarbid, Vanadiumkarbid, Chromkarbid und/oder Hafniumkarbid bzw. eine Kombination dieser Be standteile mit einer maximalen Korngröße < 30 µm, vorzugsweise ≦ 5 µm, und einem Sauerstoffgehalt < 6000 ppm, vorzugsweise ≦ 400 ppm,
b) mechanisches Legieren der genannten Pulver, wobei der Mischvorgang so lange dauert, bis die gleich mäßige Verteilung des genannten Wolframkarbids in minimal 30%, vorzugsweise minimal 80%, der Par tikel des Stahlpulvers gewährleistet ist,
c) Verdichtung des obengenannten Pulvers, bis es einen kohärenten Werkstoff mit einer Dichte von minde stens 98%, vorzugsweise mindestens 99,5%, bildet.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeich net, daß der Pulvermischung maximal 1 Gew.-%, vorzugs weise 0,05 bis 0,2 Gew.-%, Graphitpulver mit einer Korn größe von maximal 25 µm hinzugefügt wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch ge kennzeichnet, daß der Pulvermischung vor dem mechani schen Legieren bis zu 15 Gew.-% Eisen-, Nickel-, Chrom- und/oder Kobaltpulver mit einer Korngröße < 70 µm, vorzugsweise < 20 µm, und einem Sauerstoffgehalt < 5000 ppm, vorzugsweise < 400 ppm, beigegeben wird.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch ge kennzeichnet, daß für das mechanische Legieren eine Vor richtung verwendet wird, in der die erwünschte Teilchen struktur unter dem Einfluß hoher kinetischer Energie erreicht wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß zum mechanischen Legieren Mühlen, vorzugsweise Hoch energiemühlen/Attritoren, verwendet werden.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch ge kennzeichnet, daß das mechanische Legieren in einer ge schützten Atmosphäre, vorzugsweise in Argon, stattfin det.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch ge kennzeichnet, daß das Pulver durch Mahlen und anschlie ßendem Sieben nach dem mechanischen Legieren deagglome riert wird.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge kennzeichnet, daß zur Verdichtung ein Bindemittel zu dem Pulver beigemischt wird, daß die so gewonnene Formmasse erwärmt wird, daß dann verschleißfeste Formteile im Pul verspritzguß-Formverfahren gefertigt oder im Strangpreß verfahren extrudiert werden, daß anschließend das Binde mittel durch Erhitzen oder bekannte chemische Zerlegung entzogen wird und daß abschließend die Formteile in ei nem Vakuum bei einer Temperatur zwischen 1100 und 1600°C so lange gesintert werden, bis die maximal erzielbare Dichte nahezu erreicht wird.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge kennzeichnet, daß zum Verdichten des Pulvers dieses in einem hermetisch versiegelten, entlüfteten hitzebestän digen Blechbehälter eingeschlossen wird und anschließend ein heißisostatischer Preßvorgang des Behälters durchge führt wird, derart, daß die maximal erzielbare Dichte nahezu erreicht wird.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß das mechanisch legierte Pulver zur Reduktion seines Sau erstoffgehaltes vor der Verdichtung durch den heiß isostatischen Preßvorgang in einer reduzierenden Atmo sphäre oder einem Vakuum zwischen 800 und 1300°C während 10 bis 60 Minuten behandelt wird.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge kennzeichnet, daß das Pulver durch uniaxiales Pressen in einer Preßform unter einem Druck von 300 bis 2000 MPa bzw. durch kaltisostatisches Pressen unter einem Druck von 100 bis 900 MPa und durch anschließende Sinterung bei einer Temperatur zwischen 1100 und 1600°C in einem Vakuum oder unter atmosphärischem oder Teildruck eines inerten Gases verdichtet wird.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge kennzeichnet, daß das Pulver durch uniaxiales Pressen in einer Preßform unter einem Druck von 300 bis 2000 MPa oder durch kaltisostatisches Pressen unter einem Druck von 100 bis 900 MPa verdichtet wird, daß anschließend die Formteile bei einer Temperatur zwischen 1100 und 1600°C gesintert werden, bis eine geschlossene Porosi tät erreicht wird, und daß anschließend ein heißisosta tischer Preßvorgang (HIP) erfolgt, bis eine nahezu voll ständige Dichte erreicht wird.

14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge kennzeichnet, daß das Pulver durch uniaxiales Pressen in einer Preßform unter einem Druck von 300 bis 2000 MPa oder durch kaltisostatisches Pressen unter einem Druck von 100 bis 900 MPa verdichtet wird, und daß das so ge fertigte Formteil in einem Sinter-HIP-Ofen bis zum Er reichen einer nahezu vollständigen Dichte weiterverar beitet wird.

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge kennzeichnet, daß das Pulver durch uniaxiales Pressen in einer Preßform unter einem Druck von 300 bis 2000 MPa oder durch kaltisostatisches Pressen unter einem Druck von 100 bis 900 MPa verdichtet wird, daß anschließend die Formteile bei einer Temperatur zwischen 1100 und 1600°C gesintert werden, und daß schließlich in einer mechanischen Presse ein Heißverdichten mittels eines quasi-heißisostatischen Preßverfahrens in granulösen Feststoffen als Druckübertragungsmedium erfolgt.

