DE4203443A1 - Waermebestaendige gesinterte hartmetall-legierung - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft eine wärmebeständige gesinterte Hart­ metall-Legierung (Hartlegierung), die aus einer im wesentli­ chen aus einem komplexen Borid vom WCoB-Typ bestehenden har­ ten Phase und einer Matrixphase aus einer Legierung auf Ko­ baltbasis zusammengesetzt ist, die die harte Phase bindet. Die erfindungsgemäße Hartmetall-Legierung weist sowohl bei Raumtemperatur als auch bei hohen Temperaturen ausgezeich­ nete Eigenschaften auf, beispielsweise Hochtemperaturfestig­ keit und Oxidationsbeständigkeit, und ist beispielsweise als Stranggußform bei hohen Temperaturen für einen Kupferstab verwendbar.

Die Anforderungen an abriebsbeständige bzw. verschleißfeste gesinterte harte Materialien sind zunehmend strenger gewor­ den, und es besteht in der Industrie ein Bedarf an verbes­ serten Materialien sowohl mit hoher Verschleißfestigkeit (Abriebsbeständigkeit) als auch mit hoher Wärmebeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit und dgl.

Als gesinterte Hartwerkstoffe sind Carbide, Nitride und Carbonitride, wie beispielsweise Hartmetall-Legierungen auf WC-Basis und Metall-Keramik-Werkstoffe (Cermets) vom TiCN- Typ bekannt. Als Ersatzwerkstoffe für die genannten Hart­ werkstoffe wurden in letzter Zeit Hartmetall-Legierungen und Cermets vorgeschlagen, die metallische Boride, wie bei­ spielsweise WB und TiB₂, und Metallkomplexboride, wie bei­ spielsweise Mo₂FeB₂ und Mo₂NiB₂, enthalten. Derartige Boride sollen ausgezeichnete Eigenschaften aufweisen, wie bei­ spielsweise extreme Härte, einen hohen Schmelzpunkt und hohe elektrische Leitfähigkeit. Ferner werden Stellite als ver­ schleißfeste Materialien auf Kobalt-Basis verwendet.

Eine durch Binden von WB mit einer Legierung auf Nickel- Basis hergestellte Hartmetall-Legierung, wie beispielsweise in den japanischen Patentanmeldungen 56-45 985, 56-45 986 und 56-45 987 offenbart, ist ein paramagnetischer verschleiß­ fester Werkstoff, der insbesondere in Uhrengehäusen und Schmuckgegenständen Verwendung finden kann, und ist nicht für Werkstoffe gedacht, die bei hohen Temperaturen verwendet werden.

Metallische Boride, wie TiB2, aufweisende Keramikwerkstoffe sind in den japanischen Patentanmeldungen 61-50 909 und 63- 5 353 offenbart und weisen extreme Härte und ausgeprägte Wär­ mebeständigkeit auf, haben aber nur eine geringe Temperatur­ wechselbeständigkeit, da sie keinen metallischen Binder als Matrixphase aufweisen.

Im allgemeinen leiden Hartwerkstoffe, die durch den Zusatz von Metallen zu metallischen Boriden gebildet werden, unter dem Nachteil, daß sie zur Bildung einer spröden dritten Phase neigen, und es ist schwierig, hohe Festigkeit oder Zä­ higkeit zu erhalten.

Hartmetall-Legierungen, die Metallkomplexboride aufweisen, wie Mo₂FeB₂ und Mo₂NiB₂, die durch Reaktion während des Sin­ terns gebildet werden, sind zur Verhinderung dieser Nach­ teile entwickelt worden.

Eine in der japanischen Patentanmeldung 60-57 499 offenbarte Hartmetall-Legierung vom Mo₂FeB₂-Typ weist ausgezeichnete mechanische Eigenschaften, Verschleißfestigkeit und Korrosi­ onsbeständigkeit bei Raumtemperatur auf, aber unbefriedi­ gende Hochtemperaturfestigkeit und Oxidationsbeständigkeit aufgrund ihrer Binder-Matrixphase auf Eisen-Basis.

