DE2005707C3

DE2005707C3 - Hartstoffpulver zur Herstellung von metallgebundenen Hartstofflegierungen

Info

Publication number: DE2005707C3
Application number: DE2005707A
Authority: DE
Inventors: Lars Henry Nynaeshamn Ramqvist (Schweden)
Original assignee: REDERIAKTIEBOLAGET NORDSTJERNAN NYNAESHAMN (SCHWEDEN)
Current assignee: REDERIAKTIEBOLAGET NORDSTJERNAN NYNAESHAMN (SCHWEDEN)
Priority date: 1969-02-07
Filing date: 1970-02-07
Publication date: 1973-12-20
Also published as: SE329799B; FI48575B; DE2005707B2; DE2005707A1; NL7001753A; AT303405B; US3752655A; FI48575C; SU455520A3; GB1264093A; FR2034038A5; JPS5020933B1

Description

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gegenüber dem zuerst erwähnten bekannten Verfahren. Kern und einer diesen Kern umhüllenden Schicht aus Besonders wichtig ist die Tatsache, dall, wenn es sich Karbiden der Metalle Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, um die bekannte Technik des Metallzusatzes zur Binde- Molybdän und Wolfram besteht, das durch gekennphase handelt und das Hartmaterialpulver aus Boriden zeichnet ist, daß der Kern aus Karbiden eines oder und Nitriden besteht, auf dessen Oberfläche keine 5 mehrerer der Metalle Titan, Zirkonium, Hafnium. Karbide gebildet werden, wie oben diskutiert, sondern Vanadium, Niob, Tantal und/oder aus Nitriden oder stattdessen Mischboride bzw. -nitride, was schlechte Boriden eines oder mehrerer der Metalle Titan, Zir-Netzeigenschaften und einen spröden gesinterten konium, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Hartmetallkörper zur Folge hat. Molybdän und Wolfram besteht und daß die Karbide Es hat sich gezeigt und ist teilweise aus Veröffent- io der den Kern umhüllenden Schicht nach der Formel lichungen bekannt, daß ein kubisches Karbid vom Typ Me₂C oder MeC._r(mit .v < 1) zusammengesetztsind und MeC, worin Me ein Metall der Gruppen IVa und Va die Karbide der Formel MeC, eine kubische Struktur des Periodischen Systems bedeutet, d. h. TiC, ZrC, besitzen, mit der Maßgabe, daß Schicht und Kern eine HfC, VC, NbC und TaC, von flüssigen Metallen der voneinander verschiedene Zusammensetzung haben. Eisengruppe, d. h., Fe, Co und Ni, schlecht gene zt 15 χ variiert dabei vorzugsweise zwischen 0,85 als oberer wird. Das Netzen der Karbide MeC und damit die Grenze bis zu dem unteren Zahlenwert, der von der Bindung mit Eisenmetallen können aber erheblich ver- Phasengrenze des kubischen Karbids mit dem geringbessert werden, wenn der Kohlenstoffgehalt im Homo- sten Kohlenstoffgehalt bestimmt wird. In besonders genitätsbereich reduziert wird, dessen untere Grenze bevorzugter Ausbildung liegt .v bei 0,70 bis 0,85, im allgemeinen um MeC₀,₇₅ liegt. Karbide vom Typ 20 speziell bei 0,75.

