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Beschreibung
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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer superabgeschreckten
(supergehärteten) Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen, bei
der es sich um ein neues Verbundmaterial handelt, das Sekundärphasen-Teilchen enthält,
die in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix dispergiert sind und in dem sich
die Funktionen und Eigenschaften der superabgeschreckten (supergehärteten) Legierung
und diejenigen der Sekundärphasen-Teilchen gegenseitig ergänzen.
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In den letzten Jahren werden die Funktionen und Eigenschaften, die
metallische Materialien erfüllen sollen, immer anspruchsvoller und unterschiedlicher.
Als eine Möglichkeit, diesen Anforderungen zu genügen, hat der Wunsch nach Herstellung
dieser metallischen Materialien in Form von Verbundmaterialien eine wachsende Aufmerksamkeit
gefunden.
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Zu den Verbundmaterialien, die derzeit intensiv untersucht werden,
gehört ein Verbundmaterial mit darin dispergierten Teilchen, das Sekundärphasen-Teilchen
und eine metallische Legierungsphase in sich vereinigt. Gleitmaterialien aus Kombinationen
wie Cu-C und Fe-BN und superharte Legierungen aus Kombinationen wie WC-Co und WC-TiC-Co
sind Beispiele dafür. Da diese Materialien nach dem pulvermetallurgischen Verfahren
hergestellt werden, ne.igen diese Materialien selbst dazu, porös zu werden und die
Formen, in denen diese Materialien geformt werden können, unterliegen starken Beschränkungen.
Obgleich das pulvermetallurgische Verfahren das dreidimensionale gleichmäßige Dispergieren
von Sekundärphasen-Teilchen erlaubt, hat es den Nachteil, daß dabei die Gefahr besteht,
daß das danach hergestellte Verbundmaterial Löcher aufweist. Bei dem Schmelzverfahren,
bei dem das Auftreten derartiger Löcher praktisch nicht festzustellen ist, werden
die Sekundärphasen-Teilchen in dem geschmolzenen Metall nicht gleich-
mäßig
dispergiert, sondern trennen sich von dem Metall und schwimmen auf zur Oberfläche
des geschmolzenen Metalls, so daß das danach hergestellte Verbundmaterial aus zwei
getrennten Schichten bestehen kann und dadurch empfindlich für mechanische Beanspruchung
wird. Es sind bereits verschiedene Verfahren zur Eliminierung dieser Nachteile untersucht
worden. Keines von ihnen hat jedoch bisher eine zufriedenstellende Lösung ergeben.
Die nach den konventionellen Verfahren hergestellten Verbundmaterialien haben daher
alle den Nachteil, daß sie gegenüber mechanischer Beanspruchung empfindlich sind.
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Inzwischen wurde das Flüssigkeit sab schreckungsverfahren als Weg
zur Herstellung eines dünnen Bandes aus einer amorphen Legierung oder einer teilweise
kristallinen Legierung intensiv untersucht. Die bei Anwendung dieses Verfahrens
erhaltene superabgeschreckte Legierung weist eine außergewöhnlich gute mechanische
Festigkeit und außergewöhnliche gute magnetische Eigenschaften auf. Die Verwendung
dieser superabgeschreckten Legierung für praktische Anwendungszwecke auf verschiedenen
Gebieten wird daher in Erwägung gezogen. Um diese superabgeschreckte Legierung tatsächlich
in der Praxis in Zukunft für wachsende Anwendungszwecke verwenden zu können, müssen
natürlich die Funktionen und Eigenschaften, welche die superabgeschreckte Legierung
haben soll, weiter diversifiziert werden, wie weiter oben angegeben. Ein möglicher
Weg, dieser Anforderung zu genügen, kann darin bestehen, Sekundärphasen-Teilchen
in dem dünnen Band aus der superabgeschreckten Legierung zu dispergieren und dadurch
eine Kombination der Funktionen und Eigenschaften dieser beiden Materialien zu erhalten.
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Die vorliegende Erfindung hat ihren Ursprung in der Realisierung solcher
Verhältnisse bzw. Zustände. Ziel der vorliegenden Erfindung ist es daher, ein Verfahren
zur Her-$teilung einer superabgeschreckten Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen
zu schaffen, die
außerordentlich unterschiedliche Funktionen und
Eigenschaften in sich vereinigt.
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Dieses Ziel wird erfindungsgemäß erreicht durch ein Verfahren zur
Herstellung einer superabgeschreckten bzw.
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supergehärteten (superquenched) Legierung mit darin dispergierten
Sekundärphasen-Teilchen (second-phase particles), die mindestens eine Art von Sekundärphasen-Teilchen'aufweist,
die dreidimensional dispergiert sind in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix
aus einer amorphen Phase, einer kristallinen Phase oder einer Phase aus einer Mischung
der obengenannten beiden Phasen, das gekennzeichnet ist durch die folgenden Stufen
thermisches Schmelzen der für die Bildung der obengenannten supe:^abgeschreckten
Legierungsmatrix bestimmten Mutterlegierung in einem solchen Ausmaß, daß kein Schmelzen
der obengenannten Sekundärphasen-Teilchen auftritt, und Injizieren und Dispergieren
der obengenannten Sekundärphasen-Teilchen in Verbindung mit einem Injektionsmedium
aus einem Inertgas in die obengenannte geschmolzene Mutterlegierung, bevor diese
erstarrt ist, und anschließendes Abschrecken und Erstarrenlassen der. nun die Sekundärphasen-Teilchen
enthaltenden geschmolzenen Mutterlegierung, wodurch bewirkt wird, daß sich die Sekundärphasen-Teilchen
in dreidimensional dispergierter Form schnell innerhalb der superabgeschreckten
Legierungsmatrix absetzen.
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Die Erfindung wird nachstehend unter Bezugnahme auf die beiliegenden
Zeichnungen näher erläutert. Dabei zeigen Fig. 1 ein erläuterndes Diagramm, welches
das Prinzip der vorliegenden Erfindung anhand eines ersten Ausführungsbeispiels
erklärt; Fig. 2 einen vergrößerten Vertikalquerschnitt durch ein Legierungsband,
das in dem ersten Ausführungsbeispiel
erhalten wurde; Fig. 3 ein
erläuterndes Diagramm, welches das Prinzip der Erfindung anhand eines zweiten Ausführungsbeispiels
erklärt; Fig. 4 eine Ansicht in Richtung der Pfeile der Linie X-X der Fig. 3; Fig.