Eine in der japanischen Patentanmeldung 62-1 96 353 offenbarte Hartmetall-Legierung vom Mo₂NiB₂-Typ weist ausgezeichnete Hochtemperatureigenschaften und Korrosionsbeständigkeit auf, aber schlechte Verschleißfestigkeit und Antihafteigenschaf­ ten, da das komplexe Borid Mo₂NiB₂ eine Mikro-Vickers-Härte von etwa 15 GPa aufweist und nicht so hart ist, und seine Bindemittelphase aus einer Legierung auf Nickel-Basis be­ steht. Stellite weisen ausgezeichnete Hochtemperatureigen­ schaften auf, aber ihre Härte ist zu niedrig für die Verwen­ dung als verschleißfeste Werkstoffe.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine gesinterte Hartmetall-Legierung mit ausgezeichneten Eigenschaften sowohl bei Raumtemperatur als auch ausgeprägt guten Hochtem­ peratureigenschaften, wie beispielsweise Hochtemperaturfe­ stigkeit und Oxidationsbeständigkeit bereitzustellen.

Diese Aufgabe wird mit den Merkmalen der Erfindung gelöst.

Die erfindungsgemäße wärmebeständige gesinterte Hartmetall- Legierung weist 35 bis 95 Gew.-% eines komplexen Borids vom WCoB-Typ und eine Matrixphase aus einer Legierung mit Kobalt als Grundmetall auf. Die Hartmetall-Legierung kann 1,5 bis 4,1 Gew.-% Bor und 19,1 bis 69,7 Gew.-% Wolfram enthalten, Rest Kobalt und unvermeidbare Verunreinigungen. Zusätzlich zu den genannten Elementen kann die Hartmetall-Legierung 1 bis 25 Gew.-% Chrom zur Verbesserung der mechanischen Eigen­ schaften und der Korrosionsbeständigkeit enthalten. Ferner kann die Hartmetall-Legierung 1,5 bis 4,1 Gew.-% Bor, 19,1 bis 69,7 Gew.-% Wolfram, 1 bis 25 Gew.-% Chrom und minde­ stens eines der Elemente Nickel, Eisen und Kupfer enthalten. Falls vorhanden, ersetzt Nickel Kobalt im Bereich von 0,2 bis 30 Gew.-% des Kobalt-Gehalts. Falls vorhanden, ersetzt Eisen Kobalt im Bereich von 0,2 bis 15 Gew.-% des Kobalt-Ge­ halts. Falls vorhanden, ersetzt Kupfer Kobalt im Bereich von 0,1 bis 7,5 Gew.-% des Kobalt-Gehalts. Der Rest der Legie­ rung besteht aus Kobalt und unvermeidbaren Verunreinigungen.

In der vorliegenden Beschreibung werden WCoB und ein komple­ xes Borid, welches mittels Röntgenbeugung als Wolfram und Kobalt enthaltendes WCoB identifiziert wird und bei dem ein Teil des Wolframs durch Chrom und ein Teil des Kobalts durch Chrom, Nickel, Eisen und/oder Kupfer ersetzt sein kann, als komplexes Borid vom WCoB-Typ bezeichnet.

Komplexe Boride vom WCoB-Typ bieten die nachstehenden Vor­ teile. Die Bildung einer spröden dritten Phase, zu deren Ausbildung in einer Hartmetall-Legierung auf Borid-Basis Neigung besteht, kann dadurch unterdrückt werden, daß das komplexe Borid vom WCoB-Typ durch Reaktion während des Sin­ terns gebildet wird. Die Mikro-Vickers-Härte der Boride vom WCoB-Typ ist größer als 30 GPa und damit größer als bei an­ deren komplexen Metallboriden, wie Mo₂FeB₂ und Mo₂NiB₂, und gleich groß oder größer als bei Carbiden und Nitriden, die derzeit als Hartwerkstoffe verwendet werden. Ferner weisen die komplexen Boride vom WCoB-Typ ausgezeichnete Oxidationsbeständigkeit auf.

Falls der Anteil des komplexen Borids vom WCoB-Typ an der erfindungsgemäßen Hartmetall-Legierung weniger als 35 Gew.-% beträgt, wird die Abriebsbeständigkeit bzw. Verschleißfe­ stigkeit der Hartmetall-Legierung aufgrund des zu niedrigen Anteils des komplexen Borids reduziert, und die Legierung kann bei hohen Temperaturen einer erheblichen Verformung un­ terliegen aufgrund der unzureichenden Entwicklung eines Netzwerks komplexer Boride in der auf Kobalt-Basis aufgebau­ ten Matrixphasenlegierung. Wenn andererseits der Anteil an komplexen Boriden vom WCoB-Typ mehr als 95 Gew.-% beträgt, wird die Festigkeit der Hartmetall-Legierung merklich ver­ ringert, obwohl ihre Härte vergrößert wird. Aus diesem Grund beträgt der Anteil des komplexen Borids vom WCoB-Typ vor­ zugsweise 35 bis 95 Gew.-% der Hartmetall-Legierung.

