DE69310568T2

DE69310568T2 - Hartmetallegierung

Info

Publication number: DE69310568T2
Application number: DE69310568T
Authority: DE
Inventors: Hironori Yoshimura
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 1992-02-20
Filing date: 1993-02-17
Publication date: 1998-01-22
Anticipated expiration: 2013-02-18
Also published as: EP0556788B1; US5447549A; EP0556788A3; ES2101149T3; DE69310568D1; EP0556788A2

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Hartlegierung, wie zum Beispiel Kerametall bzw. Cermet oder Sinterkarbid, die einen vortrefflichen Verschleißwiderstand und einen vortrefflichen Bruchwiderstand bei Verwendung als Schneidwerkzeug aufweist.
Die Druckschriften EP-A-0 247 985 und EP-A-0 246 211 offenbaren einen Sinterkarbidkörper, der aus einer harten dispergierten Phase und einer Binderphase bzw. Bindephase besteht, wobei eine Druckspannung im Oberflächenbereich des gesinterten Körpers ausgebildet ist, die durch eine Differenz bei der Wärmeausdehnung zwischen dem Oberflächenbereich und dem zentralen Bereich des gesinterten Körpers erzeugt wird.
Ein bekanntes Kerametall, das aufweist: eine harte dispergierte Phase, die sich aus Karbonitrid von Titan (Ti) oder zusammengesetztem Karbonitrid von Titan und zumindest einem Element aus Tantal (Ta), Wolfram (W), Molybdän (Mo), Niob (Nb), Vanadin (V), Chrom (Cr), Zirkonium (Zr) oder Hafnium (Hf) zusammensetzt, und eine Bindemetallphase, die sich aus zumindest einem Metall aus Kobalt (Co), Nickel (Ni), Eisen (Fe) oder Aluminium (Al) zusammensetzt, wurde bisher bei Schneidwerkzeugen für Fertigschnitte an Stahl oder ähnlichem verwendet, wohingegen ein bekanntes Sinterkarbid, das aufweist: eine harte dispergierte Phase, die aus Wolframkarbid (WC) und optional zumindest einer Verbindung aus Karbid, Nitrid oder Karbonitrid besteht, die zumindest ein Element aus Titan, Tantal, Molybdän, Niob, Vanadin oder Chrom enthält, und eine Bindemetallphase, die zumindest aus einem Metall aus Kobalt, Nickel, Eisen oder Aluminium zusammengesetzt ist, bisher bei Schneidwerkzeugen für den Schruppschnitt an Stahl, Gußeisen oder ähnlichem verwendet wurde.
Insoweit als die vorstehend genannte herkömmliche Hartlegierung ein zusammengesetztes Material ist, das die harte dispergierte Phase und die Bindemetallphase aufweist, wird Druckspannung im Inneren auf die harte dispergierte Phase ausgeübt, während bei Beendigung des Sinterns Zugspannung auf die Bindemetallphase ausgeübt wird.
Genauer gesagt haben Kobalt, Nickel, Eisen und Aluminium, die als Metalle zum Festlegen der Bindemetallphase der vorstehend genannten Hartlegierung dienen, thermische Ausdehnungskoeffizienten von 12,36 x 10&supmin;&sup6;/ºC, 13,30 x 10&supmin;&sup6;/ºC, 11,50 x 10&supmin;&sup6;/ºC bzw. 23,13 x 10&supmin;&sup6;/ºC. Im Gegensatz dazu sollte, da Titankarbid (TiC) und Titannitrid (TiN) thermische Ausdehnungskoeffizienten von 7,42 x 10&supmin;&sup6;/ºC bzw. 9,35 x 10&supmin;&sup6;/ºC haben, der thermische Ausdehnungskoeffizient von Titankarbonitrid (TiCN), der die harte dispergierte Phase des Kerametalls definiert, einen Wert zwischen diesen haben. Ferner sind bezüglich den Bestandteilen, die die harte dispergierte Phase des Sinterkarbids definieren, der thermische Ausdehnungskoeffizient von Wolframkarbid bei Messung in a-Achsenrichtung 5,2 x 10&supmin;&sup6;/ºC und bei Messung in c-Achsenrichtung 7,3 x 10&supmin;&sup6;/ºC. Auch sind die thermischen Ausdehnungskoeffizienten von Tantalkarbid (TaC) und Niobkarbid (NbC) 6,29 x 10&supmin;&sup6;/ºC bzw. 6,65 x 10&supmin;&sup6;/ºC. Somit ist sowohl beim Kerametall als auch beim Sinterkarbid der thermische Ausdehnungskoeffizient für die Bindemetallphase größer als der für die harte dispergierte Phase; somit