Me₂C, worin Me ein Metall der Gruppe Va bedeutet, Gegenstand der Erfindung ist ferner ein Verfahren werden demgegenüber besser als die angegebenen zur Herstellung des Hartstoffpulvers, das dadurch geKarbide vom Typ MeC genetzt. Karbide der Metalle kennzeichnet ist, daß man ein Pulver, dessen einzelne der Gruppe VIa werden ebenfalls von den Metallen der Körner aus einem Karbid eines oder mehrerer der Eisengruppe genetzt. Es zeigte sich ferner, daß Karbide 25 Metalle Titan, Zirkonium, Hafnium, Vanadium, Niob, besser genetzt werden als beispielsweise Boride und Tantal und oder aus Nitriden oder Boriden eines oder Nitride. mehrerer der Metalle Titan, Zirkonium, Hafnium. Es hat sich ferner gezeigt, daß die Härte in sehr Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und eigenartiger Weise als eine Funktion des Kohlenstoff- Wolfram bestehen, in Kontakt mit einem oder mehgehalts de· Karbide der Metalle der Gruppen IVa und 3° reren Halogeniden der Metalle Vanadium, Niob, Tan-Va auftritt. So wird die Härte bei vermindertem Koh- tal, Chrom, Molybdän und Wolfram bringt, mit der lenstoffgehalt in Karbiden Jer Gruppe IVa, d. h. für Maßgabe, daß das oder die Halogenide so ausgewählt TiC, ZrC und HfC sowie für VC, kräftig erniedrigt, werden, daß die auf den Pulverkörnern durch Umwohingegen sie bei zunehmend geringerem Kohlenstoff- setzung mit dem Halogenid bzw. den Halogeniden gehalt für NbC und TaC erhöht wird. Die Änderung 35 erzeugte Karbidschicht eine andere Zusammensetzung der Härte mit dem Kohlenstoffgehalt ist bei allen Kar- hat als die Pulverkörner.

biden sehr ausgeprägt. In der folgenden Tabelle werden Das erfindungsgemäße Hartstoffpulver eignet sich

die Härten angegeben, die als Vickershärte (HV) mit zur Herstellung von metallgebundenen Hartstoff-

50 g Gewicht gemessen sind. legierungen, wobei vorzugsweise Eisen, Kobalt und

40 oder Nickel als Bindemetalle dienen.

HV Nach dem Verfahren der Erfindung wird ein Kern.

TaC₁,₀ 1400 kpmm- der aus sehr harten, in der Regel fest gebir ienen

TaC₀,g 3000 kp/mm² Metallverbindungen besteht, mit einer dünnen Schicht

NbCY₀ 1400 kp<mm² belegt, die am Kern fest gebunden ist und die leicht NbC₀._7ä 3200 kp/mm- 45 mit Hilfe der Metalle der Eisengruppe gebunden wer-

VC₀.gg 3000 kp/mm² den kann. Diese Schicht darf innerhalb eines großen

VC₀._7ä 2000 kp/mm² Temperaturbereichs mit der den Kern aufbauenden

TiC_li0 3000 kp/mm² Verbindung oder mit der verwendeten Bindemittel-

TiC₀,_e 1800 kp/mm² phase, die in der Regel aus einem Metall der Eisen-

50 gruppe (Fe, Co, Ni) besteht, nicht in nachteiliger

Aufgabe der Erfindung ist es, ein zur Herstellung Weise reagieren.

von Hartstofflegierungen auf dem Sinterwege verwend- Zur Durchführung des Verfahrens der Erfindung wird bares Hartstoff pulver anzugeben, das zu sehr harten zur Abscheidung von Metallkarbid auf den Partikeln Hartmetallkörpern mit großer Dauerfestigkeit und des Kernmaterials ein Pulver des Kernmaterials mit Elastizität führt. 55 der gesvünschten Partikelgröße in einer Atmosphäre, Der Erfindung liegt die überraschende Erkenntnis die gegebenenfalls Kohlenwasserstoffe oder W'asserzugrunde, daß die angegebene Aufgabe in besonders stoffgas enthält, in Kontakt gebracht mit einem oder vorteilhafter Weise dadurch lösbar ist, daß ein Hart- mehreren, ggf. gasförmigen Halogeniden des angegestoffpulver geschaffen wird, dessen einzelne Pulver- benen Typs. Diese Pulverherstellung kann auch in zwei körner aus einem Kern genau definierter Zusammen- 60 Stufen durchgeführt werden, wobei im wesentlichen setzung und einer an den Kern fest gebundenen reines Metall in der ersten Stufe gefällt und das ge-Außenschicht genau definierter Zusammensetzung be- fällte Metall in der zweiten Stufe karburiert wird,
stehen. Zur Durchführung des Verfahrens der Erfindung Gegenstand der Erfindung ist ein aus Karbid, Nitrid wird das Metallhalogenid in flüssiger Form oder Gas- und/oder Borid bestehendes Hartstoffpulver zur Ver- 65 form mit dem Kern des Hartstoffpulvers unter solchen wendung als Ausgangsmaterial für die Herstellung von Bedingungen in Kontakt gebracht, daß das' Metallmetallgebundenen Hartstofflegierungen auf dem Sin- karbid eine Schicht auf dem Kern bildet. Werden terwege, bei dem das einzelne Pulverkorn aus einem Karbidkerne verwendet, so kann dieser Kontakt mit

