DE2136244A1

DE2136244A1 - Hartmetall und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE2136244A1
Application number: DE19712136244
Authority: DE
Inventors: Erwin Prof Beaverton Oreg Rudy (V St A) C22c 35 00
Original assignee: Aerojet General Corp
Current assignee: Aerojet Rocketdyne Inc
Priority date: 1970-07-29
Filing date: 1971-07-20
Publication date: 1972-02-10
Also published as: ATA636571A; DE2136244B2; CA970999A; US3725055A; DE2136244C3; AT329290B

Description

BiTCkiTAkiu/ϊΐτ.: ⁸⁹°2 AUGSBURG-GÖGGINGEN, den 20 ·7 .1971

PATENTANWÄLTE _v. _Eichendorff. straße 10

DR. ING. E. LIEBAU UnserZeichen A838ODr.Lb/_P

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DIPLING. G. LIEBAU ο loco//

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Aerojet - General Corporation 9100 East Flair Drive

El Monte California 917 34 / USA

Hartmetall und Verfahren zu dessen Herstellung

Herkömmliche Sintercarbide für Werkzeuge bestehen aus einer mechanisch pulverisierten harten Carbidphase, die in einer Grundmasse (Bindemetall) aus einem Metall der Eisengruppe, gewöhnlich Kobalt oder Nickel, dispergiert ist. Die ßindemetallphase trägt zur Zähigkeit aes Verbundmetalls bei und dient ferner als Hilfsmittel beim Sintern. Der Verlust an Festigkeit von Bindemetall- ^ ha sen aus Metallen der Eisengruppe bei verhu/Ltnismässig niedrigen Temperaturen kann zur Folge haben, daß der v/ärvnevarschleiiS üer vorherrschende VerschleLimechanismus Lei hohen Schnittgeschwindigkeiten und bei abgenutzten Werkzeugen wird und die niedrigen Schmelztemperaturen dieser öindemetallphasen schliessen ferner ihre Verwundung als versoti.l3ei·.feste Materialien bei Temperaturen oi.eii.alb etwa 800° bis 10OiJ⁰C aus.

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BAD ORIGINAL

Erfindungsgemässe Hartmetalle haben eine mechanische Stoßfestigkeit, die im Vergleich zu den herkömmlichen Hartmetallwerkzeugen mit Kobalt als Bindemetall günstig ist, enthalten jedoch eine wesentlich höherschmelzende Metallphase. Die gute Stoßfestigkeit wird durch die Bildung einer feinkörnigen, streifigen Feinstruktur mit einer harten Monocarbidphase und einer feuerbeständigen Metallphase erhalten.

Die erfindungsgemässen Hartmetalle werden durch Legierungskombinationen auf Basis von Tantal, Wolfram und Kohlenstoff gebildet und haben eine feinkörnige streifige Feinstruktur, die aus einer quasibinären eutektoiden Disproportionierung einer Vorlaufer-Subcarbidphase stammt. Die streifige Struktur besteht aus einem Monocarbid und aus einer Metallphase, welch letztere reich an Wolfram ist und zur Zähigkeit des Hartmetalls beiträgt. Die Monocarbidphase des Hartmetalls ist reich an Tantal. Das erfindungsgemässe Hartmetall weist bei einer seiner Ausführungsformen Körner aus Prirnärcarbid auf, die über das ganze streifige eutektoide Gefüge dispergiert sind. Es wird angenommen, daß die vermengten Primärcarbidkörner die Schneidwirkung des Kartmetalls verbessern, wenn es als Maschinenwerkzeug verwendet wird.

Der erfindungsgemässe Hartmetall-Heissel hat eina Komplexe Zusammensetzung aus feuerfesten Metallen und Kohlenstoff, wobei die Grundzusammensetzung Tantal-Wolfram-Kohlenstoff ist, wahlweise legiert mit bestimmten qualitätsverbessernden Materialien, wie z.B. Niob, Vanadium, Titan, 3ir*K.on, Hafnium und Chrom, einzeln oder in Kombination. Das ,/olfram kann in der Grundzusammensetzung teilweise durch Molybdän substituiert werden. Das Hartmetall kann ausser seiner streifigen Feinstruktur in bestimmten Zusammensetzungen

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BAD ORJQtNAL

kleine Mengen (5 bis etwa 25 Volumprozent)einer Primärmonocarbidphase, einer Metallphase und/oder einer Subcarbidphase enthalten, wobei die beiden erstgenannten Phasen zusammen mit der Vorläufer-Subcarbidphase gebildet werden, die durch Disproportionierung die gewünschte streifige Feinstruktur ergeben. Es können Mengen eines Subcarbids, das entweder an Tantal oder an Wolfram reich ist, als Folge der bivarianten (mit zwei Freiheitsgraden) Disproportionierung in Legierungen mit nicht eutektoiden Zusammensetzungen vorhanden sein.