Bor ist ein wesentliches Element zum Bilden des komplexen Borids vom WCoB-Typ in der erfindungsgemäßen wärmebeständi­ gen gesinterten Hartmetall-Legierung. Bei einem Bor-Anteil von weniger als 1,5 Gew.-% beträgt der Anteil des komplexen Borids weniger als 35 Gew.-%, und bei einem Bor-Anteil von mehr als 4,1 Gew.-% beträgt der Anteil des komplexen Borids mehr als 95 Gew.-%, was zu einer starken Verschlechterung der Festigkeit der Hartmetall-Legierung führt. Aus diesem Grund beträgt der bevorzugte Gehalt an Bor in der Hartme­ tall-Legierung 1,5 bis 4,1 Gew.-%.

Wolfram ist ebenfalls ein wesentliches Element zur Bildung des komplexen Borids vom WCoB-Typ. Das stöchiometrische Ver­ hältnis in dem komplexen Borid vom WCoB-Typ ist so, daß W : Co : B = 1 : 1 : 1. Ein praktisch anwendbares komplexes Borid vom WCoB-Typ muß jedoch nicht eine perfekt stöchiometrische Verbindung sein, sondern kann in ihrer Zusammensetzung um einige Prozent von der stöchiometrischen Zusammensetzung ab­ weichen. Dementsprechend muß das Molekülverhältnis von W/B, welches nachstehend als "W/B-Verhältnis" bezeichnet wird, nicht notwendigerweise 1 sein, aber es ist wichtig, daß das W/B-Verhältnis innerhalb eines bestimmten Bereichs liegt, welcher 1 näherungsweise als Mittelpunkt enthält.

Testergebnisse zeigen, daß in dem Fall, in dem das W/B- Verhältnis viel kleiner als 1 ist, Kobaltboride, wie Co₂B gebildet werden, und in dem Fall, in dem das W/B-Verhältnis viel größer als 1 ist, intermetallische Verbindungen von Wolfram und Kobalt, wie W₆Co₇ gebildet werden, was in beiden Fällen zu einer Verringerung der Festigkeit der Hartmetall- Legierung führt.

Wenn das W/B-Verhältnis innerhalb des Bereichs von 0,75 bis 0,135 x (11,5-X) liegt, wobei X den Borgehalt in Gew.-% an­ gibt, beeinträchtigt die dritte Phase die Festigkeit der Hartmetall-Legierung kaum, selbst wenn die dritte Phase ge­ bildet wird; das bedeutet, daß die Festigkeitsverringerung innerhalb erlaubter Grenzen liegt.

Wenn das W/B-Verhältnis größer als 1 ist, bildet ein Teil des überschüssigen Wolfram eine feste Lösung in der Legie­ rungsmatrixphase auf Kobalt-Basis, was die Matrixphase verfestigt und dadurch die mechanischen Eigenschaften der wärmebeständigen gesinterten Hartmetall-Legierung verbes­ sert. Da jedoch der Gehalt an Legierungsmatrixphase auf Kobalt-Basis mit der Erhöhung des Gehalts an dem komplexen Borid vom WCoB-Typ abnimmt, ist es erforderlich, den Gehalt an überschüssigem Wolfram in der Matrixphase, der mit der vorstehenden Erhöhung einhergeht, gering zu halten, um die Festigkeit der Hartmetall-Legierung zu bewahren.

Es ist deshalb bevorzugt, daß die Obergrenze des Gehalts an Wolfram, ausgedrückt als W/B-Verhältnis, in dem Fall, in dem der Borgehalt mit 1,5 Gew.-% am niedrigsten ist, 1,35 be­ trägt, und in dem Fall, in dem der Borgehalt mit 4,1 Gew.-% am höchsten ist, 1 beträgt. Dieser Bereich wird durch die Formel 0,135 x (11,5-X) repräsentiert, in der x den Boran­ teil in Gew.-% darstellt.

