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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung zäher, verschleißfester Formkörper mit einem gesinterten, durchdringungsfesten Teil, welches Hartmetallteilchen aufweist, die an eine Matrix aus nichtrostendem Stahl gebunden und im wesentlichen innerhalb dieser Matrix angeordnet sind, wobei das durchdringungsfeste Teil mindestens teilweise in eine weitere Matrix aus Gußstahl eingebettet und an letztere gebunden ist, durch Verpressen eines Gemisches aus den Hartmetallteilchen und einem Sinterstahlpulver aus nichtrostendem Stahl zu einem Preßling, Sintern des Preßlings und Gießen einer Stahlschmelze um den Preßling. Diese Formkörper können insbesondere als verschleißfeste Gußteile für Erdbearbeitungsmaschinen und durchdringungsfeste Sicherheitseinrichtungen verwendet werden.
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Um die Lebensdauer von z.B. Baggerzähnen und ähnlichen Formkörpern zu verlängern, die starkem Verschleiß durch Abschliff, Stoßbelastung, Temperaturänderungen, Vibration und Korrosion unterworfen sind, wurde bereits vorgeschlagen, gesinterte Hartmetallteilchen aus Kobalt-gebundenem Wolframcarbid in eine Gußstahlmatrix einzubetten und zu entsprechenden Formkörpern zu vergießen (US-PS 40 24 902 und 41 40 170).
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Diese bekannten Gießtechniken sind jedoch mit Problemen verbunden, wenn Gußteile mit vergleichsweise dünnen Querschnitten hergestellt werden sollen oder wenn gewünscht wird, Carbidteilchen auf der Oberfläche eines sich senkrecht erstreckenden Ansatzes sowie eines waagerechten Bereichs eines Gußteils anzubringen, weil der direkte Kontakt zwischen der Gußeisenschmelze und den Hartmetallteilchen zur oberflächlichen Auflösung der Hartmetallteilchen und damit auch zur Verringerung ihrer Teilchengröße führt.
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Um die Auflösung der Carbidteilchen während des Gießens sowie die entstehende spröde Eta-Phase (M6C- oder M12C-Carbid mit einem Gehalt an Wolfram und Eisen), die an den Carbid- Stahl-Grenzflächen erzeugt wird, möglichst gering zu halten, sollten die Hartmetallteilchen eine Größe von mindestens 3,175 mm haben. Die Erhöhung der Teilchengröße vermindert die Carbid-Stahl-Grenzfläche. In schmalen Bereichen eines Gußteils mit einer Dicke, die nur leicht größer ist als die Größe des Carbids, können die Carbide jedoch im Verein mit der Form bewirken, daß das zwischen den Carbiden fließende geschmolzene Metall schnell und übermäßig abgeschreckt wird, wodurch diese dünnen Bereiche der Form unvollständig ausgefüllt werden.
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Es ist auch unpraktisch, große Hartmetallteilchen entlang eines senkrechten Bereichs eines Gußteils gleichmäßig dispergiert zu halten, ohne diesen Bereich mit Carbid vom Boden an aufzufüllen, um die Carbide während des Gießens ortsfest zu halten. Dies kann zu den vorgenannten Hohlräumen und/oder zu unvollständigem Ausfüllen wegen des übermäßigen Abschreckens der Schmelze führen.
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Gemäß der AU-PS 31 362/77 wird versucht, die vorgenannten Gießprobleme dadurch zu vermeiden, daß ein hitzebehandlungsfähiges niedriglegiertes Stahlpulver zusammen mit einem Wolframcarbidpulver oder einem aus einer festen Wolfram- Molybdän-Lösung bestehenden Carbidpulver vermahlen wird und anschließend zu einem aus dem entstehenden Gemisch bestehenden Preßling bis zu im wesentlichen vollständiger Dichte verpreßt und gesintert wird. Niedriglegierter Stahl wird dann um den gesinterten Stahl-Carbid-Preßling unter Bildung eines fertigen Teils gegossen. Dieses australische Patent beschränkt jedoch die verwendeten Stahlpulver auf Stahl mit niedrigem Chromgehalt.