Weitere Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden näheren Beschreibung in Verbindung mit den beiliegenden Zeichnungen und zwar zeigen:

Fig. 1 ein ternäres System, welches gewünschte Zusammensetzungsbereiche für die erfindungsgemässen Ta-W-C-Basislegierungen zeigt;

Fig. 2 ein Mikrogefügebild einer typischen Tantal-Wolfram-Kohlenstoff -Legierung (Ta (37)-W (3O)-C (33) Atomprozent) mit einer 2500-fachen Vergrösserung und innerhalb des bevorzugten Bereiches E, F, G, H des Zusammensetzungsdiagramm der Fig, I, wobei das Subcarbid im wesentlichen vollständig disproportioniert ist;

Fig. 3 zeigt ein Mikrogefügebild mit einer 1000-fachen Vergrösserung einer zweiten Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Legierung von etwas verschiedener Zusammensetzung (Ta (38) - W (34) - C (28) Atomprozent) innerhalb des Bereiches A, B, C, D, jedoch unterhalb des Bereiches E, F, G, H der Zusammensetzung von Fig. 1 fallend, wobei ein Metalllegierungs/carbid-Eutektikum über das ganze streifige Feingefüge

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dispergert ist und

Fig. 4 zeigt ein Mikrogefügebild mit einer 1800-fachen -Vergrösserung einer dritten Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Legierung von einer etwas anderen Zusammensetzung (Ta (38) - W (27) - C (35) Atomprozent) innerhalb des Bereiches A, B, C, D, jedoch oberhalb des Bereiches E, F, G, H des Zusammensetzungsdiagramms der Fig. 1 fallend, bei welcher Binärmonocarbidkörner über die ganze streifige eutektoide Feinstruktur dispergiert sind.

In den Mikrogefügebildern der Fig. 2, 3 und 4 ist das Carbid hell und die Metallegierung dunkel.

Die Basislegierungszusammensetzungen, welche die gewünschte Feinstruktur ergeben, sind in dem Dreistoff-Diagramm der Fig. 1 angegeben. Die bevorzugten erfindungsgemässen Carbidlegierungen haben Basislegierungszusammensetzungen, die innerhalb des kleineren schraffierten Bereiches E, F, G, H der Fig. 1 fallen. Die in den Legierungen des Bereiches E, F, G, H gebildeten Carbidzusammensetzungen sind durch eine im wesentlichen vollständige Disproportionierung der Vorlaufer-Subcarbidphase gekennzeichnet, die oberhalb der eutektoiden Zersetzungstemperatur besteht. Die bevorzugten Carbidlegierungszusammensetzungen, Wolfram, Tantal und Kohlenstoff in den Atomprozentsätzen des Bereiches E, F, G, H der Fig. 1 werden dadurch hergestellt, daß die Legierungen geschmolzen und rasch abgekühlt werden. Das primäre Kristallisationsprodukt ist eine im wesentlichen homogene feste Metallsubcarbidphaee, welche beim weiteren Abkühlen zu der gewünschten streifigen Feinstruktur disproportioniert, welche die vorerwähnte Metall- und Monocarbidphase bildet. Die aus der Disproportionierung erhaltene Monocarbidphase enthält gewöhnlich H5 % bis 55 %

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*■ Q M

Tantal, 2 % bis 10 % Wolfram und etwa <+5 % Kohlenstoff. Die feuerfeste Metallphase der streifigen Feinstruktur enthält 80 % - 98 % Wolfram, 2 % bis 20 % Tantal und etwa 0,5 % Kohlenstoff, welche Prozentsätze als Atomprozent zu verstehen sind.