Es ist demgemäß wünschenswert, daß der Wolframgehalt in der Hartmetall-Legierung zwischen 0,75 und 0,135 x (11,5-X) be­ trägt, vorzugsweise zwischen 0,8 und 0,135 x (11,5-X) ausge­ drückt als W/B-Verhältnis; dies bedeutet, daß die erfin­ dungsgemäße Hartmetall-Legierung vorzugsweise 19,1 bis 69,7 Gew.-% W, besonders bevorzugt 20,4 bis 69,7 Gew.-% W auf­ weist.

Falls die erfindungsgemäße Hartmetall-Legierung Chrom ent­ hält, wird angenommen, daß Chrom als feste Lösung in dem komplexen Borid vom WCoB-Typ auftritt und ein (W_xCo_yCr_z)B- Mehrfachborid als komplexes Borid vom WCoB-Typ gebildet wird, in dem eher Kobalt als Wolfram teilweise durch Chrom ersetzt ist und x + y + z gleich 2 ist, und daß ferner Chrom auch als feste Lösung in der Legierungsmatrix auf Kobalt- Basis vorliegt, so daß die Beständigkeit der erfindungsge­ mäßen Hartmetall-Legierung gegen Korrosion, Hitze und Oxida­ tion verbessert wird.

Chrom verfeinert ferner die (W_xCO_yCr_z)B-Mehrfachboridphase und verbessert die mechanischen Eigenschaften der gesinter­ ten Hartmetall-Legierung. Bei einem Chromgehalt von weniger als 1 Gew.-% kann die vorstehend erläuterte Verbesserung nicht erzielt werden, und bei einem Chromgehalt von mehr als 25 Gew.-% werden die mechanischen Eigenschaften der gesin­ terten Hartmetall-Legierung wegen der Bildung einer spröden Phase, wie einer CoCr-Sigma(σ)-Phase wesentlich verschlech­ tert. Es ist deshalb bevorzugt, daß der Chromgehalt zwischen 1 und 25 Gew.-% beträgt.

Im Fall einer Nickel enthaltenden gesinterten Hartmetall-Le­ gierung wird angenommen, daß Nickel Kobalt substituiert und eine feste Lösung in der Legierungsmatrixphase auf Kobalt- Basis bildet, und daß dadurch die mechanischen Eigenschaf­ ten, die Korrosionsbeständigkeit und die Wärmebeständigkeit der Hartmetall-Legierung verbessert werden. Mit dem Ersatz von weniger als 0,2 Gew.-% des Kobaltgehalts durch Nickel können die genannten Verbesserungen der mechanischen und an­ deren Eigenschaften nicht erreicht werden, und mit dem Er­ satz von mehr als 30 Gew.-% Kobalt durch Nickel wird die Verschleißfestigkeit aufgrund der Verringerung der Härte re­ duziert. Es ist deshalb bevorzugt, daß Nickel zwischen 0,2 und 30 Gew.-% des Kobaltgehalts substituiert.

Eisen dient als Substituent hauptsächlich für Kobalt in dem komplexen Borid vom WCoB-Typ und in der Legierungsmatrix­ phase auf Kobalt-Basis und verbessert die Festigkeit bei tiefen Temperaturen. Mit dem Ersatz von weniger als 0,2 Gew.-% des Kobaltgehalts durch Eisen kann die vorste­ hende Verbesserung nicht erreicht werden, und mit dem Ersatz von mehr als 15 Gew.-% des Kobaltgehalts durch Eisen wird die Hartmetall-Legierung weniger beständig gegen Korrosion, Wärme und Oxidation. Es ist deshalb im Fall der Eisen enthal­ tenden gesinterten Hartmetall-Legierung bevorzugt, daß das Eisen Kobalt im Bereich von 0,2 bis 15 Gew.-% des Kobaltge­ halts substituiert.

Kupfer dient als Substituent für Kobalt und geht eine feste Lösung in der Legierungsmatrixphase auf Kobalt-Basis ein. Kupfer verbessert die Korrosionsbeständigkeit und Wärmeleitfähigkeit der gesinterten Hartmetall-Legierung. Wenn Kupfer weniger als 0,1 Gew.-% des Kobaltgehalts substi­ tuiert, werden die vorstehenden Verbesserungen nicht er­ reicht, und wenn Kupfer mehr als 7,5 Gew.-% des Kobaltge­ halts substituiert, werden die mechanischen Eigenschaften und die Wärmebeständigkeit verschlechtert. Es ist deshalb bevorzugt, daß Kupfer Kobalt im Bereich von 0,1 bis 7,5 Gew.-% des Kobaltgehalts substituiert, wenn Kupfer der gesinterten Hartmetall-Legierung zugefügt wird.