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Aus der DE-OS 26 30 932 sind verschleißfeste Verbundwerkstoffe und daraus hergestellte Formkörper sowie Verfahren zu ihrer Herstellung bekannt, wobei ein Gemisch aus Hartmetallteilchen und einem Sinterstahlpulver aus nichtrostendem Stahl verpreßt und der Preßling gesintert wird. Das Gewichtsverhältnis Hartmetall/Sinterstahl-Matrix beträgt dabei 1 : 1 bis 1 : 0,1. Das Hartmetall wird gemäß Beispiel 1 dieser Druckschrift in Form von Kugeln mit einem Durchmesser von 10 mm verwendet. Das Gemisch aus Hartmetall und Sinterstahl wird bei diesem bekannten Verfahren bei einem Druck von 80×106 bis 400×106 Pa bei Raumtemperatur isostatisch verpreßt und bei einer Temperatur von 1000 bis 1400°C in einer inerten Gasatmosphäre gesintert. Indessen ist ein Umgießen der gemäß dieser Ausführungsform des bekannten Verfahrens hergestellten Sinterkörper mit Gußstahl nicht vorgesehen.
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Bei einer weiteren Ausführungsform des aus der DE-OS 26 30 932 bekannten Verfahrens werden die Hartmetallteilchen nicht mit Sinterstahlpulver vermischt und verpreßt, sondern direkt in Gußstahl eingebettet, was mit dem oben beschriebenen Nachteil der Auflösung der Hartmetallteilchen in der Gußstahlschmelze und der Bildung spröder Eta-Phase verbunden ist.
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Aus der DE-OS 27 54 999, Beispiel 4, ist ebenfalls ein Verfahren zur Herstellung zäher, verschleißfester Formkörper bekannt, bei dem gesinterte Hartmetallteilchen mit einer Schmelze aus nichtrostendem Stahl umgossen werden. Die hierbei verwendeten gesinterten Hartmetallteilchen werden gemäß Beispiel 1 dieser Druckschrift auf pulvermetallurgischem Wege hergestellt. Das Pulvergemisch zur Herstellung der Hartmetallteilchen enthält neben Wolframcarbid, Chromcarbid und Molybdäncarbid 0,621 Gewichtsprozent Nickel sowie 4,354 Gewichtsprozent Eisen als Binder. Das Pulvergemisch wird vorverdichtet, zu Körnern im Größenbereich von 250-1000 µm agglomeriert, unter einem Druck von 146,7×106 Pa verpreßt, bei 1050 bis 1150°C vorgesintert und schließlich 1,5 Stunden bei 1258°C gesintert. Das so hergestellte Sinter-Hartmetall besteht aus Körnern von Wolfram-Monocarbid, die gleichförmig in einer perlenartigen Stahlmatrix dispergiert sind (vgl. a.a.O., S. 27, Zeile 11 bis 13).
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Obwohl in der DE-OS 27 54 999 (Seite 12, Zeile 1 bis 5) darauf hingewiesen wird, daß die Ausbildung unerwünschter η-Carbide vermieden werden soll, wird gemäß Beispiel 4 das nach Beispiel 1 hergestellte Hartmetall direkt mit einer Gußstahlschmelze umgossen. Wie erwähnt, führt aber gerade der direkte Kontakt zwischen der Gußeisenschmelze und dem Hartmetall zur oberflächlichen Auflösung des letzteren und damit zur Bildung spröder Eta-Phase an der Grenzfläche zwischen Hartmetall und Gußstahl.
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Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung zäher, verschleißfester Formkörper der eingangs genannten Gattung zu schaffen, bei dem die Gefahr der Bildung spröder Eta-Phasen minimiert wird, und mit dem es gelingt, besonders verschleißfeste, korrosionsfeste und bohrfeste Formkörper guter Zähigkeit herzustellen.