Der grössere eingeschlossene Bereich A, B, C,D und insbesondere der ringförmige Bereich, der zwischen dem äusseren Rahmen A, B, C, D und dem inneren Rahmen E, F, G, H liegt, umfaßt Zusammensetzungen mit einem vorwiegend streifigen Feingefüge, können jedoch irgendein primäres Monoca± >id auf der kohlenstoff reichen Seite (oben), primäre Metallegierungen auf der metallreichen Seite (unten) und Subcarbide auf der rechten und auf der linken Seite enthalten. Es wurde erwähnt, daß zusammengesetzte Carbide mit Zusammensetzungen innerhalb der inneren eingerahmten Fläche E, F, G, H eine im wesentlichen zu 100 % streifige Struktur hat. Ein zusammengesetztes Carbid, das aus einer Schmelze hergestellt wird, die eine Atomprozentzusammensetzung ausserhalb der inneren Fläche E, F, G, H und unmittelbar darüber, jedoch innerhalb der grösseren Fläche A, B, C, D hat, besitzt eine abweichende Feinstruktur. Die anfängliche Erstarrung führt zur Bildung von primärem Monocarbid, das über eine ganze Metallsubcarbid-Matrix dispergiert ist. Beim weiteren Abkühlen disproportioniert die Subcarbidphase (jedoch nicht das primäre Monocarbid) unter Bildung der gewünschten streifigen Feinstruktur, bestehend aus der feuerfesten Metallphase und der Monocarbidphase. Das primäre Monocarbid, das aus der anfänglichen ERstarrung der Schmelze erhalten wird, ist von der Disproportionierung unbeeinflußt und mit der ganzen streifigen Feinstruktur vermengt. Wenn die gewählten Zusammensetzungen unterhalb des inneren Bereiches E, F, G, H, jedoch innerhalb des grösseren Bereiches A, B, C, D, fallen,

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enthält die endgültige Feinstruktur die vertrauten streifigen Aggregate, die in einer Metall- und Carbid-eutektischen Feinstruktur dispergiert sind. Wenn sich die Atomprezente der Zusammensetzungen entweder auf der rechten oder auf der linken Seite des inneren Bereiches E.,F,G,H und innerhalb des grösseren Bereiches A, B, C, D befinden, ist das erste Produkt der Erstarrung der Schmelze die vertraute feste Metallsubcarbidphase. Wenn die Zersetsungstemperatur des Subcarbids beim weiteren Abkühlen erreicht wird, entsteht das typische streifige Gefüge, das jedoch für diese Zusammensetzungen nicht . allein aus Metall- und Monocarbidphase besteht, sondern auch Subcarbid enthält, d.h_a bei Zusammensetzungen, die nicht mit der eutektoiden Zusammensetzung zusammenfallen oder sich in deren unmittelbarer Nähe befinden, ist die Zersetzung temperatur-konzentrationsabhängig (bivariant) und führt nicht zu einem vollständigen Verbrauch des Subcarbids durch Disproportionierung.

Der erfindungsgemässe Carbid-Metall-Verbundstoff wird vorzugsweise durch Schmelzen und Gießen hergestellt, um die feinkörnige streifige Feinstruktur zu erhalten. Eine typische feinkörnige₉ vollständig disproportionierte, streifige Feinstruktur ohne jeden primären Bestand-) teil ist in Fig. 2 dargestellt. In dem Mikrogefügebild ist die Metallphase dunkel und erscheint die Carbidphase hell, Der in dem Mikrogefügebild der Fig. 2 dargestellte Carbidverbundstoff war eine Zusammensetzung aus Tantal, Wolfram und Kohlenstoffs die in den inneren Bereich E, F₉ G, H das Diagramms der Fig» 1 fiel. Das iiikrogefügebild der Fig. 3 ist typisch für die erfindungsgemässen Carbidverbundstoffe, die unter den inneren Bereich E, F, G, H, jedoch in den äusseren Bereich A, B, C, D des in Fig. 1 dargestellten Dreistoffsystems fallen. Das Mikrogefügebild nach Fig. H ist typisch für erfindungs-

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gemässe Metall-Carbid-Verbundstoffe, die oberhalb des inneren Bereiches E, F, G, H, jedoch innerhalb des Aussenbereiches des Diagramms der Fig. 1 fallen. Das Mikrogefügebild der Fig. M· zeigt primäres Monocarbid in Vermengung über das ganze disproportionierte, feinkörnige streifige Eutektoid aus Monocarbid- und aus einer Metallegierungsphäse. In Fig. 4 ist das Carbid ebenfalls hell, während die Metallegierung dunkel erscheint.