dem Halogenid in solcher Weise hergestellt werden, daß eine Austauschreaktion eintritt, z. B. nach der Gleichung

5 TiC I- 4 WCI₅-* 5 TiCI., H 4 WC + C

Falls die Hartmaterialkerne aus Bonden und Nitriden bestehen, muß eine Atmosphäre, die Kohlenwasserstoff und vorzugsweise Wasserstoff enthält, verwendet werden. Die Dicke der Schicht kann von einigen Zehntel μπι bis auf mehrere μΐη dadurch variiert werden, daß die Temperatur, das Verhältnis zwischen Halogenid und gegebenenfalls verwendetem Reduktionsmittel, z. B. Kohlenwasserstoff, beispielsweise Methan, die Korngröße des Kerns und die Reaktionszeit variiert werden.

Nach dem Verfahren der Erfindung ist es z. B. möglich, Titankarbidkörner (TiC) mit einem Durchmesser von rund 1 μΐη mit einer 0,01—0,1 μπι dicken Schicht von reinem WC zu belegen. Alle geeigneten Typen von Schichten, z. B. WC, Mo₂C, Cr₃C₂, Ta^C_x, NbyC* und VyO, worin y — 1 oder 2 und χ = I ist, können vorteilhafterweise dadurch erreicht werden, daß das entsprechende Metallhalogenid gegebenenfalls zusammen mit Wasserstoff und/oder einem geeigneten Kohlenwasserstoff verwendet wird. Wie bereits erwähnt, ist es auch möglich, die Abscheidung der Schicht auf dem Kern in zwei Stufen durchzuführen, wobei die in der zweiten Stufe durchgeführte Karburierung vorzugsweise mit Kohlenwasserstoffen ausgeführt wird und wobei die Temperatur z. B. etwa 1000^cC betragen kann. Diese stufenweise Behandlung erweist sich insbesondere dann als geeignet, wenn eine unterstöchiometrische Karbidschicht gewünscht wird.

Die Sinterung der mit der angegebenen Schicht versehenen Hartstoffpulverkörner mit einem Bindemittel wird bei erhöhter Temperatur und Atmosphärendruck, vorzugsweise jedoch bei erhöhtem Druck, durchgeführt. Die Sintertemperatur wird so gewählt, daß das Bindemetall oder sein Eutektikum mit dem angrenzenden Hartmetall in flüssiger Phase vorliegt. Es liegt im Können des Fachmannes, diese Sinterung durchzuführen und die richtige Temperatur sowie Druckverhältnis-ie zu erwählen.

Vorteilhafte Ausführungsformen der Erfindung werden im folgenden näher beschrieben.

Ein sehr harter, in der Regel fest gebundener Kern aus TiC ist mit einei dünnen Schicht aus Karbiden der Gruppe Va, beispielcweise NbCj- oder Tad versehen, wobei χ < 1,0, optimal «κθ,75 bis0,85 ist. Ein derartiges Hartsloffpulverkorn ist sehr hart und weist ein.; Vickershärte von HV >3000 kp/mm² auf. Es kann auch leicht mit Hilfe von Co, Ni oder Fe gebunden werden. Die Hanmetallphase liegt in diesem System nach der Sinterung in Form von kantigen Körnern vor. Das Schichtmaterial kann ferner auch aus V₂C, Nb₂C oder Ta₂C bestehen.

