SE433503B - Hard legering baserad pa volfram-molybden-karbid - Google Patents

Description

78133634: - ringen av priset för volfram. Det är mycket intressant varför en studie på denna fasta lösning och ett försök att använda densamma ej har genomförts så aktivt fram till nu.

Molybdenkarbid stabiliseras som en monokarbid med en kristallstruktur av enkel hexagonal typ när en fast lösning bildas med volframkarbid. Om denna stabila karbid av (Mo, W)C I med lätthet kunde framställas, skulle det bli möjligt att er-' sätta volfram med molybden. För detta syfte har föreslagits \ ett sätt för en stabil framställning av (Mo, W)C (US patent I nr. 4 049 380). När medelst detta sätt pulver av (Mo, W)C användes som ett utgångsmaterial för en legering (Mo, W)C-Co som en ersättning för WC, är emellertid MoC ej stabil i lege- ringen och.Mo2C tenderar ofta att utskiljas. Vidare har detta sätt ej kommit till användning i praktiken, eftersom det er- fordrar värmebehandling som tar lång tid. 7 3 Vidare har det föreslagits att framställa molybden- volframkarbonitrid som har en kristallin struktur som Volframr I karbid genom värmning av molybden och volfram i bunden form och kol i en proportion tillräcklig för att bilda monokarbi- den i en kvävehaltig atmosfär. Detta sätt eftersträvar att stabilisera legeringen genom att införliva kväve så att (Mo, W)2C ej utskiljes.

Ett syfte med föreliggande uppfinning är att åstadkom- ma en hård legering innehållande molybden.

Ett annat syfte enligt föreliggande uppfinning är att åstadkomma en hård legering svarande mot en hårdmetallege- ring bestående i huvudsak av volframkarbid (WC) av vilken en del ersättes med molybdenkarbid (MOC). 3 Ännu ett syfte med föreliggande uppfinning är att åstad-- komma en legering som har en hård fas bestående av en hexa- gonal monokarbid av (Mo, W)C i vilken (Mo, W)2C är disperge- rad. Ännu ett syfte-med föreliggande uppfinning är att åstad- komma en hård legering som har en hård fas bestående av en förening av volfram och molybden med kol, kväve och syre, som har en kristallstruktur av enkel hexagonal typ.

Dessa syften kan uppnås medelst en hård legering inne- hållande en hård fas bestående av en förening av (Mo, W)C av 78133634» enkel hexagonal typ och en bindefas bestående av åtminstone ett element valt från en grupp bestående av järn, kobolt, nickel och krom, i vilken en förening representerad av (Mo, W)2C med en kristallstruktur av hexagonal typ är likformigt dispergerad som en hård fas. _ Bifogade ritningar belyser mera i detalj principen för och förtjänsterna med föreliggande uppfinning.

Fig. 1 visar ett mikrofoto, taget med 200 gângers för- storing, av en hårdmetallegering enligt tidigare teknik inne- * hållande molybden, som visar förekomsten av en karbid av typ (Mo, W)2C nàlformigt utskild.

Fig. 2 visar ett mikrofoto, taget med 200 gångers för- storing, av en legering (Mo, W)C-(Mc,W)2C-Co enligt förelig- gande uppfinning, i vilken en karbid av typ (Mo, W)2C är lik- formigt dispergerad.

Fig. 3 visar ett X-strålediffraktionsmönster för en le- gering enligt föreliggande uppfinning.

Fig. 4 är ett diagram som jämför hårdheten vid hög tem- peratur för en WC-Co-legering enligt tidigare teknik och en legering (Mo, W, Cr)C-Co enligt föreliggande uppfnunng, i vil- ken A visar WC - 10%, B visar (Mo, W, Cr) - (9% för Co + 5% Ni), C visar WC - 15% Co och D visar (Mo, W, Cr) - (15% Co).

Fig. 5A och 5B visar grafiskt tryckspänning och dragpå- känning hos en legering av typ WC-Co som en funktion av töjning, där A = WC - 5% Co, B = WC - 10% Co, C = WC - 25% Co, D = WC - 30% Co, E = WC - 7% Co, F = WC - 12% Co och G = WC -,15% Co.

Procenttalet för Co avser vikt-%.

Fig. 6 visar ett spännings-töjningsdiagram där tryckspän- ningen sättes som en funktion av töjningen hos en legering (Mo, W)C-Co enligt föreliggande uppfinning och en legering WC-Co enligt tidigare teknik, där H = WC - 11% Co, I = WC - 16% Co, J = (Mo0,7Wo,3)C - 11% Co, K = (Moo,5Wo,5)C - 19% Co och L = WC - 24% Co. Kvantiteten av bindemetallerna Co och Ni avser volym-%.

Enligt föreliggande uppfinning åstadkommes en hård le- gering, innehållande en hård fas bestående av minst en förening som har en kristallstruktur av enkel hexagonal MC-typ (M = me- tall, C = kol), vald från en grupp bestående av blandade karbi- 78133634; der, karbonitrider och karboxinitrider av molybden och volfram som en dominerande komponent, och i en mängd av från 3 till 50 vikt-% av legeringskompositionen, en bindemedelsfas, bestående av minst en av järn, kobolt, nickel eller krom.