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Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß 30 bis 80 Gewichtsprozent Hartmetallteilchen aus Wolframcarbid und Kobalt und/oder Nickel als Binder mit einer Teilchengröße zwischen 1,68 und 3,3 mm mit 20 bis 70 Gewichtsprozent pulverförmigem nichtrostendem Stahl vermischt werden, und daß das Pulvergemisch bei einem Druck von mehr als 68,9 ×106 Pa verpreßt und bei einer Temperatur zwischen 1038 und 1232°C während 20 bis 90 Minuten gesintert wird.
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Durch die Einbettung der Hartmetallteilchen in der Sinterstahl-Matrix wird erreicht, daß die Gußstahlschmelze nur noch mit der Sinterstahloberfläche, aber nicht mit der Oberfläche der Hartmetallteilchen in direkten Kontakt kommt, so daß die Gefahr der Bildung spröder Eta-Phase auf das kaum zu vermeidende Minimum reduziert wird. Außerdem wird erfindungsgemäß erreicht, daß die ursprüngliche Korngröße der Hartmetallteilchen auch im mit Gußstahl umgossenen Endprodukt erhalten bleibt, so daß es nicht mehr, wie im Stand der Technik, erforderlich ist, die spezifische Oberfläche der Hartmetallphase durch Verwendung möglichst grober Kugeln zu verringern. Stattdessen können erfindungsgemäß kleine Teilchengrößen verwendet werden, die es wiederum erlauben, billige Hartmetallabfälle einer sinnvollen und besonders vorteilhaften Wiederverwendung zuzuführen.
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Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird vorzugsweise eine Sinterstahl-Matrix aus austenitischem nichtrostendem Stahl und vorzugsweise eine Gußstahl-Matrix aus einem niedriglegierten oder austenitischen nichtrostenden Stahl verwendet, wobei die Gußstahl-Matrix den Verbund aus Hartmetallteilchen und Sinterstahl-Matrix vorzugsweise vollständig umgibt.
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Die verwendeten Hartmetallteilchen bestehen aus Wolframcarbid und einem aus der aus Kobalt, Nickel, deren Legierungen untereinander und deren Legierungen mit anderen Metallen bestehenden Gruppe ausgewählten Binder.
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Es wurde außerdem gefunden, daß die Sinterstahl-Matrix, sofern sie aus austenitischem, nichtrostendem Stahl besteht, zu weniger als 90% dicht sein kann, d.h. eine niedrige Dichte von 75 bis 85% aufweisen kann.
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Das Wesen der Erfindung wird unter Hinweis auf die nachfolgende ausführliche Beschreibung in Verbindung mit der Zeichnung noch deutlicher offenbart:
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Fig. 1 ist eine isometrische Ansicht eines erfindungsgemäß hergestellten Schloßkastens;
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Fig. 2 ist ein Schnitt nach Linie II-II von Fig. 1, in Pfeilrichtung gesehen;
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Fig. 3 ist ein Schnitt durch eine zur Herstellung des Schloßkastens gemäß Fig. 1 verwendete Gießform,;
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Fig. 4 ist eine Ansicht, teilweise im Schnitt, eines erfindungsgemäß hergestellten Baggerzahns.
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Erfindungsgemäß werden 30 bis 80 Gewichtsprozent Hartmetallteilchen mit 20 bis 70 Gewichtsprozent pulverförmigem nichtrostendem Stahl gleichförmig miteinander vermischt. Die verwendeten Hartmetallteilchen bestehen aus zementiertem Wolframcarbid mit einer Teilchengröße zwischen 1,68 und 3,3 mm.
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Es wurde gefunden, daß gesinterte Verbundkörper, die Hartmetallteilchen mit einer Größe enthalten, die innerhalb dieses Bereiches liegt, bohrfest sind.