Gemäß einer anderen vorteilhaften Ausführungsform ist der sehr harte Kern aus TiC mit einer Schicht von Wolfram-, Molybdän- oder Chromkarbid, also Karbiden von Metallen der Gruppe VIa, belegt, Das Hartstoffpulverkorn ist auch in diesem Falle sehr hart, obgleich Wolfram-, Molybdän- bzw. Chromkarbid etwas weniger hart als TiC sind. Das Korn kann leicht mit Co, Ni oder Fe gebunden werden. Die Hartmetallphase liegt in diesem System nach der Sinterung in Form von etwa abgerundeten Körnern vor.

Das in diesen Ausführungsfornien den Kern der Hartstoffpulverkörner bildende TiC kann auch durch andere harte Metallverbindungen, z. B. TiB₂, WB oder TiN, ersetzt werden.

Besteht die Schicht aus TaC₀,,,, so reagiert diese nicht mit den Kernen aus TiC, und die Diffusion ist ebenfalls mäßig. Die Schicht aus TaC₀,_a, die von TiC an der Oberfläche gut gebunden wird, wird auch gut von Nickelmetall genetzt, und nach der Sinterung bei

ίο 1450" C wird eine feinkörnige Hartstofflegierung erhalten. Der erhaltene gesinterte Körper weist eine Vickershärte HV3 bis zu 1600 kg/mm² auf, wenn das Bindemittelmetall weniger als 30 Gewichtsprozent ausmacht. Die Biegefestigkeit liegt über 250 kg/mm² und ist demzufolge sehr gut im Vergleich zu klassischem, sehr elastischem, aber weniger hartem zementiertem Karbid aus WC-Co, das eine Biegefestigkeit von ungefähr 250 kp/mm² und eine Vickershärte HV3 von rund 1300 kp/mm² aufweist.

ao Es hat sich ferner gezeigt, daß Schichten aus WC mit Kernen aus TiC nicht in nachteiliger Weise reagieren und daß auch die Diffusion verhältnismäßig gering ist, weshalb eine derartige Schicht aus WC auch bei hohen Temperaturen, z. B. bei etwa 1200^cC, dünn

as und wohl definiert ist. Solche Temperaturen können beispielsweise beim Drehen erhalten werden, wie mit Hilfe einer Mikrosonde näher studiert worden ist. Die Schicht aus WC wird auch sehr gut an den Oberflächen des Titankarbidkerns gebunden und kann von einer elastischen Kobaltphase durch Sinterung bei ungefähr 140O⁰C leicht gebunden werden. Die erhaltene Hartstofflegierung zeichnet sich durch große Härte, große Biegefestigkeit und große Dauerfestigkeit aus. In einem Hartmetallkörper mit der Zusammensetzung 60 Gewichtsprozent TiC, 10 Gewichtsprozent WC und 30 Gewichtsprozent Co wurden eine Vickershärte HV3 von ^i600 kp/mm² und eine Biegefestigkeit von beinahe 300 kg/mm² erhalten. Das Titankarbid liegt hierbei in Form von etwas abgerundeten

,. ►-" -"»ti vor. Werden diese Werte mit denen des bekannici. b>sitii.ä aus 87 Gewichtsprozent WC und 13 Gewichtsprozent Co verglichen, das eine Vickershärte HV3 von ungefähr 1200 kp/mm² und eine Biegefestigkeit von ungefähr 250 kp,mm² aufweist, so sind die erfindungsgemäß erzielbaren Vorteile offensichtlich. Die Karbidkorngröße beträgt dabei in beiden Systemen weniger als 3 μπι.

In den aus dem Hartstoffpulver nach der Erfindung hergestellten gesinterten Körpern kann die Bindephase auch aus Legierungen bestehen, welche andere Elemente enthalten als solche der VIII. Gruppe des Periodensystems. So können z. B. Bindephasen aus legiertem oder unlegiertem Stahl verwendet werden, wenn das Netzen und die Bindung gegenüber dem Kernmaterial auch in diesen Fällen von der aufgetragenen Schicht verbessert werden. Derartige stahlgebundene, gesinterte Körper sind z. B. als Verschleißteile verwendbar. Ferner kann ein Teil des Hartmetalls des gesinterten Körpers z. B. aus WC, Mo₂C, Cr₃C₂ oder einem gemischten Karbid des Types WC/TiC bestehen.