Der erfindungsgemässe Carbid-Metall-Verbundstoff kann auch aus pulverförmigem Material durch Warmpressen oder durch Kaltpressen und Sintern, vorzugsweise mit Zusatz von preßerleichternden Mitteln (sintering aids) hergestellt werden. Die Ausgangspulver können Carbide und Metalle sein, die in gewünschten Mengen gemischt sind, jedoch vorzugsweise aus vorlegiertem Material bestehen, das durch geschmolzener und rasch abgekühlter Legierungen von der gewünschten Zusammensetzung hergestellt wird.

Es ist unabhängig von dem angewendeten Herstellungsverfahren wichtig, daß die erfindungsgemässen Legierungen während der Herstellung ausreichend rasch abgekühlt werden, beispielsweise um mindestens 20⁰C je Sekunde, um die gewünschte geringe Korngrösse zu erhalten. Das Abkühlen mit einer zu niedrigen Geschwindigkeit·-ergibt ein grobkörniges Produkt, während je nach der Zusammensetzung der Metallegierung eine zu rasche Abkühlung die Disproportionierung unterdrücken kann.

Die erfindungsgemässen Dreistofflegierungen können durch Legieren mit bestimmten anderen Metallen modifiziert und

*) Vermählen

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verbessert werden. So kann das Wolfram teileise durch-Molybdän ersetzt werden (beispielsweise bis zur Hälfte des-Atomprozentsatzes des Wolframs, z.B. 20 Atomprozent der Basislegierung,) ohne daß die Leistung als Maschinenwerkzeug nachteilig beeinflußt wird. Kleinere Mengen Chrom, bis zu 5 Atomprozent, können ebenfalls für Wolfram substituiert werden. Niob, Vanadium, Titan, Zirkon und Hafnium können für Tantal entweder einzeln oder in Kombination mit Mengen bis zu etwa 20 Atomprozent der Basislegierung substituiert werden. Die

. Zusammensetzung der erfindungsgemässen Basislegierung mit den vorgenannten vorteilhaften Legierungsmetallen weist gewöhnlich mindestens SO Atomprozent des erfindungsgemässen Carbid-Metall-Verbundstoffes auf. Andere Elemente, die hinsichtlich der Schneidleistung im wesentlichen inert sind, können den Grundzusammensetzungen mit Mengen zugesetzt werden, welche die Grunddisproportionierungsreaktionen nicht beeinträchtigen, die zur Bildung der streifigen Feinstruktur notwendig sind. Die Gesamtkonzentration dieser inerten Elemente kann sogar bis 10 Atomprozent des Carbid-Metall-Verbundstoffes betragen. Im allgemeinen wird jedoch die Menge dieser inerten Bestandteile auf weniger als drei Atompro-

} zent gehalten.

Der erfindungsgemässe Carbid-Metallegierungs-Verbundstoff hat gewöhnlich Schmelztemperaturen um 3000⁰C ha?um. Diese Temperaturen stellen wesentliche Verbesserungen gegenüber den Schmelztemperaturen von 1400⁰C der herkömmlichen Kobalt-Meissel.

Beispiele
Bei der Herstellung des erfindungsgemässen Carbid-Metall-

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Verbundstoffes werden die Ausgangsmaterialien, die z.B. aus TaC, W₃C, W, Ti, Nb, V und C in Pulverform bestehen können, werden gemischt, um die gewünschte Zusammensetzung zu erhalten, und in den Tiegel eines Lichtbogenofens gegeben. Unter Helium und vermindertem Druck werden die Pulver dann im Lichtbogen geschmolzen und rasch unter die Disproportionierungstemperatur abgekühlt, wodurch die streifige Struktur erhalten wird. Gewöhnlich geschieht die Disproportionierung im Bereich von 2 7OO°C bis etwa 1800⁰C. Die Gußlegierungen werden dann auf die gewünschte Gestalt des Meisseis maschinengeschliffen und in Versuchen verwendet, um die Spanabnahmegeschwindigkeit bei einem herkömmlichen BearbeitungsVorgang zu ermitteln. Das durch die erfxndungsgemässen Carbidlegierungen geschnittene Prüfmaterial war korrosionsbeständiger Stahl von der Type 317 in Form von zylindrischen Stäben mit einem Durchmesser von 75 mm (3 ") und einer Länge von 45 cm (18 "). Die Oberfläche wurde mit einer Tiefe von 1,27 mm (0,050 ") vor dem Prüfen der Versuchslegierungen abgetragen. Bei dem Standardtest wurde der Stahlstab mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 122 m je Minute (400 sfm) mit einer Schnitt- bzw. Spantiefe von 1,27 mm (0,050 ") und einer Vorschubgeschwindigkeit von 0,25 mm (0,010 ") je Umdrehung geschnitten. Die Meisse!geometrie für den Standardtest war wie folgt:

Neigungswinkel 0°, Spanwinkel 5°, seitlicher Hinterschlief f winkel 5°, End-Hinterschliffwinkel 5°, Seiter spiel-Endwinkel (side clearance end angle) 25°.