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Weitere Verbesserungen der Verschleißfestigkeit und der Bohrfestigkeit können bei Verwendung von Hartmetallteilchen mit einer bimodalen Größenverteilung erreicht werden. Bei diesem Ausführungsbeispiel der Erfindung wird die Größe der kleineren Hartmetallteilchen so gewählt, daß sie in die zwischen den größeren Hartmetallteilchen gebildeten Zwischenräume hineinpassen, wodurch die Verschleißfestigkeit noch weiter erhöht wird.
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Das Hartmetall besteht aus Wolframcarbid und Kobalt und/oder Nickel als Binder.
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Gebrochener und gesiebter Abfall von Hartmetallen hat sich als geeignet zur Verwendung bei diesem Verfahren erwiesen.
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Die erfindungsgemäß bevorzugten nichtrostenden Stähle sind die austenitischen nichtrostenden Stähle, und zwar wegen deren hoher Verschleiß- und Stoßfestigkeit von Raumtemperatur bis hinunter zu Tieftemperaturen. Von den austenitischen nichtrostenden Stählen sind die AISI-Typen bzw. -Gütestufen 301, 302, 304 und 304L bevorzugt wegen ihrer hohen Kalthärtungsgeschwindigkeit.
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Zusätzlich zu den Carbid- und Stahlpulvern der Beschickung werden außerdem organische Bindemittel zugegeben, um Entmischung zu vermeiden und um eine gleichmäßige Verteilung der Carbide während des Mischens und die Beibehaltung des gleichförmigen Gemischs nach dem Mischen zu erreichen.
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Nach dem Mischen wird das Pulvergemisch in einem Stempel verpreßt oder isostatisch in einer vorgeformten Form verpreßt, und zwar vorzugsweise bei etwa 241,3×106 Pa, jedoch bei nicht weniger als 68,9×106 Pa.
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Nach dem Verpressen wird der Preßling bei einer Temperatur unterhalb des Schmelzpunktes des Stahls, nämlich im Bereich zwischen 1038°C und 1232°C, für eine Dauer von 20 bis 90 Minuten gesintert, wodurch die Bildung von Eta-Phasen an der Grenzfläche zwischen Hartmetall und Stahl vermieden wird und noch eine feste metallurgische Bindung zwischen Hartmetall und Stahl entsteht.
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In den meisten Fällen nimmt die Bindung zwischen dem Stahl und dem Hartmetall die Form einer Legierungsschicht an der Grenzfläche zwischen Hartmetall und Stahl an. Diese Schicht besteht hauptsächlich aus Kobalt und Eisen und ist im allgemeinen weniger als 40 µm dick. Diese Bindung ist wichtig für die sichere Beibehaltung der groben Hartmetallteilchen in der Stahlmatrix.
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Es wurde gefunden, daß die unter Verwendung von austenitischem nichtrostendem Stahlpulver so gesinterten Preßlinge im allgemeinen mikroporös sind und eine Stahlbinderdichte von weniger als 90% der Theorie oder, typischer, von 75 bis 85% der Theorie besitzen. Um die Dichte der Preßlinge zu steigern, kann man heißisostatisch verpressen, Infiltration oder höhere Preßdrücke verwenden. Diese Verfahren bewirken außerdem eine verbesserte Carbidretention im Verbundkörper. Als Mittel für die Infiltration kann irgendeines der Hartlötmaterialien auf Kupfer- oder Silberbasis verwendet werden, die sowohl nichtrostenden Stahl als auch Carbid benetzen.
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Der gesinterte Preßling wird dann in eine Form gesetzt, und Gußstahl wird um ihn herum unter Bildung eines Gußteils gegossen. Das verwendete Gießverfahren kann irgendeines der dem Fachmann bekannten Verfahren sein. Vorzugsweise wird jedoch das in der US-PS 40 24 902 beschriebene Gießverfahren benutzt. Der Preßling kann vor dem Eingießen der Metallschmelze in die Form vorerhitzt werden.