5 eine vergrößerte ebene Draufsicht auf ein in dem zweiten Ausführungsbeispiel erhaltenes
Legierungsband; Fig. 6 ein erläuterndes Diagramm, welches das Prinzip der Erfindung
anhand eines dritten Ausführungsbeispiels erklärt; Fig. 7 ein charakteristisches
Diagramm, das die AbriebS~ beständigkeit zeigt; Fig. 8 ein charakteristisches Diagramm,
das die Beziehung zwischen dem Volumenverhältnis der feinen Teilchen aus WC und
dem Young'schen Modul des Verbundmaterials zeigt.
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Die Fig. 1 zeigt ein Diagramm, das ein typisches Ausführungsbeispiel
der Erfindung erläutert, und die Fig. 2 zeigt einen vergrößerten Vertikalquerschnitt
durch ein Band aus einer in dem typischen Ausführungsbeispiel erhaltenen superabgeschreckten
Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen.
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In der Fig. 1 wird ein Block aus der Mutterlegierung 2 die für die
Bildung einer superabgeschreckten Legizungsmatrix bestimmt ist, in ein wärmebeständiges
Rohr 1 aus Quarzglas eingeführt, das an seinem unteren Ende mit einer oeffnung in
Form eines kleinen Loches ausgestattet ist.
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Das Innere des wärmebeständigen Rohres wird mit einem Inertgas, wie
z.B. Argongas, gründlich gespült (verdrängt). Auf der äußeren Oberfläche des wärmebeständigen
Rohres 1 ist ein Vakuum-Hochfrequenz-Schmelzofen 4 angeordnet. Der Block aus der
Mutterlegierung 2 wird durch diesen Schmelzofen 4 in einem solchen Ausmaß geschmolzen,
daß kein Schmelzen der Sekundärphasen-Teilchen (wie nachstehend beschrieben) auftritt.
Dann wird ein Kolben 5 betätigt, um den unteren Endabschnitt des wärmebeständigen
Rohres 1 soweit wie möglich der Fuge zwischen den beiden sich mit hoher Geschwindigkeit
drehenden Walzen 6, 6 zu nähern, und der Argongasdruck im Inneren des wärmebeständigen
Rohres wird plötzlich erhöht. Aufgrund der Druckerhöhung wird die geschmolzene Mutterlegierung
2 in Form eines dünnen, einheitlichen kontinuierlichen Stroms durch die OfEnung
ausgetragen und in die Fuge zwischen den Walzen 6,6 eingeführt.
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Dem aus dem wärmebeständigen Rohr 1 ausgetragenen Strom aus der geschmolzenen
Mutterlegierung werden die Sekundärphasen-Teilchen zwangsweise zugesetzt durch Injektion
(Einblasen) aus einer Staubzuführungseinrichtung 8 einer für das Plasmaflammspritzen
bestimmten Qualität. Zum Injizieren und Dispergieren der Sekundärphasen-Teilchen
7 wird ein Inertgas, wie z.B. Argongas, das in einem Zylinder 9 enthalten ist, als
Injektionsmedium verwendet.
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Um zu vermeiden, daß das Injektionsmedium die Qualität der Mutterlegierung
2 während der Injektion und der Dispergierung in der Mutterlegierung nachteilig
beeinflu'Bt, sollte das Injektionsmedium ein Inertgas, wie z.B. Argon, sein. Als
Staubzuführungseinrichtung, die zum Injizieren der Sekundärphasen-Teilchen 7 dient,
hat sich die Verwendung einer Staubzuführungseinrichtung der Art, die für das Plasmaflammspritzen
geeignet ist, als vorteilhaft erwiesen, weil diese Staub zuführung seinrichtung
die stets
gleichmäßige Zuführung der Sekundärphasen-Teilchen erlaubt,
weil die Injektionsbedingungen, wie z.B. der Injektionsdruck, relativ einfach eingestellt
werden können und weil die Düse der Staubzuführungseinrichtung sich durch eine solche
Stabilität auszeichnet, daß sie gegen Wärme beständig ist.
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Die geschmolzene Mutterlegierung 2, der die Sekundärphasen-Teilchen
7 durch Injektion zugesetzt worden sind, wird der Fuge zwischen den beiden Walzen
6, 6 zugeführt und durch den durch die beiden Walzen 6, 6 gegeneinander ausgeübten
Druck dünn ausgezogen und nach unten transportiert.
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Da die Walzen 6, 6 sich mit hoher Geschwindigkeit drehen und da die
Mutterlegierung 2 dünn ausgezogen wird, wird die die Walzen verlassende Mutterlegierung
2 superabgeschreckt unter Ausbildung eines kontinuierlichen Bandes 1Oa Die Fig.
2 zeigt einen vergrößerten Vertikalquerschnitt durch dieses Band 10a. In einer superabgeschreckten
Legierungsmatrix 11 aus einer amorphen Phase, einer kristallinen Phase oder einer
Phase aus einer Mischung der beiden Phasen setzen sich die Sekundärphasen-Teilchen
7 in einer gleichmäßig dreidimensional dispergierten Form schnell ab. Die Dicke
und Breite des Bandes 10a kann durch geeignetes Variieren der Umfangsgeschwindigkeit
und des Druckes zwischen den Walzen 6 und der Temperatur und der Injektionsgeschwindigkeit
in die Mutterlegierung 2 eingestellt werden.
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Das in bezug auf die Fig. 1 beschriebene Zwei-Walzen-Verfahren hat
den Vorteil, daß das gebildete Band 10a eine gleichmäßige Dicke hat und eine geringe
Oberflächenrauhheit aufweist und daß das Band leicht in einer verhältnismäßig großen
Dicke erhalten werden kann.
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Fig. 3 zeigt ein Diagramm, welches das Prinzip der vorliegenden Erfindung
anhand eines anderen Ausführungsbeispiels erläutert. Die Fig. 4 zeigt eine Ansicht
in Richtung der Pfeile der Linie X-X der Fig. 3. Die Fig. 5 zeigt eine vergrößerte
ebene Draufsicht auf ein Band aus einer superabgeschreckten Legierung mit darin
dispergierten Sekundärphasen-Teilchen, wie es bei diesem Ausführungsbeispiel erhalten
wird.