Die in der erfindungsgemäßen Hartmetall-Legierung enthalte­ nen unvermeidbaren Verunreinigungen sind im wesentlichen Silizium, Aluminium, Mangan, Magnesium, Phosphor, Schwefel, Stickstoff, Sauerstoff, Kohlenstoff und dgl., und es ist wünschenswert, daß der Gehalt dieser Verunreinigungselemente so gering wie möglich ist. Wenn jedoch die Gesamtmenge die­ ser Verunreinigungselemente weniger als 1,0 Gew.-% beträgt, sind deren schädigende Auswirkungen auf die Eigenschaften der gesinterten Hartmetall-Legierung relativ klein. Es ist deshalb bevorzugt, daß der Gesamtgehalt der unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als 1,0 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 0,5 Gew.-% beträgt.

Wenn die gesinterte Hartmetall-Legierung für eine ver­ schleißfeste Beschichtung verwendet wird, bei der die Fe­ stigkeit nicht kritisch ist und bei der Silizium und Alumi­ nium oder dgl. gezielt zugesetzt werden können, um die Oxidationsbeständigkeit der Beschichtung zu verbessern, kann der Gesamtgehalt der vorstehenden Elemente auch mehr als 1 Gew.-% betragen.

Die gesinterte Hartmetall-Legierung gemäß der Erfindung wird dadurch hergestellt, daß zunächst Wolfram-, Kobalt-, Chrom-, Nickel- und/oder Eisen-Boridpulver gemischt werden, oder daß Bor-Legierungspulver mit Wolfram, Kobalt, Chrom, Nickel, Eisen und/oder Kupfer gemischt wird, oder daß Borpulver mit Metallpulver aus Wolfram, Kobalt, Chrom, Nickel, Eisen und/oder Kupfer oder mit Legierungspulver, das mindestens zwei der metallischen Elemente Wolfram, Kobalt, Chrom, Nickel, Eisen und Kupfer enthält, gemischt wird. Die genann­ ten Gemische werden dann jeweils mit einem organischen Lö­ sungsmittel mittels einer Kugelschwingmühle oder dgl. naßge­ mahlen, getrocknet, granuliert und geformt. Danach wird der grüne Preßling in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, bei­ spielsweise in Vakuum, in einem reduzierenden Gas oder einem inerten Gas, flüssigphasengesintert.

Die harte Phase, d. h. das komplexe Borid vom WCoB-Typ der gesinterten Hartmetall-Legierung, wird durch Reaktion wäh­ rend des Sinterns gebildet. Als Ausgangsmaterial kann auch eine Pulvermischung verwendet werden, die durch Mischen von Metallpulvern, wie Kobalt, Chrom und Nickel, zur Bildung der Legierungsmatrixphase auf Kobaltbasis mit dem komplexen Bo­ rid vom WCoB-Typ, wie WCoB und (W_xCO_yCr_z)B, erhalten wird, wobei das komplexe Borid durch Umsetzen von Wolframborid, Kobaltborid, Borpulver mit Metallpulvern, wie Wolfram, Ko­ balt, Chrom und dgl. hergestellt wird.

Das Flüssigphasensintern wird üblicherweise in dem Tempera­ turbereich von 1100 bis 1400°C für 5 bis 90 min durchge­ führt, wobei die genauen Bedingungen von der Zusammensetzung der Hartmetall-Legierung abhängen. Ein Heißpreßverfahren, ein heißisostatisches Preßverfahren und ein Widerstandssin­ terverfahren oder dgl. können ebenfalls angewandt werden.

Beispiele

Die in Tabelle 1 genannten Verbindungspulver und die in Tabelle 2 genannten Metallpulver werden in den in Tabelle 3 angegebenen Zusammensetzungen mit den in Tabelle 5 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt. Die gemischten Pulver wer­ den mittels einer Kugelschwingmühle mit Aceton 28 h lang naßgemahlen und danach getrocknet und granuliert. Die erhal­ tenen Pulver werden in eine bestimmte Form gepreßt. Die grü­ nen Preßlinge werden bei einer Temperatur von 1150 bis 1300°C 30 min lang im Vakuum gesintert.

Die Querbruchfestigkeit und Rockwell A-Härte (RA) bei Raum­ temperatur, die Querbruchfestigkeit bei 900°C und die Ge­ wichtszunahme durch Oxidation, nachdem die Probe 1 h lang bei einer Temperatur von 900°C in stehender Luft gehalten wird, sind für die erhaltenen Hartmetall-Legierungen in Tabelle 7 dargestellt.