Die erfindungsgemäß erzislburen Vorteile können ferner auch erhalten werden, wenn ein Teil der beschichteten Kerne oder Partikeln durch feuerfeste Metallkarbidkörner oder -partikeln ersetzt werden, die durch Metalle der Eisengruppe und deren Liegerungen genetzt werden können. Beispiele für derartige netzbare Karbide sind z. B. WC, Mo₂C, Cr₃C₂, gemischte Kristalle von mindestens zwei derartigen Karbiden

sowie gemischte Kristalle (z. B. eine feste Lösung) des Systems WC-TiC. Die Menge der netzbaren feuerfesten Metallkarbide, die im Gemisch verwendbar sind, liegt beim 0 bis 10-fachen der Menge der vorhandenen, beschichteten Körner des angegebenen Typs.

In der gesinterter. Hartstofflegierung kann die Gesamtmenge an harten Metallpartikeln des angegebenen Typs im Bereich von etwa 30 bis 96 Gewichtsprozent, vorzugsweise etwa 50 bis 95 Gewichtsprozent, vorliegen, wobei das Bindemetall der Eisengruppe etwa »° 70 bis 4 Gewichtsprozent, vorzugsweise etwa 50 bis

5 Gewichtsprozent, beträgt.

Das mit dem erfindungsgemäßen Hartstoffpulver verwendbare Bindemetall beispielsweise besteht aus Eisen, Nickel und Kobalt sowie Eisenbasis-, Nickel- t5 basis- und Kobaltbasis-Legierungen. Ein Beispiel für eine Eiser-Basis-Lcgierung ist ein Stahl, der 5% Cr, 5% Mo. 0,5% C und der Rest im wesentlichen Eisen enthält. Eine Nickelbasis-Legierung ist eine, die aus 5% Cr, 5% Mo, 0,1 % C und deren Rest im wesent- *° liehen aus Nickel besteht. Ein Beispiel für eine Kobaltbasis-Legierung ist eine Verbindung mit hohem Chromgehalt, die aus 20% Cr, 5% W, 1 % C besteht, wobei der Rest im wesentlichen Kobalt ist. Es ist zu erkennen, daß eine große Vielfalt von Legierungen auf der Grund- *a lage von Eisen. Nickel und/oder Kobalt als Bindemetall verwendet werden kann.

Beispiel 1

Auf 1 kg TiC-Pulver. Korngröße < 3 μηι, ließ man WCl₆ in Gasform bei 950° C während einer Stunde einwirken. Die Analyse zeigte, daß das TiC-Pulver etwas mehr als 9 Gewichtsprozent W enthielt. Das Pulver wurde in reinem Wasserstoffgas bei 135O^CC während einer halben Stunde behandelt, und danach wurde das Pulver wieder analysiert. Nur TiC und WC-Phasen konnten in den Röntgenmessungen nach dem Guinier-Hägg-Verfahren entdeckt werden. Das belegte TiC-Pulver wurde danach während 40 Stunden in einer Trommelmühle zusammen mit 30 Gewichtsprozent Co und 2 Gewichtsprozent Wachs gemischt. Nach dem Pressen wurden eine Versinterung bei 900⁰C während einer Stunde in Wasserstoffgas und die Endsinterung bei 1420^rC während einer und einer halben Stunde unter Vakuum ausgeführt. Bei den gesinterten Körpern (zwanzig) wurden die Biegefestigkeit gemäß schwedischem Standard schwedische Informationsschrift 112 618 (nach dem Stäbe einer Länge von 20 mm, einer Dicke von 5,25 ■+ 0,25 mm und einer Breite von 6,50 -t 0,25 mm auf Stützglieder bei einer Stützweite von 15,0 ± 0,5 mm aufgebracht und zwischen den Stützgliedern bis zum Bruch belastet werden), die Porosität gemäß ASTM B 276-54 (wonach man in 3 Porositätstypen A, B und C unterteilt [A für eine Porengröße unter 10 μ; B für eine PorengröBe zwischen 10 und 40 μ und C für Poren in Gegenwart von freiem Kohlenstoff] und jeden Typ nochmals in