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Im Falle des erfindungsgemäßen. Ausführungsbeispiels ist ein wärmebeständiges
.Rohr 1 an seinem unteren Ende mit einer öffnung 12 in der Gestalt eines Schlitzes
versehen, wie in Fig. 4 erläutert. Eine Düsenöffnung 13a einer Staubzuführungseinrichtung
8 der Sorte für das Plasmaflammspritzen ist in der Nähe eines Endes der obengenannten
öffnung 12 angeordnet. Direkt unterhalb der oeffnung 12 des wärmebeständigen Rohres
1 und der öffnung 13a der Staubzuführungseinrichtung 8 befindet sich eine Walze
6, und diese Walze 6 dreht sich mit hoher Geschwindigkeit.
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Nachdem ein Block aus der Mutterlegierung 2 in das wArmebeständige
Rohr 1 eingeführt worden ist und das Innere des Rohres durch Argongas gründlich
gespült (verdrängt) worden ist, wird die Mutterlegierung 2 mittels eines Vakuum-Hoch.-frequenz-5chmelzofens
4 geschmolzen. Danach wird der Argongasdruck im Inneren des wärmebeständigen Rohres
1 plötzlich erhöht. Als Folge der Erhöhung des Druckes wird die geschmolzene Mutterlegierung
2 in Form eines gleichmäßigen, kontinuierlichen Stroms einer durch die schlitzförmige
oeffnung 12 gegebenen Breite allmählich ausgetragen und auf die äußere Oberfläche
der Walze 6 aufgebracht.
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Dem ausgetragenen Strom aus der geschmolzenen Mutterlegierung 2 werden
die Sekundärphasen-Teilchen 7 zwangsweise zugesetzt durch Injektion aus der Staubzuführungseinrichtung
8 der Sorte für das Plasmaflammspritzen.
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Als Injektionsmedium wird ein Inertgas, wie z.B. Argongas, ähnlich
wie in dem vorausgegangenen Ausführungsbeispiel verwendet.
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Wenn die geschmolzene Mutterlegierung 2, der die Sekundärphasen-Teilchen
7 durch Injektion zugesetzt worden sind, gegen die äußere Oberfläche der Walze 6,
die sich mit hoher Geschwindigkeit dreht, geblasen wird, wird sie superabgeschreckt
unter Bildung eines kontinuierlichen Bandes 10b.
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Die Fig. 5 zeigt eine vergrößerte ebene Draufsicht auf das Band 1Ob.
Da die Düsenöffnung 13a der Staubzuführungseinrichtung 8 in der Nähe eines Endes
der öffnung 12 des wärmebeständigen Rohres 1 wie vorstehend beschrieben angeordnet
ist, werden die Sekundärphasen-Teilchen 7 entlang einer Seite des Bandes 1Ob gleichmäßig
dispergiert. Das Band 10b hat, in Richtung seiner Breite betrachtet, einen solchen
Aufbau, daß ein einfacher Bereich 14 nur aus der abgeschreckten Legierung besteht
und keine Sekundärphasen-Teilchen 7 enthält, und ein Verbundbereich 15 mit Sekundärphasen-Teilchen
vorliegt, die sich schnell abgesetzt haben in einer gleichmäßig dispergierten Form
in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix 11, die parallel zueinander verlaufen.
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Das Band 1Ob mit diesem vorstehend beschriebenen Bandaufbau ist verwendbar
als dünne Klinge, die so hergestellt wird, daß die Verbundbereich-Seite 15 eine
Schneide bildet.
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Das in dem vorausgegangenen Ausführunsgbeispiel erläuterte 1-Walzen-Verfahren
hat den Vorteil, daß die Legierung in einer verhältnismäßig großen Breite und einer
geringen Dicke hergestellt werden kann.
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Die Fig. 6 zeigt ein Diagramm, das die vorliegende Erfindung anhand
eines weiteren Ausführungsbeispiels erläutert.
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Im Falle dieses Ausführungsbeispiels ist zwischen einem wärmebeständigen
Rohr 1 und einer unterhalb des Rohres 1 angeordneten Walze 6 ein geschmolzenes Metallreservoir
16 angeordnet. Die aus dem wärmebeständigen Rohr 1 ausgetragene geschmolzene Mutterlegierung
2 wird vorübergehend in dem geschmolzenen Metallreservoir 16 aufbewahrt. Der in
das Reservoir 16 eingeführten geschmolzenen Mutterlegierung 2 werden die Sekundärphasen-Teilchen
7 zwangsweise zugesetzt durch Injektion mittels einer Staubzuführungseinrichtung
8 der Sorte für das Plasmaflammspritzen. In entsprechender Weise ist auf der äußeren
Oberfläche des geschmolzenen Metallreservoirs 16 ein Hochfrequenz-Schmelzofen 17
angeordnet, um die Mutterlegierung 2 in geschmolzenem Zustand zu halten.
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Mittels einer Inertgas(Argongas)-Komprimiereinrichtung (nicht dargestellt)
wird die nun die Sekundärphasen-Teilchen 7 enthaltende geschmolzene Mutterlegierung
2 durch die untere Düse des geschmolzenen Metallreservoirs 16 ausgetragen und in
Form eines gleichmäßigen, kontinuierlichen dünnen Stroms der Fuge zwischen den beiden
Walzen 6, 6 zugeführt. Dann wird, ähnlich wie in dem vorausgegangenen Ausführungsbeispiel,
dieser kontinuierliche Strom superabgeschreckt unter Bildung eines kontinuierlichen
Bandes 1Oa.
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Das Verfahren zur Erzielung einer Injektion und Dispersion der Sekundärphasen-Teilchen
in der Mutterlegierung 2ist auf die vorstehend beschriebenen drei Ausführungsbeispiele
jedoch nicht beschränkt. Je nach Zweck, für den die.gebildete Legierung verwendet
wird, können die Sekundärphasen-Teilchen intermittierend in den kontinuierlichen
Strom der geschmolzenen Mutterlegierung injiziert werden, so daß ein Verbundmaterial
hergestellt werden kann, in dem die Sekundärphasen-Teilchen sich absetzen in einer
in der superabgeschreckten Legierungsmatrix intermittierend dispergierten
Form.