Die Proben Nr. 1 bis 10 zeigen alle extrem gute Härte und hohe Querbruchfestigkeit bei Raumtemperatur sowie hohe Quer­ bruchfestigkeit und ausgezeichnete Oxidationsbeständigkeit bei hoher Temperatur. Unter Verwendung der Hartmetall-Legie­ rung gemäß Probe Nr. 6 wurde eine Heißstrangpreßform herge­ stellt, und ein Stab aus reinem Kupfer wurde durch die Form stranggepreßt. Der Strangpreßvorgang für den Stab konnte 50- bis 100mal zufriedenstellend wiederholt werden. Eine aus einer Hartmetall-Legierung vom WC-Co-Typ hergestellte ähnli­ che Form konnte praktisch nicht für das Heißstrangpressen eines reinen Kupferstabs verwendet werden.

Vergleichsbeispiele

Die in Tabelle 1 genannten Verbindungspulver und die in Tabelle 2 genannten Metallpulver werden in der in Tabelle 4 gezeigten Zusammensetzung mit den in Tabelle 6 gezeigten Mischungsverhältnissen gemischt.

Die Hartmetall-Legierungen werden mit dem gleichen Verfahren wie in den Beispielen hergestellt, und deren Eigenschaften sind in Tabelle 8 dargestellt.

Die Probe Nr. 11 weist ein W/B-Verhältnis von weniger als 0,75 auf und zeigt eine niedrige Querbruchfestigkeit sowohl bei Raumtemperatur als auch bei hoher Temperatur. Die Probe Nr. 12 zeigt eine niedrige Querbruchfestigkeit bei hoher Temperatur und schlechte Oxidationsbeständigkeit, da der Ge­ halt an Eisen höher als 10 Gew.-% ist, obwohl die Querbruch­ festigkeit bei Raumtemperatur hoch ist. Die Probe Nr. 13, die anstelle des komplexen Borids vom WCoB-Typ ein komplexes Borid vom MoCoB-Typ enthält, weist eine niedrige Querbruch­ festigkeit sowohl bei Raumtemperatur als auch bei hoher Tem­ peratur auf, verglichen mit den Proben gemäß der Beispiele, die annähernd die gleiche Härte aufweisen. Die Probe Nr. 14, die ein komplexes Borid vom Mo₂FeB₂-Typ enthält, weist eine niedrige Querbruchfestigkeit bei hoher Temperatur und schlechte Oxidationsbeständigkeit auf.

Unter Verwendung der Hartmetall-Legierung von Probe Nr. 14 wurde eine ähnliche Heißstrangpreßform wie in den Beispielen beschrieben hergestellt, und ein Kupferstab wurde in der gleichen Weise wie in den Beispielen beschrieben strangge­ preßt. Mit dieser Strangpreßform konnte ein Kupferstab nur 5- bis 10mal stranggepreßt werden.

Tabelle 1

Tabelle 2

Tabelle 3

Tabelle 4

Tabelle 5

Tabelle 6

Tabelle 7

Tabelle 8

Claims (5)

1. Wärmebeständige gesinterte Hartmetall-Legierung, welche 35 bis 95 Gew.-% eines komplexen Borids vom WCoB-Typ in einer Matrixphase aus einer Legierung mit Kobalt als Grundmetall enthält.

2. Hartmetall-Legierung gemäß Anspruch 1, welche aus 1,5 bis 4,1 Gew.-% Bor, 19,1 bis 69,7 Gew.-% Wolfram, Rest Kobalt und auf Basis der Legierung höchstens 1 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen enthält.

3. Hartmetall-Legierung gemäß Anspruch 2, welche ferner 1 bis 25 Gew.-% Chrom enthält.

4. Hartmetall-Legierung gemäß Anspruch 2 oder 3, welche ferner Nickel, Eisen und/oder Kupfer enthält.

5. Hartmetall-Legierung gemäß Anspruch 4, wobei Nickel, falls vorhanden, zwischen 0,2 und 30 Gew.-% des Kobalt- Gehalts substituiert, Eisen, falls vorhanden, zwischen 0,2 und 15 Gew.-% des Kobalt-Gehalts substituiert und Kupfer, falls vorhanden, 0,1 bis 7,5 Gew.-% des Kobalt- Gehalts substituiert.