Meissel, die aus dem erfxndungsgemässen Carbid-Metall-Verbundstoff geformt wurden, welcher in der vorangehend beschriebenen Weise durch Herdguß und Formung in eine bestimmte Meisselform hergestellt wurde, wurden mit handelsüblichen top grade Meissein vom Typ C-2 und C-50

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- ίο -

verglichen. Die Ergebnisse dieser Versuche sind in Tabelle I zusammen mit den besonderen Zusammensetzungen der verschiedenen geprüften erfindungsgemässen Carbidlegierungen angegeben. Die Bearbeitungsversuche mit den jeweiligen Prüf- und Vergleichswerkzeugen wurden bis zu einer Verschleißtiefe von 0,40 mm (0,016 ") durchgeführt, wenn nicht anders in der Tabelle I angegeben.

Tabelle I

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Tabelle I MeisSeizusammensetzungen und Schneidversuchsergebnisse Zusammensetzung (Atomprozent)

Ti-Zr-Hf-V-Nb-Ta-Cr-Mo-W-C 12 4

6 2 2 3·+

18 5

4 6 31 c

handelsübliches Carbid Typ C-50 handelsübliches Carbid Typ C-2

21	35
27	29
25	29
28	28

	Standzeit	nun	,30
Min.	Verschleiß	0
42	,012
36			,43
26		0
30	,017
40

Standard-Versuche mit korrosionsbeständigem Stahl vom Typ 347 bei 122 m/Min. Umfangsgeschwindigkeit (400 sfm), 127 mm (0,050 ") Schnittiefe, 0,25 mm (0,010 *) Vorschub/Umdrehung und 0,40 mm (0,016 "} Schneidrücken (Standard-Standzeit), mit den erwähnten 'Ausnahmen.

Claims

Patentansprü ehe;

1. Carbid-Metall-Verbundstoff mit einer BasisIegierungszusammensetzung aus Tantal, Wolfram und Kohlenstoff, die eine feinkörnige streifige Feinstruktur aufweist, welche aus der Disproportionierung einer Metallsub- * carbidphase stammt', welche streifige Feinstruktur dadurch gekennzeichnet ist, daß sie eine Monocarbidphase und eine Metallphase besitzt, welch letztere, reich an Wolfram ist und zur Zähigkeit des Verbundstoffes beiträgt, während die Monocarbidphase Tantal als Grundmetall hat.

2. Verbundstoff nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Basislegierungszusammensetzungen,-die innerhalb des Bereiches A, B, C, D des Dreistoffdiagramms nach Fig. 1 ausgewählt sind.

3. Verbundstoff nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Basislegierungszusammensetzungen, die innerhalb des Bereiches E, F, G, H des Dreistoffdiagramms nach Fig. 1 ausgewählt sind.

Verbundstoff nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine Feinstruktur, die der im Mikrogefügebild nach Fig* 2 gezeigten im wesentlichen ähnlich ist.

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5. Verbundstoff nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine Feinstruktur, die der im Mikrogefügebild nach Fig. 3 gezeigten im wesentlichen ähnlich ist.

6. Verbundstoff nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine Feinstruktur, die der im Mikrogefügebild nach Fig.¹+ gezeigten im wesentlichen ähnlich ist.

7, Verbundstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Basislegierungszusammensetzung mit Legierungsubstxtuenten oder Zusätzen mindestens 90 Atomprozent des Verbundstoffes bildet.

8. Verbundstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Molybdän in Mengen bis zu 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung für Wolfram substituiert ist.

9. Verbundstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Legierungselement, das aus der Gruppe ausgewählt ist, welche aus Niob, Vanadium, Titan, Zirkon und Hafnium oder einer Kombination hiervon ausgewählt ist, teilweise für Tantal substituiert ist, welche Legierungselemente bis zu 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bilden.