ist das Schrumpfen der Bindemetallphase bei Abkühlung nach dem Sintervorgang größer als das bei der harten dispergierten Phase. Daher schrumpft die Bindemetallphase in einer solchen Weise, daß in dieser die harte dispergierte Phase eingeschlossen wird, so daß die harte dispergierte Phase einer Druckspannung ausgesetzt wird, während die Bindemetaliphase einer Zugspannung ausgesetzt wird. Somit wird die Druckspannung in der harten dispergierten Phase der resultierenden Legierung beibehalten, wohingegen die Zugspannung in der Bindemetallphase von dieser beibehalten wird.
In dem Fall, in dem die herkömmliche Hartlegierung mit dem vorstehend genannten Aufbau direkt verwendet wird, um Schneidwerkzeuge herzustellen, sind die Schneidkanten der resultierenden Werkzeuge nicht nur gegenüber dem starken Stoß, der auf die Oberflächen ausgeübt werden soll, bezüglich Ausbrechen anfällig, sondern sind auch bezüglich dem Verschleißwiderstand unzureichend, woraus sich eine sehr geringe Werkzeuglebensdauer ergibt. Um diese Probleme zu verhindern, wurden bisher zahlreiche speziell entwickelte Sinterverfahren angewendet, um den Bruchwiderstand zu verbessern, oder wurde eine Hartbeschichtung auf der Werkzeugoberfläche zur Verbesserung des Verschleißwiderstandes ausgebildet. Da bei diesen Maßnahmen erhöhte Fertigungskosten erforderlich sind, sind die resultierenden Schneidwerkzeuge teuer geworden.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Es ist daher die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Hartlegierung vorzusehen, die bei Verwendung als Schneidwerkzeug einen höheren Verschleißwiderstand und einen höheren Bruchwiderstand im Vergleich zu herkömmlichen Hartlegierungen aufweist und die bei verringerten Kosten einfach hergestellt werden.
Entsprechend der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung eines Hartlegierungskörpers gemäß Anspruch 1 und eine Hartlegierung, die durch das Verfahren erhalten wird und die eine harte dispergierte Phase und eine Bindemetallphase aufweist, wobei die Bindemetallphase so aufgebaut ist, daß Druckspannung in dieser verbleibt, nach Anspruch 3 vorgesehen.
Bei der vorstehenden Hartlegierung weist, da die Druckspannung in der Bindemetallphase beibehalten wird, die Hartlegierung einen vortrefflichen Verschleißwiderstand und einen vortrefflichen Bruchwiderstand auf. Es ist zu bevorzugen, daß die Druckspannung, die in der Bindemetallphase zurückbehalten wird, nicht weniger als 98 MPa (10kgf/mm²) beträgt.
Ferner weist die Hartlegierung Kerametall oder Sinterkarbid auf. Ein typisches Kerametall, das zum Zweck der Erfindung verwendet werden soll, weist auf: eine harte dispergierte Phase, die im wesentlichen aus zumindest einer Verbindung besteht, die aus der Gruppe aus Titankarbonitrid und zusammengesetztem Titankarbonitrid ausgewählt wurde, das ferner zumindest ein Element aus der Gruppe aus Tantal, Wolfram, Molybdän, Niob, Vanadin, Chrom, Zirkonium und Hafnium aufweist, und eine Bindemetallphase, die im wesentlichen aus einem Metall aus der Gruppe besteht, die Kobalt, Nickel, Eisen und Aluminium aufweist. In ähnlicher Weise weist ein typisches Sinterkarbid für Schneidwerkzeuge auf: eine harte dispergierte Phase, die im wesentlichen aus Wolframkarbid und optional zumindest einer Verbindung besteht, die aus der Gruppe aus Karbid, Nitrid und Karbonitrid ausgewählt wurde und zumindest ein Element aus Titan, Tantal, Molybdän, Niob, Vanadin oder Chrom enthält, und eine Bindemetallphase, die im wesentlichen aus zumindest einem Metall aus der Gruppe besteht, die Kobalt, Nickel, Eisen und Aluminium aufweist.