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Die Art des verwendeten Gußstahls braucht nicht mit derjenigen identisch zu sein, die im Preßling enthalten ist. Wo Stoß-, Zähigkeits- und Korrosionseigenschaften wichtig sind, ist der Gußstahl vorzugsweise ein austenitischer nichtrostender Stahl. Niedriglegierte und austenitische Manganstähle können ebenfalls verwendet werden.
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Der Gußstahl bildet eine metallurgische Bindung mit dem Stahlbinder in dem Preßling unter minimaler Reaktion mit dem Hartmetall aus. Die Bildung von Eta-Phase wird dadurch minimiert, daß die Oberfläche der mit dem geschmolzenen Stahl in Berührung kommenden Hartmetallteilchen minimiert worden ist.
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Das erfindungsgemäße Verfahren wird anhand der folgenden Beispiele weiter erläutert:
Beispiel 1
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Eine Anzahl verschleiß- und stoßfester Baggerzähne 1 (vgl. Fig. 4) mit Preßlingen 3 wurde hergestellt. Ein gleichmäßig vermischtes Gemisch aus 60 Gewichtsprozent kobaltzementierter Wolframcarbidkörnern mit einer Größe von 1,68 bis 3,3 mm und 40 Gewichtsprozent eines auf <0,149 mm atomisierten Pulvers von 304L-austenitischem nichtrostendem Stahl wurde durch trockenes Vermischen mit 1,25 Gewichtsprozent Paraffin und 0,75 Gewichtsprozent Äthyl ellulose hergestellt. Das Gemisch wurde manuell in einer elastomeren Polyurethan-Gießform, deren Hohlraum die gewünschte Preßlingsgröße aufwies (50,8 mm lang×19,05 mm breit 6,35 mm hoch), verdichtet, wobei die Dimensionen so gewählt waren, daß eine kalte isostatische Pulverpressung zuzüglich 1% Sinterschrumpf möglich waren. Nach der kalten isostatischen Verpressung bei 241,3×106 Pa wurde der vorgeformte Preßling aus der Form entnommen und 60 Minuten lang bei 1149°C vakuumgesintert. Die Sinterkörper wurden dann in eine Sandform gegeben, die acht Vertiefungen in Form der benötigten Baggerzahnform aufwies. Die Bestandteile zur Erzeugung eines AISI 4340-niedriglegierten-Stahls wurden in einem Induktionsofen geschmolzen, die Preßlinge wurden vorerhitzt, und der Stahl wurde in die Form bei 1676,67 bis 1732,22°C unter Bildung des Baggerzahns gemäß Fig. 4 gegossen, bei dem der 4340-Stahl 5 an zwei schräg verknüpfte Flächen des Preßlings 3 gebunden ist.
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Eine metallographische Prüfung zeigte, daß die Matrix aus nichtrostendem Stahl eine austenitische Struktur mit etwas intergranularem Chromcarbid aufwies, was als Sensibilisierung bezeichnet wird, die typisch ist für nach dem Sintern langsam abgekühlte austenitische nichtrostende Stähle. Sensibilisierung kann durch eine nachfolgende Lösungs-Wärmebehandlung entfernt werden. Die Grenzflächen zwischen Hartmetall und nichtrostender Stahlmatrix enthielten eine durchgehende, etwa 15 µm dicke gebundene Zone aus einer hauptsächlich aus Eisen und Kobalt bestehenden Legierung. Die dispergierten Hartmetallteilchen schienen frei von Wärmebruch zu sein und wiesen ein Minimum an Auflösung, Schmelzen oder Zersetzung der dispergierten Hartmetallphase an oder nahe bei den Grenzflächen auf. Ein gewisses Schmelzen oder Vermischen des nichtrostenden Stahls und eine gewisse Zersetzung der Hartmetallteilchen trat jedoch auf, wenn das geschmolzene Metall mit den Hartmetallteilchen an der Oberfläche des Preßlings in Berührung kam. Unterhalb der Preßlingsoberfläche waren die Hartmetallteilchen an den Grenzflächen im allgemeinen scharf begrenzt, mit Ausnahme der vorgenannten Eisen-Kobalt-Legierungs- Diffusionszone. Es wurden keine möglicherweise schädlichen Konzentrationen an Eta-Phasen beobachtet.