10, Verfahren zur Bearbeitung eines Gegenstandes mit einem

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Carbidmeissel von feinkörniger streifiger Feinstruktur, gekennzeichnet durch eine Monocarbidphase und eine Metallphase, die aus einer BasisIegierungszusammensetzung aus Tantal, Wolfram und Kohlenstoff gebildet worden sind und aus einer Disproportionierung einer Metallsubcarbidphase stammen, welche Metallphase reich an Wolfram ist und zur Zähigkeit des Verbundstoffes beiträgt, während die Monocarbidphase Tantal als Grundmetall hat.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Feinstruktur des Metall-Carbid-Verbundstoffes der im Mikrogefügebild der Fig. 2 gezeigten im wesentlichen ähnlich ist.

12. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Feinstruktur des Metall-Carbid-Verbundstoffes der im Mikrogefügebild der Fig. 3 gezeigten im wesentlichen ähnlich ist.

13. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Feinstruktur des Metall-Carbid-Verbundstoffes der im Mikrogefügebild der Fig. 4 gezeigten im wesentlichen ähnlich ist.

Verfahren nach Anspruch 10, gekennzeichnet durch eine Tantal-Wolf ram-Kohlenstoff-Basislegierungssusansnen« setzunga die innerhalb des Beraielies Α_$ B₁ G_s D Φ=3 DreistoffGliag^aniins in Fig_s 1 ausgewählt ist,

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15. Verfahren nach Anspruch 10, gekennzeichnet durch Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Basislegierungszusammensetzungen, die aus dem Bereich E, F, 6, H des Dreistoff diagramms der Fig. 1 ausgewählt sind.

16. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-BasisIegierungszusammensetzung mit den vorteilhaften Legierungssubstituenten mindestens 90 Atomprozent des Verbundstoffes bilden.

17. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß Molybdän in Mengen bis zu 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung für Wolfram substituiert wird.

18. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß ein Legierungseleonent, das aus der Gruppe ausgewählt ist, welche aus Niob, Vanadium, Titan, Zirkon und Hafnium oder einer Kombination hiervon besteht, teilweise für Tantal substituiert wird, welche Legierungselemente bis zu 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bilden.

19. Verfahren zur Herstellung eines CArbid-Metall-Verbund-Stoffes, dadurch gekennzeichnet, daß
eine Schmelze aus einer Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Basislegierung gebildet wird, deren Zusammensetzung

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aus dem Bereich A, B, C, D des Dreistoffdiagramms der Fig. 1 ausgewählt ist, und

diese Schmelze rasch abgekühlt wird, um eine feste Metallsubcarbidphase zu bilden, und die Abkühlung fortgesetzt wird, um die Subcarbidphase zu disproportionieren, so daß eine streifige Feinstruktur mit einer Monocarbidphase und einer Metallphase erhalten wird, wobei die Metallphase reich an Wolfram ist und zur " Zähigkeit des Verbundstoffes beiträgt, während die

Monocarbidphase Tantal als Grundmetall hat.

20. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Basislegierungszusammensetzungen aus dem Bereich E, F, 6, H des Dreistoffdiagramms der Fig. ausgewählt werden.

21. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Feinstruktur des Metall-Carbid-Verbundstoffes der im Mikrogefügebild der Fig. 2 gezeigten im wesentlichen ähnlich ist.

22. Verfahren nach Anspruchl9, dadurch gekennzeichnet, daß die Feinstruktur des Metall-Carbid-Verbundstoffes der im Mikrogefügebild der Fig. 3 gezeigten im wesentlichen ähnlich ist.

23. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Feinstruktur des Metall-Carbid-Verbundstoffes der im Mikrogefügebild der Fig. 4.gezeigten im wesentlichen

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ähnlich ist.

24. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Basislegierungszusammensetzung einschließlich der vorteilhaften Legierungssubstituenten mindestens 90 Atomprozent des Carbid-Metall-Verbundstoffes bilden.

25. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß Molybdän in Mengen bis zu 20 Atomprozent der
Basislegierungszusammensetzungen für Wolfram substituiert wird.

26. Verfahren nach Anspruch'19, dadurch gekennzeichnet, daß ein Legierungselement, das aus der Gruppe ausgewählt ist, welche aus Niob, Vanadium, Titan, Zirkon und Hafnium oder einer Kombination hiervon besteht, teilweise für Tantal substituiert wird, welche Legierungselemente bis zu 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzungen bilden.

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