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Bei der Beobachtung von Spannungen, die auf die harte dispergierte Phase und die Bindemetallphase ausgeübt werden, wurden von den Erfindern ausgedehnte Studien durchgeführt, um eine Hartlegierung zu entwickeln, die nicht nur einen höheren Verschleißwiderstand und einen höheren Bruchwiderstand im Vergleich zu herkömmlichen Hartlegierungen aufweist, sondern die ebenfalls mit verringerten Kosten hergestellt werden kann. Als Ergebnis wurde von ihnen festgestellt, daß, wenn die Hartlegierung so aufgebaut ist, daß die Druckspannung in der Bindemetallphase zurückbehalten wird, die resultierende Legierung unerwartet einen vortrefflichen Verschleißwiderstand und einen vortrefflichen Bruchwiderstand aufweist.
Somit ist die Hartlegierung entsprechend der vorliegenden Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß die Druckspannung, die vorzugsweise nicht niedriger als 98 MPa (10kgf/mm²) ist, in der Bindemetallphase zurückbehalten wird. Bei diesem Aufbau weist die Hartlegierung im Vergleich zu herkömmlichen Hartlegierungen einen wesentlich verbesserten Verschleißwiderstand und einen wesentlich verbesserten Bruchwiderstand auf.
Um die Druckspannung in der Bindemetallphase zurückzubehalten wird ein mechanisches Behandlungsverfahren, das Sandstrahlen oder Kugelstrahlen gegen die Oberfläche der gesinterten Legierung einschließt, oder eine Ionenätzbehandlung auf der Oberfläche von dieser angewendet. Somit müssen weder spezielle Sinterverfahren noch ein Hartbeschichten angewendet werden, um den Verschleißwiderstand und den Bruchwiderstand zu verbessern; folglich kann eine wesentliche Verringerung der Herstellungskosten erreicht werden.
Die Hartlegierung der Erfindung setzt sich aus Kerame tall oder Sinterkarbid zusammen. Ein typisches Kerametall, das zum Zwecke der Erfindung verwendet werden soll, weist auf: eine harte dispergierte Phase, die im wesentlichen aus zumindest einer Komponente aus der Gruppe aus Titankarbonitrid und zusammengesetztem Titankarbonitrid besteht, das ferner zumindest ein Element aus der Gruppe aufweist, die aus Tantal, Wolfram, Molybdän, Niob, Vanadin, Chrom, Zirkonium und Hafnium besteht, und eine Bindemetallphase, die im wesentlichen aus zumindest einem Metall aus der Gruppe aus Kobalt, Nickel, Eisen und Aluminium besteht. Ein solches Kerametall kann eine beliebige Zusammensetzung haben, hat jedoch typischerweise 5 bis 30 Gewichtsprozent Bindemetall phase, wobei die harte dispergierte Ausgleichphase aus Titankarbonitrid zusammengesetzt ist. Wenn die zusammengesetzten Titankarbonitride als Bestandteile der harten dispergierten Phase enthalten sind, sollte der Gesamtgehalt dieser Bestandteile vorzugsweise zwischen 10 und 60 Gewichtsprozent bezüglich der Gesamtmenge an Kerametall sein. In ähnlicher Weise weist ein typisches Sinterkarbid für Werkzeugschneiden auf: eine harte dispergierte Phase, die im wesentlichen zumindest aus Wolframkarbid und optional zumindest aus einer Verbindung aus der Gruppe aus Karbid, Nitrid und Karbonitrid besteht, die zumindest ein Element aus Titan, Tantal, Molybdän, Niob, Vanadin und Chrom enthält, und eine Bindemetallphase, die im wesentlichen aus zumindest einem Metall besteht, das aus der Gruppe aus Kobalt, Nickel, Eisen und Aluminium ausgewählt wurde. Ein solches Sinterkarbid kann eine beliebige Zusammensetzung haben, hat jedoch typischerweise 3 bis 30 Gewichtsprozent Bindemetallphase und die harte dispergierte Ausgleichphase aus Wolframkarbid. Wenn Karbid, Nitrid und/oder Karbonitrid weiter der harten dispergierten Phase zugesetzt werden, sollte der Gesamtgehalt dieser Bestandteile vorzugsweise zwischen 0,1 bis 30 Gewichtsprozent bezüglich der Gesamtmenge an Sinterkarbid liegen.
Die vorliegende Erfindung wird nun detailliert unter Bezugnahme auf die folgenden Beispiele beschrieben.