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Versuchsproben wurden wiederholt (5- und 6mal) bei Raumtemperatur und bei der Temperatur flüssigen Stickstoffs (-196°C) mit einem Schlosserhammer mit Kugelfinne geschlagen, und es wurde gefunden, daß sie eine gute Stoßfestigkeit mit geringem Auftreten von Sprödbrüchen aufwiesen. Es sollte jedoch beachtet werden, daß mit einem höheren Gewichtsprozentsatz an Hartmetall in der Zusammensetzung die Schlagfestigkeit leicht vermindert werden kann, während ihre Verschleiß- und Bohrfestigkeiten noch ansteigen.
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Mikrohärtemessungen eines Teilabschnittes des so gegossenen Baggerzahns ergaben durchschnittliche Härten (Kerben) von etwa 75 R&sec;C&sec;, 29 R&sec;C&sec; und 38 R&sec;C&sec; innerhalb einer Schnittlinie durch das Hartmetall, den nichtrostenden 304L-Stahl und den 4340-Stahl (3,175 mm von den Grenzflächen mit dem nichtrostenden Stahl entfernt).
Beispiel 2
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Ein in Fig. 1 gezeigter bohrfester Schloßkasten 10 wurde durch Gießen von geschmolzenem, niedriglegiertem Stahl der Güte 4340 um gesinterte Platten aus nichtrostendem 304L- Stahl und Hartmetallteilchen (101,6 mm lang×63,5 mm breit ×3,175 mm bis 4,7625 mm stark bzw. 82,55 mm lang × 63,5 mm breit×3,175 bis 4,7625 mm stark) hergestellt.
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Die Lage von einer der gesinterten Platten 12 ist gestrichelt wiedergegeben. Die Platten wurden hergestellt durch gleichförmiges Vermischen eines Gemisches aus 50,0 Gewichtsprozent kobaltzementierter Wolframcarbidschnitzel mit einer Teilchengröße zwischen 1,68 und 2,38 mm, 50,0 Gewichtsprozent pulverförmigem nichtrostendem AISI 304L-Stahl mit einer Teilchengröße von <0,149 mm sowie aus 10,0 Gewichtsprozent Bindemitteln (Chloruthene Nu und 0,75 Äthylcellulose).
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Das Matrixpulver aus nichtrostendem Stahl, das die dispergierte Hartmetallphase enthielt, wurde in eine Polyurethanform mit den Plattenabmessungen gestopft. Die Form wurde dann versiegelt, in einen Gummisack gebracht, der evakuiert, versiegelt und dann isostatisch bei 241,3×106 Pa verpreßt wurde. Die verpreßte Platte wurde nach dem Entnehmen aus dem Gummisack und der Form in einem Vakuumofen bei 1149°C 60 Minuten lang gesintert.
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Die bohrfesten Platten wurden dann in den Hohlraum einer Form gesetzt, nämlich in den die Vorder-, Rück- und Seitenwände des Schloßkastens bildenden Hohlraum. Fig. 3 ist ein Schnitt durch eine Sandform mit einem zwischen dem Formkastenoberteil 32 und dem Formkastenunterteil 34 gebildeten Hohlraum. Die Sinterplatten 12 werden in den Seitenwandhohlräumen durch Nägel 36 und 40, die in dem Formkastenunterteil 34 der Form 30 eingelassen sind, in ihrer Lage gehalten. Hartmetallteilchen 42 wurden auf den Boden des Hohlraums gelegt.Vor dem Aufsetzen des Formkastenoberteils 32 auf den Formkastenunterteil 34 wurden die Hartmetallteilchen 42 und die Platten 12 vorerhitzt. Der Oberkasten 32 wurde dann auf den Unterkasten 34 gesetzt, und geschmolzener, niedriglegierter 4340-Stahl wurde in den Hohlraum der Form gegossen.