In den Bereichen, in denen die Sekundärphasen-Teilchen dispergiert sind, sind diese
Sekundärphasen-Teilchen in geringen Abständen in intakter Form gleichmäßig dispergiert.
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Zu Beispielen für Mutterlegierungen, die mit Vorteil in dem erfindungsgemäßen
Ausführungsbeispiel verwendbar sind, gehören Legierungen vom Kobalt-Typ, wie eine
Kobalt-Eisen-Legierung mit Kobalt als Hauptkomponente, Legierungen vom Eisen-Typ
wie eine Eisen-Silicium-Bor-Legierung' und eine Eisen-Molybdän-Legierung mit Eisen
als Hauptkomponente, Legierungen vom Nickel-Typ, wie eine Nickel-Silicium-Bor-Legierung
mit Nickel als einer Hauptkomponente, und verschiedene andere Typen von Legierungen,
wie z.B. eine Kupfer-Zirconium-Leg ierung und eine Z irconium-Niob-Leg ierung.
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Zu Beispielen für Substanzen, die mit Vorteil erfindungsgemäß in Form
von Sekundärphasen-Teilchen verwendet werden können, gehören Kohlenstoff C und Carbide,
wie-WC, TiC und NbC, Nitride, wie NbN und TaN, Oxide wie CeO>, MgO, ZrO2, Y2031
WO31 Ph02, Al203, Fe203, ZnO und SiO2, Boride, wie BN, Silicate, wie SiC, und Metalle,
wie Ti, Fe, Mo und W.
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Es wurde gefunden, daß dann, wenn die Sekundärphasen-Teilchen der
Mutterlegierung in geschmolzenem Zustand zugesetzt werden, ohne das Injektions-Dispergierverfahren
anzuwenden während der Herstellung eines Blockes aus der für die Bildung der superabgeschreckten
Legierungsmatrix bestimmten Mutterlegierung oder während des Schmelzens des Blockes
zum Flüssigabschrecken, und der nun die Sekundärphasen-Teilchen enthaltende Block
anschließend superabgeschreckt wird, das Produkt mit den gleichmäßig dreidimensional
dispergierten Sekundärphasen-Teilchen in der Legierungsmatrix verschiedene außergewöhnliche
Eigenschaften aufweist.
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Bei diesem Verfahren haben jedoch die Art der Sekundärphasen-Teilchen
und die Menge der Sekundärphasen-Teilchen, die dispergiert werden können, ihre Grenzen.
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Insbesondere dann, wenn die Sekundärphasen-Teilchen aus einem Metalloxid
bestehen, werden sie durch geschmolzene Massen, wie z.B. Metalle, wie Eisen, Kobalt
und Nickel, unzureichend benetzt und es wird nur ein geringer Teil derselben darin
dispergiert. Sie neigen dazu, nur in der Oberflächenschicht der Legierungsmatrix
dispergiert zu werden. Die durch dieses Verfahren in bezug auf verschiedene Eigenschaften
einschließlich der mechanischen Eigenschaften, wie z.B. der Abriebsbeständigkeit,
erzielte Verbesserung ist daher beschränkt.
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Da jedoch im Gegensatz dazu erfindungsgemäß bewirkt wird, daß die
Sekundärphasen-Teilchen zwangsweise der Mutterlegierung in geschmolzenem Zustand
zugesetzt und darin dispergiert werden, werden die Sekundärphasen-Teilchen in der
geschmolzenen Mutterlegierung auch dann einheitlich dreidimensional dispergiert,
wenn diese Teilchen durch die Mutterlegierung nicht ausreichend benetzbar sind.
Die Sekundärphasen-Teil-.
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chen tragen somit zur Verbesserung der Eigenschaften und Funktionen
des gebildeten Verbundmaterials stark bei.
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Die Erfindung wird nachstehend anhand von Ausführungsbeispielen näher
erläutert, ohne jedoch darauf beschränkt zu sein BEISPIEL 1 Unter Anwendung des
2-Walzen-Verfahrens wurden superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten
Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen Zusammensetzunwn hergestellt
: (cm70. e4.5SilsBlO)99 5(WC)0 .5
(Co70.5Fe4.5Si15B10)99(WC)1 Co70.5Fe4.5Si15B10)97(WC)3
(Co70 5Fe 5S115B10)95(wC)5 (Co70.5Fe4.5Si15B10)90(WC)10 In jeder der oben angegebenen
Zusammenssetzungsformeln ist die Zusammensetzung der superabgeschreckten Legierung
jeweils in der linken Klammer angegeben, die Atoniprozentsätze der Komponenten-Elemente
sind durch die numerischen Indices an den rechten Seiten der Symbole für die relevanten
Elemente angegeben, und die Zusammensetzung der Sekundärphasen-Teilchen ist jeweils
in der rechten Klammer angegeben. Die numerischen Indices, die jeweils auf den rechten
Seiten der beiden Klammern angegeben sind, stehen für die Volumenverhältnisse (8)
der beiden Materialien.
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Diese Art der Bezeichnung wird auch in allen nachfolgenden anderen
Beispielen verwendet.
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Nachstehend wird das konkrete Verfahren zur Herstellung dieser Legierungen
näher beschrieben. Zuerst wurden zur Herstellung der superabgeschreckten Legierung
der gewünschten Zusammensetzung die Komponenten-Metalle Co, Fe, Si und B in den
jeweiligen Mengen von 420,9 g, 25,5 g, 42,7 g und 11,0 g ausgewogen. Diese Metalle
wurden in einem separaten Hochfrequenz-Schmelzofen innig aufgeschmolzen und die
geschmolzene Legierung wurde in eine Form gegossen zur Herstellung eines Blockes.