6 Klassen unterteilt, wobei die Klasse 1 dem kleinsten und die Klasse 6 dem größten Porositätsgrad entspricht), die Vickershärte unter Anwendung einer Last von 3 kp und die MikroStruktur bei 1500-facher Vergrößerung geprüft.

Alle Prüfungen wurden zum Vergleich auch an einem Standardkörper von TiC-30% Co durchgeführt, welcher auch gemäß dem oben erwähnten Schema behandelt werden war. Die Verbreitung der WC-Schicht wurde im einzelnen in einer Mikrosonde studiert und die Schicht erwies sich als wohl abgegrenzt und dünn.

	Tabelle I	belegtes TiC TiC (10% WC)- -30% Co
Ergebnisse	normales TiC TiC-30%Co	284 { 19 kp/mm
Biegefestigkeit	129kp/mm	A2
Porosität	große Poren B4	1598 kp/mm²
Härte HV	schwer zu messen	feinkörniges TiC weniger als 4 μ
MikroStruktur	grobe TiC-Körner oft mehr als 15 μ
	Beispiel 2

1 kg von TiC-Pulver, Größe durchschnittlich 3 μ. wurde mit 9% W-Pulver, 30% Co-PuIver und 2% Wachs gemischt, und dann in einer Trommelmühle während 50 Stunden gemischt. Pressen, Vorsinterung und Sinterung wurden gemäß Beispiel 1 ausgeführt. Die WC-Schicht wird während der Sinterung gebildet und erscheint ganz diffus im Vergleich zu Beispiel 1, wo die WC-Schicht direkt auf dem Korn vor der Sinterung gebildet wird. Nur eine unbedeutende Verbesserung der Eigenschaften wurde im Vergleich zum TiC-30%-System erhalten. Die erhaltenen Ergebnisse sind folgende:

Tabelle 2

Biegefestigkeit

Porosität

Härte

MikroStruktur

1500 · Vergrößerung

160 ± 21 kp/mm²

A3

1315 kp/mm²

TiC. 6-7 μ

Wenn man das gemäß dem Stand der Technik ausgeführte Beispiel 2 mit dem gemäß der Erfindung ausgeführten Beispiel 1 vergleicht, sieht man. daß in Beispiel 1 die Biegefestigkeit um 124 kp/mm² höher, d. h. 1,7 mal besser ist, die Härte um 283 Härteeinheiten größer und die äußerste Korngröße viel kleiner (mindestens 38% kleiner) ist.

Beispiel 3

Auf I kg WB-Pulver, Korngröße durchschnittlich 3 u.m, ließ man gasförmiges TaQ₅ und CH₄ bei 950⁰C während ungefähr einer Stande einwirken. Die Analyst zeigte, daß das WB-Pulver ungefähr 6% Ta enthielt Das Pulver wurde bei ungefähr 135O°C in Wasserstof während einer halbeu, Stande behandelt, wonach Wl und TaC-Phasen durch Anwendung von Röntgen und Mikrosondenanalysen entdeckt wurden. Das be legte WB-Pulver wurde während 50 Stunden in eine Trommelmühle mit 10% Ni und 2% Wachs gemischt Ein Körper wurde wie im Beispiel 1 hergestellt, um der Körper wurde dann bei 900° C in Wasserstol während ungefähr einer Stunde vorgesintert un schließlich bei ungefähr 1450° C während ungefär 1 bis 1 Yi Stunden in Vakuum gesintert. Der geeinter K örper wurde im Vergleich zu einen) Standardkörpe der WB-10% Ni enthielt, wie im Beispiel 1 geprül