I enlighet med uppfinningen kännetecknas denna legering i huvudsak av att en hård fas, bestående av en förening av MZC-typ, där M är såsom definierats ovan, som har en kristall- struktur av hexagonal typ, är likformigt dispergerad däri i en proportion av högst 30 volym-%, baserat på alla de hårda fa- " serna, varvid föreningen av M2C-typ föreligger i en granulär eller globulär form med en partikelstorlek av högst 10 mikron och kolhalten i de hårda faserna i legeringen föreligger ï en atomproportion av 0,98 till 0,8 i förhållande till den teore- tiska kolhalten i föreningen av MC-typ. I Kvantiteten av förening av typ M¿C som utskilts är före- fträdesvis 30 volym-% eller mindre, i synnerhet 5-25 volym-%, eftersom om den är mer än 30 volym-% MZC växer till stora par- tiklar så att syftena eller verkningarna som en dispergerad hållfastökad legering ej kan uppnås. Som ett väsentligt till- stånd för att likformigt dispergera den hårda fasen av typ M2Cö är det nödvändigt att kolhalten hos den hårda fasen är i ett atomförhållande av 0,98 till 0,80 av den teoretiska kolhalten hos den hårda fasen av MC-typ. r ' 0 I grova drag och i enlighet med en föredragen utförings- form av uppfinningen åstadkommas en hård legering som inne- håller en eller flera karbidfaser bestående av 80 vikt-% eller mer av en karbid av typ MC, fast lösning innehållande molybden och volfram och med en kristallstruktur av enkel he- xagonal typ'och 20 vikt-% eller mindre av en blandad karbid av typ MZC innehållande, som en huvudkomponent, Mo2C-och med en granulär eller globulär form med en storlek av 10 pm eller mindre, varvid karbiden av typ MZC dispergeras i legeringen, och 3 - 50 vikt-% av en bindefas bestående av en järngrupps- metall.

Förevarande uppfinnare har gjort olika studier siktande" på relationen mellan kolhalten och segheten hos en hårdme- 'tallegering från (MoxWy)C som ett utgångsmaterial och har upp- täckt följande fakta: När kolhalten hos legeringen är mindre än den teoretis- f '7813363-4 ka kolhalten, utskiljes en molybden-volfram blandad karbid av typ M2C som nålkristaller såsom i tidigare teknik (fig. 1).När legeringen innehåller en mikrokvantitet av ett förorenings- element är å andra sidan den blandade karbiden ej nålkristal- ler, utan utskiljes i fin granulär form (fig. 2). Det har som ett resultat av mätning av hållfastheterna hos legeringen in- nehållande nålformig molybden-volfram blandad karbid av typ MZC utskild och legeringen innehållande granulär blæïhd karbid av typ M2C visat sig att den senare är överlägsen den förra i seghet. Det är väl känt att hâllfastheten hos en sådan legering i hög grad beror på skillnaden mellan de ovan beskrivna utskil- da formerna. I det förra fallet koncentreras en spänning på nål- kristaller av molybden-volfram blandade karbider (MZC, M3C2) resulterande i brottanvisningar och i att sänka hållfastheten hos legernræm, medan den senare är en så kallad dispergerad typ av legering, i vilken granulära molybden-volframkarbider av typ MZC är likformigt eller mycket dispergerade så att spän- ningskoncentrationen på de blandade karbiderna förhindras och en yttre kraft anbragt på legeringen hellre absorberas, sålun- da ökande hållfastheten hos legeringen; Skälet till att granulära kristaller av molybden-volfram blandade karbider av typ M2C utskiljes är ej klarlagt i de- talj, men kan förmodas vara följande: I en vanlig (Mo, W)C legering beror utskiljning av nål- kristallerna av molybden-volfram blandad karbid av typ M2C på att utskiljningstemperatuerna för volfram och molybden är olika i kylningssteget för den flytande fasen i vilken volfram, molyb- den och kol är upplösta i bindefasen. Dvs att WC utskiljes vid en relativt hög temperatur och mot slutet kan endast Mo och C kvarbli i bindefasen. Vid en temperatur av lägre än 118006 sönderdelas MoC till Mo2C och C och sålunda kvarblir Mo2C som ett agglomerat. Det fria kolet och utskild Mo2C kan väl disper- geras genom en snabb kylningsbehandling för att förhindra dem från agglomerering. Denna metod kan med en tillräcklig kylnings- verkan emellertid tillämpas på en legering i litet format som har en liten termisk kapacitet, men det är svårt att behandla en hârdmetallegering av stort format som har en stor termisk kapacitet medelst nämnda sätt.