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Dieser Block wurde in ein wärmebeständiges Rohr 1 eingeführt, wie
in Fig. 1 dargestellt, und das Innere des Rohres wurde durch Argongas 3 verdrängt,
die Mutterlegierung 2 (der Block) wurde mittels eines Vakuum-Hochfrequenz-Schmelzofens
4 geschmolzen. In diesem Falle wurde die Schmelz-
temperatur der
Mutterlegierung 2 bei etwa 12000C gehalten, einem Temperaturwert, bei dem die feinen
Teilchen aus WC (Sekundärphasen-Teilchen), die später zugegeben wurden, nicht schmolzen.
Danach wurde der Argongasdruck innerhalb des wärmebeständigen Rohres plötzlich erhöht,
was zur Folge hatte, daß die geschmolzene Mutterlegierung in Form eines gleichmäßigen,
kontinuierlichen Stromes durch die öffnung des wärmebeständigen Rohres ausgetragen
und der Fuge zwischen den beiden Walzen 6, 6 zugeführt wurde.
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Dem Strom aus der geschmolzenen Mutterlegierung 2, die aus dem wärmebeständigen
Rohr 1 ausgetragen wurde, wurden feine Teilchen aus WC als Sekundärphasen-Teilchen
zwangsweise zugesetzt durch Injektion aus einer Staubzuführungseinrichtung 8 der
Sorte für das Plasmaflammspritzen. Die Menge der auf diese Weise injizierten feinen
Teilchen aus WC wurde mit der Staubzuführungseinrichtung 8 so eingestellt, daß sie
dem in der obengenannten Zusammensetzungsformel relativ zu derMutterlegierung 2
angegebenen volumenprozentsatz entsprach.
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Die feinen Teilchen aus WC, die zwangsweise gegen den Strom aus der
geschmolzenen Mutterlegierung 2 geblasen wurden, wurden in intaktem Zustand und
getrennt voneinander in kurzen Abständen innerhalb der geschmolzenen Mutterlegierung
2 dispergiert, ohne darin zu konglomerieren. Die auf diese Weise in feinteiligem
Zustand dispergierten.feinen Teilchen aus WC schwammenf ohne zu konglomerieren,
mit geringer Geschwindigkeit in der geschmolzenen Mutterlegierung 2 auf, so daß
dann, wenn die geschmolzene Mutterlegierung 2 superabgeschreckt und erstarren gelassen
wurde, die dispergierten feinen Teilchen aus WC ihren Dispersionszustand stabil
beibehielten, ohne einer Segregation zu unterliegen. Dabei erhielt man ein Band
10 einer Breite von 4 mm, einer Dicke von 30 am mnd einer. Länge von 5 m, das aus
einer superabgeschreckten
Legierung vom Co-Fe-Si-B-Typ bestand,
in der die feinen Teilchen aus WC in dem angegebenen Mengenverhältnis gleichmäßig
dispergiert waren.
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Wenn die Oberfläche dieses Bandes und der Querschnitt des Bandes in
vertikaler Richtung (in Richtung der Dicke) unter einem Abtastelektronenmikroskop
betrachtet wurden, wurde gefunden, daß die feinen Teilchen aus WC in kurzen Abständen
in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäBig dispergiert und jeweils
voneinander getrennt vorlagen, ohne daß sie konglomeriert waren, und es wurde absolut
kein Loch festgestellt. Durch diese Betrachtung wurde bestätigt, daß die feinen
Teilchen aus WC gleichmäßig dreidimensional innerhalb der Legierungsmatrix dispergiert
waren. Durch Röntgenbeugung wurde gefunden, daß diese superabgeschreckte Legierungsmatrix
eine amorphe Phase war.
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Es wurden Magnetköpfe zusammengebaut unter Verwendung des Verbundmaterials
aus [C0701 Fe Si B das in 70,5 4,5 15 10)99(WC)1' Beispiel 1 erhalten worden war,
und eines Verbundmaterials der gleichen Zusammensetzung mit den gleichen Sekundärphasen-Teilchen,
die dreidimensional in der gleichen superabgeschreckten Legierungsmatrix dispergiert
waren, wobei jedoch nicht das Injektionsdispergierverfahren angewendet wurde, als
ihre jeweiligen Kerne. Auf diesen Magnetköpfen wurden handelsübliche Magnetbänder
versuchsweise bei einer Temperatur von 200C und einer relativen Feuchtigkeit von
50% laufengelassen. Die Ergebnisse des Tests sind in der Fig. 7 angegeben. In dem
Diagramm repräsentiert die gerade Linie A eine charakteristische Linie, die mit
dem Verbundmaterial des erfindungsgemäßen Beispiels erhalten wurde, und die gerade
Linie B repräsentiert eine charakteristische Linie, die mit dem Verbundmaterial
erhalten wurde, das nicht unter Anwendung des Injektionsdispergierverfahrens hergestellt
worden war. Aus diesem Diagramm ist zu ersehen, daß das erfindungsgemäße Verbundmaterial
dem
der Erfindung nicht entsprechenden Verbundmaterial in bezug
auf die Abriebsbeständigkeit überlegen war.
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BEISPIEL 2 Unter Anwendung des 1-Walzen-Verfahrens wurden superabgeschreckte
Legierungen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen, die darin dispergierte
Sekundärphasen-Teilchen enthielten, hergestellt 10B1297(WC) )3 (Ni78SlioB12)02(WC)
8 (N178Si10B 12)82(WC)18 Das konkrete Verfahren zur Herstellung dieser Legierungen
wird nachstehend näher beschrieben. Zuerst wurden zur Herstellung der superabgeschreckten
Legierung mit der gewünschten Zusammensetzung die Komponenten-Metalle Ni, Si und
B in den jeweiligen Mengen von 459 g, 28 g und 13 g ausgewogen. Sie wurden in einem
separaten Vakkum-Hochfrequenz-Schmelzofen innig aufgeschmolzen zur Herstellung eines
Blockes aus der Mutterlegierung.
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Der obengenannte Block wurde in ein wärmebeständiges Rohr aus Quarzglas,
das direkt oberhalb einer Walze angeordnet war, eingeführt, wobei das Innere des
Rohres durch Argongas gründlich verdrängt wurde. Dann wurden das Rohr und sein Inhalt
mittels eines Vakuum-Hochfrequenz-Schmelzofens, der auf der äußeren Oberfläche des
wärmebeständigen Rohres angeordnet war, bei etwa 11500C Üehalten, um die Mutterlegierung
zum Schmelzen zu bringen.