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Bei dieser Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens im Sicherheitsbereich wird ein bohrfester Schloßkasten mit 3,175 mm dicken, gesinterten Platten aus nichtrostendem Stahl und Hartmetallteilchen geschaffen, der mit Gußstahl umhüllt ist. Ein Test ergab, daß auch nach der Zerstörung der Spitzen zweier Maurerbohrer mit 1/8 Durchmesser der Frontabschnitt 14 des Schloßkastens 10 gemäß Fig. 1 nicht durchdrungen werden konnte.
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Ein aus dem die Sinterplatte enthaltenden Schloßkasten herausgeschnittener Abschnitt ist in Fig. 2 wiedergegeben. Es war ein leichtes Schmelzen des nichtrostenden Stahls zu beobachten, als die geschmolzene Stahllegierung um die gesinterte Platte aus nichtrostendem Stahl und Hartmetall gegossen wurde, und die Hartmetallteilchen blieben in der Platte 12 gleichmäßig dispergiert. Es war eine sehr geringe Hartmetallzersetzung und ein Minimum an spröden Phasen an den Grenzflächen zwischen Carbid und 4340-Stahl zu beobachten. Eine metallurgische Bindung wurde zwischen der austenitischen Struktur des nichtrostenden Stahls und der Struktur des gegossenen 4340-Stahls erzeugt. Die Hartmetallteilchen 42 im Boden 20 des Kastens können durch Platten ersetzt werden, die identisch oder ähnlich sind, wie jene, die in den Seitenwänden 22 gezeigt sind.
Beispiel 3
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Bohr- und stoßfeste Platten mit einer Dicke von 3,97 mm wurden hergestellt. 15 Platten bestanden aus einem gleichmäßig vermischten Gemisch aus 60 Gewichtsprozenten kobaltzementierten Wolframcarbidschnitzeln mit einer Teilchengröße von 2,38 bis 3,175 mm, 40 Gewichtsprozent pulverfömigem, nichtrostendem 304L-Stahl mit einer Teilchengröße von <0,149 mm, 2 Gewichtsprozent Chlorothene Nu, 1 Gewichtsprozent Äthylcellulose und 0,25 Gewichtsprozent Armido- Wachs. Eine zweite Gruppe von 15 Platten wurde aus einem ähnlich vermischten Gemisch mit 70 Gewichtsprozent Hartmetallschnitzeln mit einer Teilchengröße von 2,38 bis 3,175 mm und 30 Gewichtsprozent pulverförmigem, nichtrostendem 304L-Stahl mit einer Teilchengröße von <0,149 mm hergestellt. Das Armido-Wachs und Äthylcellulose wurden zum Pulvergemisch während des Mischens als Preßschmiermittel (preßerleichternder Zusatz) zur Vermeidung der Entmischung der Hartmetallteilchen während des Mischens und des Verfüllens der Form zugegeben. Anschließend wurde das die dispergierte Hartmetallphase enthaltende Matrixpulver in eine Vorform aus Polyurethan gestopft. Die bepackte Form mit einem geeignet aufgesetzten Deckel wurde dann versiegelt und in einen Gummisack oder Gummiballon gebracht, der evakuiert, versiegelt und bei etwa 241,3×106 Pa isostatisch verpreßt wurde. Die Platten wurden dann in einem Vakuumofen bei 1149°C 60 Minuten lang gesintert.
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Diese Platten können nun Bestandteil eines Gußteils unter Verwendung der vorstehend beschriebenen Gießtechniken oder jeder anderen bekannten Gießmethode werden.