Die erhaltenen Ergebnisse sind folgende: Tabelle

Zusammensein jng

Biegefestigkeit
Porosität

nicht belegtes WU belegtes WB WB - 10% Ni WB(TaC 6?,,) 10",, Ni

34kp/mm* 246 _; I8kp/mm²

114

B4

(Grobe Körner)

Λ

Härte

Mikrosturktur
bei 1500 χ

(o

schwer zu messen

Grobe WB-Körner, im allgemeinen mehr als I5u

l670kp/mm²

Feinkörniges WH im allgemeinen weniger als 4 μ

Der TaC-Belag auf dem WB-Kern entsprach dei l-ormel MeC_x mit .v kleiner als I, und zwar ungefäh ίο 0,75 bis 0,85.

Claims

Patentansprüche:

1. Aus Karbid, Nitrid und/oder Borid bestehendes Hartstoffpulver zur Verwendung als Ausgangsmaterial für die Herstellung von metallgebundenen Hartstofflegierungen auf dem Sinterwege, bei dem das einzelne Pulverkern! aus einem Kern und einer diesen Kern umhüllenden Schicht aus Karbiden der Metalle Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram besteht, dadurch gekennzeichnet, daß der Kern aus Karbiden eines oder mehrerer der Metalle Titan. Zirkonium, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal und/oder aus Nitriden oder Boriden eines oder mehrerer der Metalle Titan. Zirkonium, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom. Molybdän und Wolfram besteht und daß die Karbide der den Kern umhüllenden Schicht nach der Formel Me₂C oder MeC_x (mit .v · 1) zusammengesetzt sind und die Karbide der Formel MeC., eine kubische Struktur besitzen, mit der Maßgabe, daß Schicht und Kern eine voneinander verschiedene Zusammensetzung haben.

2. Hartstoffpulver nach Anspruch 1. dadurch gekennzeichnet, daß .v in der Formel MeCj- einen Zahlenwert von 0,85 bis zu dem unteren Zahlenwert hat, der von der Phasengrenze des kubischen Karbids bestimmt wird, das den geringsten Kohlenstoffgehalt hat.

3. Hartpulver nach Anspruch 1 oder 2, dadurch g/kennzeichnet, daß .v in der Formel MeCr einen Zahlenwert von 0,70 bis 0,85, vorzugsweise von etwa 0,75, besitzt.

4. Verfahren zur Herstellung eines Hartstoffpulvers nach Ansprüchen 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Pulver, dessen einzelne Körner aus einem Karbid eines oder mehrerer der Metalle Titan. Zirkonium, Hafnium. Vanadium, Niob, Tantal und/oder aus Nitriden oder Boriden eines oder mehrerer der Metalle Titan, Zirkonium. Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom. Molybdän und Wolfram bestehen, in Kontakt mit einem oder mehreren Halogeniden der Metalle Vanadium. Niob. Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram bringt, mit der Maßgabe, daß das oder die Halogenide so ausgewählt werden, daß die auf den Pulverkörnern durch Umsetzung mit dem Halogenid bzw. den Halogeniden erzeugte Karbidschicht eine andere Zusammensetzung hat als die Pulverkörner.

5. Verfahren nach Anspruch 4. dadurch gekennzeichnet, daß man das zur Herstellung des Hartstoffpulvers verwendete Ausgangspulver in einer reduzierenden Atmosphäre mit einem in gasförmigem Zustand vorliegenden Halogenid in Kontakt bringt.

6. Verfahren nach Ansprüchen 4 und 5. dadurch gekennzeichnet, daß man das zur Herstellung des Hartstoffpuher* verwendete Ausgangspulver zunächst in einer ersten Stufe in einer reduzierenden Atmosphäre und danach in einer zweiten Stufe in einer kohlcnsvasserstoffhaltigen Atmosphäre mit einem in gasförmigem Zustand vorliegenden Halogenid in Kontakt bringt.