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Nach dem Schmelzen wurde der Argongasdruck im Inneren des wärmebeständigen
Rohres plötzlich erhöht, so daß die geschmolzene Mutterlegierung 1 aus einer öffnung
in Gestalt eines Schlitzes im unteren Abschnitt des wärmebeständigen
Rohres
ausgespritzt und auf die sich mit 2000 UpM drehende Walze aufgebracht wurde.
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Dem Strom der auf diese Weise ausgetragenen geschmolzenen' Mutterlegierung
wurden feine Teilchen aus WC mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von
1 ßm zugesetzt durch Injektion mittels einer Staubzuführungseinrichtung der Sorte
für da-s Plasmaflammspritzen. Die nun die feinen Teilchen aus WC enthaltende geschmolzene
Mutterlegierung, die mit der sich mit hoher Geschwindigkeit drehenden Walze in Kontakt
stand, wurde superabgeschreckt und erstarren gelassen, wobei man ein Band mit einer
Breite von 4 mm, einer Dicke von 30 ßm und einer Länge von 5 m erhielt.
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Wenn die Oberfläche dieses Bandes und ein Querschnitt durch das Band
in Richtung der Dicke unter einem Abtastelektronenmikroskop betrachtet wurden, wurde
gefunden, daß die feinen Teilchen aus WC in kurzen Abständen innerhalb der superabgeschreckten
Legierungsmatrix gleichmäßig und individuell voneinander getrennt dispergiert waren
ähnlich wie im Beispiel 1, ohne daß eine Konglomeration auftrat, und es wurde absolut
kein Loch festgestellt. Durch diese Betrachtung wurde bestätigt, daß die feinen
Teilchen aus WC innerhalb der Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergiert
waren. Die superabgeschreckte Legierungsmatrix war, wie durch Röntgenbeugung gefunden
wurde, eine amorphe Phase. Die superabgeschreckte Legierung mit darin dispergierten
Sekundärphasen-Teilchen, ein neues Verbundmaterial, wies außergewöhnlich gute mechanische
Eigenschaften auf, wie nachstehend angegeben. Sostiegenbeispielsweise die Streckspannung
und der Young'sche Modul des Verbundmaterials entsprechend der Zunahme des Volumenverhältnisses
von WC an. Diese beiden mechanischen Eigenschaften standen in Ubereinstimmung mit
einfachen Verbundregeln, wie sid durch die nachstehend angegebenen Formeln (1) und
(2) dargestellt sind
E = Em(l - Vf) + EpVf (l) a = aym E 1 + Vf
(Ep/Emw (2) In diesen Formeln (1) und (2) bezeichnen E, Em und Ep jewe-ils die Young'schen
Moduli des Verbundmaterials, der superabgeschreckten Legierungsmatrix und der Sekundärphasen-Teilchen,
und y und Cym bezeichnen die jeweiligen Strecky ym spannungen des Verbundmaterials
und der superabgeschreckten Legierungsmatrix und Vf bezeichnet das Volumenverhältnis
der Sekundärphasen-Teilchen.
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Die Fig. 8 zeigt ein charakteristisches Diagramm, das erläutert, daß
der Young'sche Modul (E) des Verbundmaterials ansteigt proportional zur Zunahme
des Volumenverhältnisses der WC-Teilchen (Vf) entsprechend der Formel (1). Dieses
charakteristische Diagramm zeigt die Effekte der Anderung des Volumenverhältnisses
von WC (Vf) auf den Young'schen Modul des Verbundmaterials(E) und das Verhältnis
E/Em, wobei Em (der Young'sche Modul der Sekundärphasen-Teilchen) bei 68.000 kg/mm3
gehalten wurde. Wenn die Bildung von gerissenen (gebrochenen) Oberflächen der Legierung
dieses Beispiels, die während des Zugfestigkeitstests entstanden, beobachtet wurde,
wurden auch gerissene (gebrochene) Teile von WC-Teilchen in entsprechenden Positionader
beiden gerissenen (gebrochenen) Oberflächen gefunden, -was anzeigt, daß keine Risse
entlang der Korngrenzen zwischen der superabgeschreckten amorphen Legierungsmatrix
und den WC-Teilchen entstanden und sich entlang dieser ausbreiteten und daß die
Matrix zuerst riß (brach) und danach die WC-Teilchen eine End-Belastungstragezone
ausbildeten. Dies läßt vermuten, daß die Korngrenzen zwischen der superabgeschreckten
amorphen Legierungsmatrix und den WC-Teilchen eine extrem hohe Festigkeit aufwiesen.
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Die Legierung dieses Beispiels vereinigte diese hohe Festigkeit noch
mit einer hohen Zähigkeit. Insbesondere konnte
diese Legierung
bis zu 1800C sicher gebogen werden, bis das Volumenverhältnis von WC auf etwa 20%
anstieg.
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BEISPIEL 3 Unter Anwendung im wesentlichen des gleichen Verfahrens
wie im Beispiel 2 wurden unter Anwendung des 1-Walzen-Verfahrens superabgeschreckte
Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend
angegebenen Zusammensetzungen hergestellt (70.5Fe4.5Si1.5Bl0)99.9(W03)0.1 (Co70
5Re4.5Sil.5Bl0)99.7 3 °-3 (Co70.5Fe4 Si1.rB7 0 995(WO305 (Co70.5Fe4.5Si1.5B10)99(WO3)l
(Co70.5Fe4.3Si1.5B10)97(wO3)3 BEISPIEL 4 Unter Anwendung praktisch des gleichen
Verfahrens. wie in Beispiel 2 und unter Anwendung des 1-Walzen-Verfahrens wurden
superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit
den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt 70.sFe4.ssil.5Blo)995Fe
9(Zr02)0.1 (Co70.5Fe4.5Si1.5B10)99.7(ZrO2)0.3 (Co70.5Fe4.5Si1.5Bl0)99.5(ZrO2)0.5
(Co70,5Fe4.5si1.5B10)99(ZrO2)1 (Co70.5Fe4.5Si1.5B10)97(ZrO2)3
BEISPIEL
5 Unter Anwendung praktisch des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 2 wurden unter
Anwendung des 1-Walzen-Verfahrens superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten
Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt
: (Co70.5Fe4.5Si1.5B10)99.9(Y2o3)0.1 (Co70.5Fe4.5Si1.5B10)99.7(Y2O3)0.3 (Co70.5Fe4.5Si1;5B10)99.5(Y203)0.5
(Co70. 5Si15B10)99(Y2o3)1 (Co70.5Fe4.5Si1.5B10)97(Y2O3)3 BEISPIEL 6 Nach dem Verfahren
des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen
der nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt (Ni78Si10B12 ) 90(Th02)
10 (N178S.110B12) 80(Th02)20 Die feinen Teilchen aus ThO2 hatten einen durchschnittlichen
Teilchendurchmesser von 2 Am. Jede der superabgeschreckten Legierungen mit darin
dispergierten Sekundärphasen-Teilchen war 4 mm breit, 30 ßm dick und 5 m lang. Durch
Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop wurde bestätigt, daß die feinen
Teilchen aus ThO2 innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix dreidimensional
gleichmäßig dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein Loch auftrat.