Beispiel 1

Pulver wurde zu einer Zusammensetzung von TiCN-15%WC- 10TaC-10%Mo&sub2;C-10%Co-5%Ni (% bezeichnet Gewichtsprozent) vermengt und gemischt und zu Grünlingen gepreßt, die dann bei gewöhnlichen Bedingungen gesintert wurden, um gesinterte Kerametalle auf der Basis von TiCN in der Form von Schneideinsätzen entsprechend der ISO, TNMG 160 412 herzustellen.
Im Anschluß wurde eine große Anzahl an Stahlkugeln mit einem mittleren Durchmesser von 300 µm gegen die gesinterten Kerametalle unter den in Tabelle 1 dargestellten Bedingungen gestrahlt. Die Kerametalle, die auf diese Weise erhalten wurden, wurden bezüglich der verbleibenden Spannungen sowohl in der harten dispergierten Phase als auch in der Bindemetallphase der Oberflächenabschnitte mittels einer Röntgenstrahl-Spannungsmeßvorrichung getestet. Die Kerametalle, bei denen die Druckspannung in der Bindemetallphase zurückbehalten wurde, sind als Kerametalle 1 bis 8 der Erfindung angezeigt; während die anderen Kerametalle, bei denen die verbleibende Spannung in der Bindephase Zugspannung ist, als Vergleichskerametalle 1 bis 4 angezeigt sind.
Ferner wurde zum Zweck des Vergleiches ein gesintertes Kerametall auf der Basis von TiCN, das durch die gleichen Prozeduren ohne die Behandlung mit den Stahlkugeln erhalten wurde, als Kerametall nach dem Stand der Technik verwendet. Seine verbleibende Spannung wurde ebenfalls gemessen und in Tabelle 1 festgehalten.
Um den Verschleißwiderstand zu bestimmen, wurden die Kerametalle 1 bis 8 der Erfindung, die Vergleichskerametalle 1 bis 4 und das Kerametall nach dem Stand der Technik die gemäß Vorbeschreibung erhalten wurden, einem kontinuierlichen Schneidtest unter den folgenden Bedingungen unterzogen:
Werkstück: runder Stahlstab (JIS.SCM 440)
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/Minute
Zuführgeschwindigkeit 0,2 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 1,0 mm
Schneidzeit: 30 Minuten
Bei diesem Test wurde die Freiflächenverschleißbreite gemessen.
In ähnlicher Weise wurden, um den Bruchwiderstand zu bestimmen, alle vorstehenden Kerametalle einem unterbrochenen Schneidtest unter den folgenden Bedingungen ausgesetzt; dann wurde die Anzahl der Schneideinsätze, die auf 10 Einsätze gebrochen wurden, bestimmt:
Werkstück: runder Stahlstab (JIS.SCM 440) mit vier Nuten
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/Minute
Zuführgeschwindigkeit 0,26 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 1,0 mm
Schneidzeit: 2 Minuten
Die Ergebnisse der vorstehenden zwei Tests sind in Tabeile 1 aufgeführt.
Wie es deutlich den Ergebnissen entnommen werden kann, weisen die Kerametalle 1 bis 8 der Erfindung, bei denen die Druckspannung in der Bindemetallphase zurückbehalten wird, einen größeren Verschleißwiderstand und einen größeren Bruchwiderstand als die Vergleichskerametalle 1 bis 4 und das Kerametall nach dem Stand der Technik, bei denen die verbleibende Spannung in der Bindemetallphase Zugspannung ist, auf.