16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge kennzeichnet, daß das Pulver durch uniaxiales Pressen in einer Preßform unter einem Druck von 300 bis 2000 MPa oder durch kaltisostatisches Pressen unter einem Druck von 100 bis 900 MPa verdichtet wird, daß die Formkörper dann vorgesintert werden, um eine ausreichende Festig keit zu erreichen, daß anschließend die jeweilige End form durch eine spanabhebende Bearbeitung hergestellt wird und daß die Fertigteile schließlich durch die Ver fahren: Sintern, Sintern - bis sich eine geschlossene Porosität ergibt -, HIP, Sintern-HIP oder Quasi-HIP heißverdichtet werden.

17. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch ge kennzeichnet, daß der verdichtete Werkstoff zur Modifi kation seiner Mikrostruktur und Eigenschaften vergütet wird, so daß er dem gewünschten Verwendungszweck ent spricht.

18. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff, bestehend aus

a) 3 bis 70 Vol.-% einer Eisenlegierung (Matrix), die als Hauptbestandteile Eisen und Chrom, Molybdän, Kobalt, Wolfram, Nickel und/oder Kohlenstoff bzw. eine Kombina tion dieser Elemente enthält, wobei die Eisenlegierung als Martensit, angelassenem Martensit, Bainit, Ferrit oder Austenit bzw. einer Kombination dieser Phasen vor liegt,
b) 10 bis 92 Vol.-% Wolframkarbid-Partikeln mit einer maxi malen Größe von 15 µm, vorzugsweise mit einer maximalen Größe von 0,1 µm, die homogen in der Matrix verteilt sind und
c) 10 bis 60 Vol.-% Titankarbid-, Titandiborid-, Titanni trid-, Titankarbonitrid-, Tantalkarbid-, Niobkarbid-, Molybdänkarbid-, Vanadiumkarbid-, Chromkarbid- und/oder Hafniumkarbid-Partikeln und Partikeln komplexer Karbide der Typen MC, M₂C, M₃C, M₆C, M₇C₃, M2₃C₆ oder einer Kom bination dieser Partikel, wobei mit M ein oder mehrere Atome der folgenden Metalle bezeichnet sind: Wolfram, Molybdän, Chrom, Vanadium, Eisen, Kobalt, Mangan, Nickel, Titan, Tantal, Niob und Hafnium und daß die genann ten Partikel eine maximale Größe von 15 µm, vorzugsweise von maximal 0,1 µm, besitzen und homogen in der Matrix verteilt sind.

19. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß in dem Verbundwerkstoff maximal 5 Vol.-% Verunreinigungen und/oder zusätzliche, normaler weise in Stahl vorhandene Begleitelemente enthalten sind.

20. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach Anspruch 18 und 19, dadurch gekennzeichnet, daß der Verbundwerkstoff maximal 3 Vol.-%, vorzugsweise weniger als 0,5 Vol.-%, Porosität aufweist.

21. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 18 bis 20, dadurch gekennzeichnet, daß der Verbundwerk stoff einen Sauerstoffgehalt < 500 ppm, vorzugsweise ≦ 100 ppm, aufweist.

22. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 18 bis 21, dadurch gekennzeichnet, daß der Verbundwerk stoff eine Härte von 900 bis 3000 HV_0.5 und eine Biege festigkeit von 800 bis 3000 MPa aufweist.

23. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet,
daß der Verbundwerkstoff eine Härte zwischen 1700 und 3000 HV_0.5 und eine Biegefestigkeit zwischen 800 und 2800 MPa aufweist,
daß die Stahlmatrix zu 3 bis 35 Vol.-% aus Martensit, angelassenem Martensit, Bainit, Ferrit oder Austenit oder aus einer Kombination dieser Phasen besteht,
daß der Anteil der Wolframkarbid-Partikeln zwischen 35 und 92 Vol.-% und
daß der Anteil der weiteren partikelförmigen Materialien zwischen 10 und 40 Vol.-% liegt, wobei es sich bei den weiteren partikelförmigen Materialien um Titankarbid, Titandiborid, Titannitrid, Titankarbonitrid, Tantalkar bid, Niobkarbid, Molybdänkarbid, Vanadiumkarbid, Chrom karbid und/oder Hafniumkarbid und Partikel komplexer Karbide oder aus einer Kombination dieser Partikel han delt.

24. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet,
daß der Verbundwerkstoff eine Härte zwischen 900 und 1900 HV_0.5 und eine Biegefestigkeit zwischen 1200 und 3000 MPa aufweist,
daß die Stahl-Matrix zu mehr als 35 Vol.-% höchstens aber zu 70 Vol.-% aus Martensit bzw. angelassenem Mar tensit, Bainit, Ferrit oder Austenit bzw. aus einer Kombination dieser Phasen besteht,
daß der Anteil an Wolframkarbid-Partikeln zwischen 10 und 60 Vol.-% und
daß der Anteil der weiteren partikelförmigen Materialien zwischen 20 und 50 Vol.-% liegt, wobei es sich bei den weiteren partikelförmigen Materialien um Titankarbid, Titandiborid, Titannitrid, Titankarbonitrid, Tantalkar bid, Niobkarbid, Molybdänkarbid, Vanadiumkarbid, Chrom karbid und/oder Hafniumkarbid und Partikel komplexer Karbide oder aus einer Kombination dieser Partikel han delt.

25. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff, bestehend aus

a) 3 bis 80 Vol.-% einer Eisenlegierung (Matrix), die als Hauptbestandteile Eisen, Chrom, Molybdän, Kobalt, Wolf ram, Nickel und/oder Kohlenstoff bzw. eine Kombination dieser Elemente enthält, wobei die Eisenlegierung als Austenit, Ferrit oder Martensit bzw. eine Kombination dieser Phasen vorliegt und eine korrosionsbeständige Ma trix bildet,
b) 8 bis 92 Vol.-% Wolframkarbid-Partikeln mit einer maxi malen Größe von 15 µm, vorzugsweise maximal von 0,1 µm, die homogen in der Matrix verteilt sind und
c) 10 bis 50 Vol.-% Titankarbid-, Titandiborid-, Titanni trid-, Titankarbonitrid-, Tantalkarbid-, Niobkarbid-, Molybdänkarbid-, Vanadiumkarbid-, Chromkarbid- und/oder Hafniumkarbid-Partikeln und Partikeln komplexer Karbide der Typen MC, M₂C, M₃C, M₆C, M₇C₃, M2₃C₆ oder aus einer Kombination dieser Partikeln bestehen, wobei M ein oder mehrere Atome der folgenden Metalle präsentiert: Wolf ram, Molybdän, Chrom, Vanadium, Eisen, Kobalt, Mangan, Nickel, Titan, Tantal, Niob und Hafnium und daß die be sagten Partikel eine maximale Größe von 15 µm, vor zugsweise maximal von 0,1 µm, besitzen und homogen in der Matrix verteilt sind.

26. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach Anspruch 25, dadurch gekennzeichnet, daß der Verbundwerkstoff maximal 5 Vol.-% Verunreinigungen und/oder zusätzliche, norma lerweise in Stahl vorhandene Begleitelemente enthält.

27. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 25 und 26, dadurch gekennzeichnet, daß die Porosität des Verbundwerkstoffes ≦ 3 Vol.-%, vorzugsweise < 0,5 Vol.-%, beträgt.

28. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 25 bis 27, dadurch gekennzeichnet, daß der Sauerstoff gehalt des Verbundwerkstoffes ≦ 500 ppm, vorzugsweise < 100 ppm, ist.

29. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 25 bis 28, dadurch gekennzeichnet, daß der Verbundwerk stoff eine Härte von 800 bis 2700 HV_0.5 und eine Biege festigkeit von 800 bis 2800 MPa aufweist.

30. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach Anspruch 29, dadurch gekennzeichnet,
daß der Verbundwerkstoff eine Härte zwischen 1400 HV_0.5 und 2700 HV_0.5 und eine Biegefestigkeit zwischen 800 und 2600 MPa aufweist,
daß die Stahlmatrix zu 3 bis 35 Vol.-% aus Austenit, Ferrit oder Martensit oder aus einer Kombination dieser Phasen besteht, die zusammen eine korrosionsbeständige Matrix bilden,
daß der Anteil der Wolframkarbid-Partikeln zwischen 35 und 92 Vol.-% und
daß der Anteil an weiteren partikelförmigen Materialien zwischen 10 und 50 Vol.-% liegt, wobei es sich bei den weiteren partikelförmigen Materialien um Titankarbid, Titandiborid, Titannitrid, Titankarbonitrid, Tantalkar bid, Niobkarbid, Molybdänkarbid, Vanadiumkarbid, Chrom karbid und/oder Hafniumkarbid und Partikel komplexer Karbide oder aus einer Kombination dieser Partikel han delt.

31. Stahl-Matrix-Verbundwerkstoff nach Anspruch 29, dadurch gekennzeichnet,
daß der Verbundwerkstoff eine Härte zwischen 800 und 1800 HV_0.5 und eine Biegefestigkeit zwischen 1000 und 2800 MPa aufweist,
daß die Stahlmatrix zu über 35 Vol.-% bis zu maximal 80 Vol.-% aus Austenit, Ferrit oder Martensit oder aus ei ner Kombination dieser Phasen besteht, die zusammen eine korrosionsbeständige Matrix bilden,
daß der Anteil an Wolframkarbid-Partikeln zwischen 8 und 60 Vol.-% und
daß der Anteil an weiteren partikelförmigen Materialien zwischen 10 und 50 Vol.-% liegt, wobei es sich bei den weiteren partikelförmigen Materialien um Titankarbid, Titandiborid, Titannitrid, Titankarbonitrid, Tantalkar bid, Niobkarbid, Molybdänkarbid, Vanadiumkarbid, Chrom karbid und/oder Hafniumkarbid und Partikel komplexer Karbide oder aus einer Kombination dieser Partikel han delt.