Die Erfindung betrifft ein aus Karbid, Nitrid und/ oder Borid bestehendes Hartstoffpulver zur Verwendung als Ausgangsmaterial für die Herstellung von metallgebundenen Hartstofflegierungen auf dem Sinterwege, bei dem das einzelne Pulverkorn aus einem Kern und einer diesen Kern umhüllenden Schicht aus Karbiden der Metalle Vanadium, Niob, Tantal, Chrom. Molybdän und Wolfram besteht, und sie betrifft ferner ein Verfahren zu dessen Herstellung.

ίο Die immer größeren Ansprüche an Konstruktionsund Hochtemperaturmaterialien in der modernen Technologie erfordern indirekt neue Hartstofflegierungen zur Bearbeitung dieser Materialtypen. Die Entwicklung geht in Richtung härterer HartstofflegierungLMi wobei jedoch deren vergleichsweise geringe Elastizität ein Problem ist. Ferner sind auch härtere Verschleißteile als die gegenwärtig v;-iwendeten erwünscht.
Es ist schon lange bekannt, daß zahlreiche, in Hartstofflegierungen verwendbare, sehr harte Metallverbindungen, z. B. Titankarbid, Titanborid und Wolframbond, nur unter sehr großen Schwierigkeiten von einer elastischen Metallphase gebunden werden können. Hartstofflegierungen, die diese sehr harten Metailverbindungen enthalten, haben sich daher als sehr spröde erwiesen und keine industrielle Anwendung gefunden. Da andererseits diese harten Metallverbindungen in der Regel sehr billig sind, ist es von großer Bedeutung, sie und zahlreiche Verbindungen vergleichbaren Typs als Bestandteile in Hartstofflegierungen verwenden zu können. Für Werkstoffe mit verbesserten Eigenschaften in bezug auf z. B. Schneidhaltigkeit und Rotgluthärte von Schneidlegierungen oder Warmfestigkeit, Zunder- und Dauerstandsverhalten von Hochtemperaturlegierungen sind auch bereits schmelzmetallurgisch herstellbare Hartmetalle bekannt, die z. B. aus 9 bis 70 Volumprozent eines Gemenges aus 20 bis 60 Volumprozent Vanadiumkarbid und 40 bis 80 Volumprozent Titankarbid, Rest Bindemetallegierung auf der Basis von Eisen, Cobalt und/oder Nickel mit weiteren Legierungskomponenten, bestehen.

Aus der österreichischen Patentschrift 261 920 ist auch bereits ein unter anderem aus Karbid. Nitrid und/oder Borid bestehendes Hartstoffpulver des angegebenen Typs bekannt, bei dem das einzelne Pulverkorn aus einem Kern und einer diesen Kern umhüllenden Schicht, die Karbide der Metalle Vanadium, Tantal, Chrom, Molybdän oder Wolfram enthält, besteht. Es sind große Anstrengungen gemacht worden, um das Netzen und die Bindung der obenerwähnten harten Verbindungen durch Zusatz von Metallen des verschiedensten Typs zur Bindephase zu verbessern. Das zugesetzte Metall kann unter gewissen Bedingungen eine Mischkarbidschicht auf den festen Hartmaterialien während der Sinterung bilden. Dieses bekannte Verfahren ergibt jedoch eine zu diffuse Oberflächen· schicht auf dem Hartmaterial, und die Bindung wire nicht nennenswert verbessert. Als einziges erfolgreiche! derartiges System ist das System TiC-Ni(Mo) bekannt geworden, wobei Molybdän oder Molsbdänkarbidi zum Nickelmeiall vor der Sinterung zugesetzt werdet und das TiC-IPulvcr völlig frei von Molybdän ist. E ist ferner bekannt, Molybdännietall zu einem Hart mctallsystem. das TiC enthält, in der Weise zuzusetzen

*5 daß das Mo-Metall vor der Sinterung auf den TiC Kernen abgesetzt wird, was zu einer verbesserten Ver teilung von Mo im System führt. Dieses Verfahre f.!och nur dir nnbed "iitencie Vcrbesserun