2. Beispiel

Pulver wurde zu einer Zusammensetzung von WC-1%TaC-6%Co (% bedeutet Gewichtsprozent) vermengt und gemischt und zu Grünlingen gepreßt, die dann unter gewöhnlichen Umständen gesintert wurden, um Sinterkarbide auf der Basis von WC zu erzeugen, die die Struktur eines Schneideinsatzes entsprechend der ISO, TNMG 160412 haben.
Im Anschluß wurde eine große Anzahl an Stahlkugeln mit einem mittleren Durchmesser von 300 µm gegen die Sinterkarbide unter den Bedingungen von Tabelle 2 gestrahlt. Die Sinterkarbide, die somit erhalten wurden, wurden auf die verbleibenden Spannungen in sowohl der harten dispergierten Phase als auch in der Bindemetallphase der Oberflächenabschnitte mittels der Röntgenstrahl-Spannungsmeßvorrichung getestet; die Sinterkarbide, bei denen die Druckspannung in der Bindephase zurückbehalten wurde, sind als Sinterkarbide 1 bis 6 der Erfindung angezeigt, während die anderen Sinterkarbide, bei denen die verbleibende Spannung in der Bindephase die Zugspannung ist, als Vergleichs-Sinterkarbide 1 bis 3 angezeigt sind.
Ferner wurde zum Zweck des Vergleiches ein Sinterkarbid auf WC-Basis, das durch die gleichen Prozeduren ohne Behandlung mit den Stahlkugeln erhalten wurde, als Sinterkarbid 1 nach dem Stand der Technik verwendet. Seine verbleibende Spannung wurde ebenfalls gemessen und in Tabelle 2 eingetragen.
Um den Verschleißwiderstand zu bestimmen wurden die Sinterkarbide 1 bis 6 der Erfindung, die Vergleichs-Sinterkarbide 1 bis 3 und das Sinterkarbid 1 nach dem Stand der Technik, die somit erhalten wurden, einem kontinuierlichen Schneidtest unter den folgenden Bedingungen ausgesetzt:
Werkstück: runder Gußeisenstab (JIS.FC 30)
Schneidgeschwindigkeit: 80 m/Minute
Zuführgeschwindigkeit 0, 3 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 1,5 mm
Schneidzeit: 20 Minuten
Bei diesem Test wurde die Freiflächenverschleißbreite gemessen.
In ähnlicher Weise wurden, um den Bruchwiderstand zu bestimmen, alle vorstehenden Sinterkarbide einem unterbrochenen Schneidtest unter den folgenden Bedingungen ausgesetzt; die Anzahl der Schneideinsätze, die in Gruppen zu 10 gebrochen wurden, wurde bestimmt.
Werkstück: runder Gußeisenstab JIS.FC30 mit 4 Nuten
Schneidgeschwindigkeit: 100 m/Minute
Zuführgeschwindigkeit: 0,3 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 2,0 mm
Schneidzeit: 5 Minuten
Die Ergebnisse der vorstehenden zwei Tests sind in Tabelle 2 wiedergegeben.
Wie es aus diesen Ergebnissen deutlich ersichtlich ist, weisen die Sinterkarbide 1 bis 6 der Erfindung, bei denen die Druckspannung in den Bindemetallphasen zurückbehalten wird, einen größeren Verschleißwiderstand und einen größeren Bruchwiderstand als die Vergleichs-Sinterkarbide 1 bis 3 und das Sinterkarbid nach dem Stand der Technik auf, bei denen die verbleibende Spannung in der Bindemetallphase die Zugspannung ist.