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Die superabgeschreckte Legierungsmatrix war, wie durch
Röntgenbeugung
gefunden wurde, eine amorphe Phase. Rhnwie die Legierungen der vorausgegangenen
Beispiele wies die Legierung dieses Beispiels jeweils die Eigenschaften der superabgeschreckten
amorphen Legierungsmatrix und der Sekundärphasen-Teilchen in organischer Kombination
auf, wobei ihre mechanischen Eigenschaften sich einander ergänzten. Auf diese Weise
erhielt man ein Verbundmaterial, das eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit
in sich vereinigte. Die Legierung dieses Beispiels bestätigt ähnlich wie diejenige
des Beispiels 2, daß die Streckkraft und der Young'sche Modul mit einfachen Verbundregeln
in Einklang standen.
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BEISPIEL 7 Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte
Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen
Zusammensetzungen hergestellt: (Fe75silOBl5)95(Ti )5 (Fe75S110B15)90(TiC)10 Die
feinen Teilchen aus TiC hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von
1 ßm. Durch Beobachtung unter einem Abtastelektronenmikroskop wurde bestätigt, daß
die feinen Teilchen aus TiC innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig
dreidimensional dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein Loch auftrat.
Shnlich wie die Legierungen der vorausgegangenen Beispiele wies die Legierung dieses
Beispiels zufriedenstellende mechanische Eigenschaften auf. Insbesondere betrug
die Streckfestigkeit dieser Legierung 500 kg/mm2,ein Wert, der den entsprechenden
Wert, den eine übliche Pianosaite der höchsten Festigkeit aufweist, weit übersteigt.
Außerdem stimmten die Streckspannung (Streckfestigkeit) und der Young'sche Modul
der Legierung mit den einfachen Verbundregeln, wie sie in Beispiel 2 angegeben sind,
überein.
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BEISPIEL 8 Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschrekte
Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen
Zusammensetzung hergestellt : (Ni78Si10B12)90(BN)10 (Ni78Si10B12)80(BN)20 Die feinen
Teilchen aus BN hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 ßm. Jede
der so hergestellten superabgeschreckten Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen
lag in Form eines Bandes mit einer Breite von 4 mm, eine Dicke von etwa 30 ßm und
einer Länge von 3 m vor. Durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop
wurde festgestellt, daß die Teilchen aus BN innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix
gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein
Loch auftrat. Durch Röntgenbeugung wurde gefunden, daß die superabgeschreckte Legierungsmatrix
in einer amorphen Phase vorlag. Ähnlich wie die Legierung des Beispiels 2 wies die
Legierung dieses Beispiels jeweils die Eigenschaften der superabgeschreckten amorphen
Legie-?rungsmatrix und der Sekundärphasen-Teilchen in organischer Kombination auf,
wobei die mechanischen Eigenschaften einander ergänzten. Auf diese Weise erhielt
man ein Verbundmaterial mit einer hohen Festigkeit und einer hohen Zähigkeit. In
der Legierung dieses Beispiels standen ähnlich wie in derjenigen des Beispiels 2
die Streckspannung (Streckfestigkeit) und der Young'sche Modul in Ubereinstimmung
mit den einfachen Verbundregeln..
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BEISPIEL 9 Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte
Legierungen
mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen Zusammensetzungen
hergestellt (Cu60Zr40) 90(SiC) 10 (Cu60Zr40) 70 (SiC) 30 Die feinen Teilchen aus
SiC hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 3 ßm. Jede der superabgeschreckten
Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen lag in Form eines Bandes
einer Breite von 4 mm, einer Dicke von 30 ßm und einer Länge von 3 m vor.
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Durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop wurde festgestellt,
daß die feinen Teilchen aus SiC innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix
gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein
Loch auftrat. Durch Röntgenbeugung wurde gefunden, daß die superabgeschreckte Legierung
smatr ix in einer amorphen Phase vorlag. Dieses Beispiel zeigt, daß eine superabgeschreckte
Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen aus einer Legierungsmatrix
und feinen Teilchen der hier beschriebenen Art hergestellt werden kann. Die Legierung
dieses Beispiels wies ähnlich.
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wie diejenige des Beispiels 2 eine höhere Streckspannung (Streckfestigkeit)
und auch eine höhere Zugfestigkeit auf als die konventionelle amorphe Legierung
der Zusammensetzung Cu60Zr40.
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BEISPIEL 10 Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte
Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen
Zusammensetzungen hergestellt (Fe82B18)99(Fe)l (Fe82B18) 98 (Fe) 2
Die
feinen Teilchen aus Fe hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 5
m. Auch in diesem Beispiel wurde durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop
bestätigt, daß die feinen Teilchen aus Fe gleichmäßig dreidimensional dispergiert
waren. Die superabgeschreckte Legierungsmatrix bestand aus einer Invar-Legierung.
Die amorphe Legierung auf Fe-B-Basis wies eine ausreichend hohe Sättigungsflußdichte
auf, um als Transformatormaterial verwendbar zu sein. Die magnetischen Eigenschaften,
die ein Transformatormaterial aufweisen muß, umfassen (1) eine höhe Sättigungsflußdichte,
(2) niedrige Eisenverluste, (3) eine hohe Permeabilität, (4) eine geringe Magnetostriktion
und (5) eine geringe magnetische Verschlechterung. Das heute verfügbare amorphe
Transformatormaterial ist der Silicium-Stahlplatte überlegen, weil es der zweiten
und dritten der obengenannten fünf Forderungen genügt. In bezug auf die anderen
Forderungen ist das amorphe Transformatormaterial noch verbesserungsfähig.