Beispiel 3

Pulver wurden zu einer Zusammensetzung von WC-8%TiC- 10%TaC-1%NbC-9%Co (% bedeutet Gewichtsprozent) vermengt und gemischt und zu Grünlingen gepreßt, die dann unter gewöhnlichen Bedingungen gesintert wurden, um Sinterkarbide auf WC-Basis herzustellen, die die Struktur eines Schneideinsatzes entsprechend der ISO.SNMG 432 haben.
Im Anschluß wurde eine große Anzahl an Stahlkugeln mit einem mittleren Durchmesser 250 µm gegen die Sinterkarbide unter den Bedingungen, die in Tabelle 3 dargelegt sind, gestrahlt. Die Sinterkarbide, die somit erhalten wurden, wur den auf die verbleibenden Spannungen in sowohl der harten dispergierten Phase als auch in der Bindemetallphase der Oberflächenabschnitte mittels der Röntgenstrahl-Spannungsmeßvorrichtung getestet; die Sinterkarbide, bei denen die Druckspannung in der Bindephase zurückbehalten wurde, sind als Sinterkarbide 7 bis 11 der Erfindung angezeigt, während die anderen Sinterkarbide, bei denen die verbleibende Spannung in der Bindephase die Zugspannung ist, als Vergleichs- Sinterkarbide 4 bis 6 angezeigt sind.
Ferner wurde zum Zweck des Vergleiches ein Sinterkarbid auf WC-Basis, daß durch die gleichen Prozeduren ohne Behandlung mit den Stahlkugeln erhalten wurde, als Sinterkarbid 2 nach dem Stand der Technik verwendet. Seine verbleibende Spannung wurde ebenfalls gemessen und in Tabelle 3 eingetragen.
Um den Verschleißwiderstand zu bestimmen, wurden die Sinterkarbide 7 bis 11 der Erfindung, die Vergleichs-Sinterkarbide 4 bis 6 und das Sinterkarbid 2 nach dem Stand der Technik, die somit erhalten wurden, einem kontinuierlichen Schneidtest unter den folgenden Bedingungen unterzogen:
Werkstück: runder Legierungsstahl-Stab (JIS.SCM440)
Schneidgeschwindigkeit: 120 m/Minute
Zuführgeschwindigkeit 0,3 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 1,5 mm
Schneidzeit: 20 Minuten
Bei diesem Test wurde die Freiflächenverschleißbreite gemessen; die Ergebnisse sind in Tabelle 3 eingetragen.
In ähnlicher Weise wurden, um den Bruchwiderstand zu bestimmen, alle vorstehenden Sinterkarbide einem unterbrochenen Schneidtest unter den folgenden Bedingungen ausgesetzt; die Anzahl der Schneideinsätze, die auf 10 Einsätze gebrochen wurde, wurde bestimmt.
Werkstück: runder Legierungsstahl-Stab (JIS.SCM440) mit vier Nuten
Schneidgeschwindigkeit: 120 m/Minute
Zuführgeschwindigkeit 0,3 mm/Umdrehung
Schneidtiefe 2,0 mm
Schneidzeit: 2 Minuten
Die Ergebnisse des vorstehenden Tests sind ebenfalls in Tabelle 3 eingetragen.
Wie es deutlich aus den Ergebnissen hervorgeht, weisen die Sinterkarbide 7 bis 11 der Erfindung, bei denen die Zugspannung in der Bindemetallphase zurückbehalten wird, einen größeren Verschleißwiderstand und einen größeren Bruchwiderstand als die Vergleichs-Sinterkarbide 4 bis 6 und das Sinterkarbid 2 nach dem Stand der Technik auf, bei denen die verbleibende Spannung, die in der Bindemetallphase zurückbleibt, Zugspannung ist. Tabelle 1
*(+) bezeichnet Zugspannung, während (-) Druckspannung bezeichnet Tabelle 2
*(+) bezeichnet Zugspannung, während (-) Druckspannung bezeichnet Tabelle 3
*(+) bezeichnet Zugspannung, während (-) Druckspannung bezeichnet

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Hartlegierungskörpers, das die Schritt aufweist:

-Mischen von Pulvern, die aufweisen:

Komponenten, die eine harte dispergierte Phase der Legierung bilden und im wesentlichen bestehen aus:

a) zumindest einer Komponente, die aus der Gruppe aus Titankarbonitrid und zusammengesetztem Titankarbonitrid, das zumindest ein Element aus der Gruppe aus Tantal, Wolfram, Molybdän, Niob, Vanadin, Chrom, Zirkonium und Hafnium aufweist, ausgewählt wurde, oder

b) Wolframkarbid und optional zumindest einer Verbindung, die aus der Gruppe aus Karbid, Nitrid und Karbonitrid ausgewählt wurde und die zumindest ein Element aus Titan, Tantal, Molybdän, Niob, Vanadin oder Chrom aufweist, und Komponenten, die eine Bindephase der Legierung bilden und im wesentlichen bestehen aus:

c) zumindest einem Metall, das aus der Gruppe aus Kobalt, Nickel, Eisen und Aluminium ausgewählt wurde,

-Sintern des Pulvers, um den Legierungskörper herzustellen, und

-Behandeln der Oberfläche des Körpers, so daß eine Druckspannung in der Bindephase zurückbehalten wird, wobei der Behandlungsschritt ein mechanisches Behandlungsverfahren oder eine Ionenätzbehandlung der Oberfläche des gesinterten Körpers aufweist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das mechanische Behandlungsverfahren Sandstrahlbehandlung oder Kugelstrahlbehandlung ist.

3. Hartlegierung, das durch ein Verfahren nach Anspruch 1 oder 2 erhalten wurde und aufweist:

Komponenten, die eine harte dispergierte Phase der Legierung ausbilden und im wesentlichen bestehen aus:

b) Wolframkarbid und optional zumindest einer Verbindung, die aus der Gruppe aus Karbid, Nitrid und Karbonitrid ausgewählt wurde und die zumindest ein Element aus Titan, Tantal, Molybdän, Niob, Vanadin und Chrom aufweist, und Komponenten, die eine Bindephase der Legierung bilden und im wesentlichen bestehen aus:

c) zumindest einem Metall, das aus der Gruppe aus Kobalt, Nickel, Eisen und Aluminium ausgewählt wurde, wobei die Druckspannung, die in der Bindemetaliphase verbleibt, nicht kleiner als 98MPa ist.