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In diesem Beispiel war die Sättigungsflußdichte der Legierung bis
zu 3% höher als diejenige der amorphen Legierungsmatrix, wenn sie die feinen Teilchen
aus Fe in einer Menge von etwa 1 Volumenprozent eingearbeitet enthielt.
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BEISPIEL 11 Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurde eine superabgeschreckte
Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen
Zusammensetzung hergestellt (Sr45Nb40sil5)80(NbN)20 Die feinen Teilchen aus NbN
hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 3 am. Die Legierung dieses
Beispiels
enthielt, wie durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop festgestellt
wurde, die feinen Teilchen aus NbN innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix
in gleichmäßig dreidimensional dispergierter Form und sie enthielt in der Legierungsmatrix
kein nachweisbares Loch. Die superabgeschreckte Legìerungsmatrix lag, wie durch
Röntgenbeugung bestätigt wurde, in der amorphen Phase vor.
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BEISPIEL 12 Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte
Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen
Zusammensetzungen hergestellt 70.5Fe4 5s115B10)99(C)1 (Co70.5Fe4.5Si15B10)95(C)5
(c070. 5Fe4.5Si15B10)90(C)10 Die feinen Teilchen aus C hatten einen durchschnittlichen
Teilchendurchmesser von 1 #m. Jede der so hergestellten superabgeschreckten Legierungen
mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen lag in.Form eines Bandes mit einer
Breite von 4 mm, einer Dicke von 30 Am und einer Länge von 4 m vor. Wenn dieses
Band unter einem Abtastelektronenmikroskop betrachtet wurde, so enthielt es die
feinen Teilchen aus C, wie gefunden wurde, innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix
in einer gleichmäßig dreidimensional dispergierten Form und es wies eine kompakte
Struktur ohne nachweisbares Loch in der Legierungsmatrix auf. Die superabgeschreckte
Legierungsmatrix lag, wie durch Röntgenbeugung bestätigt wurde, in amorpher Phase
vor.
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Nachstehend werden Beispiele für eine superabgeschreckte Legierung
mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen näher beschrieben, die eine superabgeschreckte
kristalline Legierung und Sekundärphasen-Teilchen umfaßt.
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BEISPIEL 13 Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte
Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen
Zusammensetzungen, nämlich Legierungen mit feinen Teilchen aus NbC, die in Fe8974
Mo9C1,6 dispergiert waren, in einer Nicht-Gleichgewichts-Austenit-Phase hergestellt
(je39 4M°9Cl.6)98(Nbc)2 (Fe39 4M°9Cl.6)95(Nbc)5 (Fe39 4M°9Cl.6)90(NbC)lO Beim Betrachten
jeder der so hergestellten Legierungen unter einem Abtastelektronenmikroskop wurde
gefunden, daß die feinen Teilchen aus NbC innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix
gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein
nachweisbares Loch enthalten war. Es wurde bestätigt, daß die superabgeschreckte
Legierungsmatrix aus einer Nicht-Gleichgewichts~t-Austenit-Einzelphase mit einer
Struktur aus extrem feinen Kristallkörnern bestand. Da die die superabgeschreckte
Legierungsmatrix bildende Nicht-Gleichgewichtsr -Austenit-Phase eine kristalline
Legierung war, wies sie eine höhere Wärmebeständigkeit auf als eine amorphe Legierung.
Obgleich die Festigkeit und Zähigkeit dieser Phase für eine kristalline Legierung
hoch waren, waren sie doch schlechter als diejenigen einer amorphen Legierung. Insbesondere
betrug die Festigkeit 100 bis 150 kg/mm2, ein Wert, der etwa der Hälfte der Festigkeit
einer Legierung
aus einer amorphen Phase entspricht. In den Legierungen
des erfindungsgemäßen Beispiels betrugen die Festigkeiten, wenn der Gehalt an feinen
Teilchen aus NbC jeweils 5 Volumenprozent bzw. 10 Volumenprozent betrug, 200 bis
300 kg/mm2, Werte also, die mit den Werten von amorphen Legierungen auf Eisenbasis
vergleichbar waren. Da diese Legierungen r-Austenit-Matrices aufwiesen, wiesen sie
eine höhere Wärmebeständigkeit auf als amorphe Metalle.
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Die Erfindung ist wie vorstehend beschrieben beschaffen.
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Da die Sekundärphasen-Teilchen zwangsweise in die geschmolzene Mutterlegierung
injiziert werden, werden sie in feinteiligem Zustand in Form von Einzelteilchen
darin dispergiert, ohne innerhalb der Mutterlegierung zu konglomerieren.
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Infolgedessen schwimmen sie in der geschmolzenen Mutterlegierung mit
geringer Geschwindigkeit auf. Da die Mutterlegierung nach der Injektion der Sekundärphasen-Teilchen
darüberhinaus sofort superabgeschreckt und erstarren gelassen wird, können diese
Sekundärphasen-Teilchen keiner Segregation unterliegen. Daher sind die Teilchen
mit einer extrem hohen Gleichmäßigkeit darin dispergiert und die diese Teilchen
voneinander trennenden Zwischenräume sind klein. Die vorliegende Erfindung liefert
daher superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen
mit einer hervorragenden mechanischen Festigkeit und hervorragenden sonstigen Eigenschaften.
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Erfindungsgemäß können die Sekundärphasen-Teilchen in beliebigen gewünschten
Mengen in einer superabgeschreckten Legierung dispergiert werden, beispielsweise
auf einer Seite eines superabgeschreckten Legierungsbandes oder intermittierend
entlang der Länge eines solchen Legierungsbandes, um eine lokale Verbesserung der
mechanischen Eigenschaften zu ermöglichen. Die superabgeschreckte Legierungen der
Erfindung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen werden daher, wie anzunehmen
ist, für wachsende Anwendungsgebiete Verwendung finden.