Förevarande uppfinnare har som ett resultat av X-stråle- 78133634; 6 diffraktionsanalys av bindefasen hos en legering, i vilken nål- formig Mo2C utskiljes funnit att gitterkonstanten hos bindefa- sen ej ändras från den hos den rena metallen och bindefasen lege- ras ej, ej heller försvagas den. Sålunda antages det att om en nålformig Mo2C utskild kan dispergeras i en granulär eller glo- bulär form, en legering med tillräcklig hållfasthet kunde framf_ ställas. Om det föreligger mikromängder av föroreningselement i bindefasen, bindes Mo, W och C på kärnorna av sådana element för att bilda ellèr utskilja ett antal av kärnor av typ M¿c- molybden-volfram blandad karbid innan den flytande fasen försvin- ner eller stelnar och Mo och C är ej i bindefasen. Sålunda före- ligger ej någon utskiljning av nâlkristaller av typ MZC även vid en temperatur av 1180°C eller mindre vid vilken den flytande; fasen försvinner. Generellt gäller att utskiljningen av ett stort antal M2C kärnor är i en globulär eller stavliknande form och, i syfte att dispergera och utskilja mera fint molybden- g volfram blandade karbiden av typ MZC i legeringen,_är det effek- tivt att förhindra utskiljningen och tillväxten av den blanda- de karbiden molybden-volfram av typ MZC genom att underkasta den snabb kylning från sintringstemperaturen till stelningstem- peraturen för den flytande fasen. 'l För syftet att likformigt dispergera fasen MZC i legerin- gen föreligger ett sätt innefattande först en beredning av en karbid (Mo, W)2C, sättande denna till utgångspulver som skall blandas och regleringav_sintringstillstånden för att utskilja likformigt (Mo, W)2C-fas, vilket sätt innefattar att'f under steget för framställning av en karbid, syntetisering in- te endast av en fullständigt fast lösning av (Mo, W)C utan även en karbid i.ytskiktet hos vilken dispergeras fin (Mo, W)2C, tillsättning av en järngruppsmetall såsom Co, Ni eller Fe till karbiden och sintring av blandningen med utskiljning av 7 .I (Mo, W)2C och ett sätt innefattande tillsättning av Mo och W till en karbid av (Mo, W)C och sålunda utskiljning av Mo och W upplösta i bindefasen som (Mo, W)2C under sintringssteget.

Vidare har förevarande uppfinnare gjort studier beträf- fande förutsättningarna för dispergering av (Mo, W)2C i lege- ringen och har följaktligen funnit att en mikromängd av en el- 7343363 - 5 ler flera föroreningselement sättes till legeringen och att M2C fasen utskiljes kring föroreningskärnorna i sintrings- och kylningsstegen, därigenom dispergerande MZC fasen likformigt i en globulär form. I synnerhet under bildandet av karbiden kan ett föroreningselement tillsättas och dispergeras likfor- migt. Föroreningar såsom järn är effektiva för att befrämja uppkolningsreaktionen och Fe3C som bildas vid denna tidpunkt tjänar som kärnor för att dispergera (Mo, W)2C. När förore- ningen ej tillsättes tenderar en nålliknande MZC fas att ut- skilja som en primär kristall. I syfte att förhindra denna ut-_ skiljning är det nödvändigt att reglera kvantiteten av upplöst Mo och W under sintring. För detta syfte ökas kvantiteten av W upplöst i bindemetallen mer än den för Mo, varigenom utskil- jes likformigt (Mo, W)2C.

Exempel på element tillsatt som föroreningselement i bindemetallen är ett eller flera av beryllium, magnesium, kalcium, bor, kisel, fosfor, mangan, järn och renium. Dessa element tillsättes individuellt eller i kombination till binde-' metallen i en proportion av högst 3 vikt-%, eftersom mer än 3 vikt-% gör MZC fasen hos den blandade karbiden molybden- volfram spröd och hållfastheten ökas ej så mycket. Tillsätt- ning av titan, zirkonium, hafnium, tantal och niob som ett ele- ment för att förhindra utskiljningen och tillväxt av den blan- dade karbiden molybden-volfram av typ MZC är även effektivt för den dispergerade utskiljningen hos den blandade karbiden.

Karbiden eller den blandade karbiden av MZC som här nämnes inbegriper ej endast (Mo, W)2C och (Mo, W)3C2 utan även andra lägre karbider innehållande andra metaller.

Storleken hos den granulära utskiljningen, molybden- volfram blandade karbiden av typ M2C är företrädesvis 0,1 - 10 /mn, mer effektivt l,0 - 2 /nn,enär om de utskilda partik- larna är alltför grova, hållfastehten och hârdheten hos lege- ringen sänkes, medan om de är alltför små, så avsättes den blandade karbiden i korngränsen hos (Mo, W)C eller bindefasen därav, så att korngränshållfastheten sänkas och sålunda försäm- ras legeringens hållfasthet. Kvantiteten av kol när en karbid av typ MZC dispergeras i legeringen är företrädesvis 80 - 98 % ,r_1e1szss-4 F av den teoretiska kvantflæten när samtliga karbiderna betraktas som typ MC. Detta motsvarar en närvaro av 2 - 30 volym-%.

En granulär eller globulär blandad karbid av molyb- den-volfram av M2C fas har en stor inverkan på egenskapen hos legeringen beroende på kvantiteten av den blandade karbiden.

X-strålediffraktionsmönster med användning av CuK°¿, under tillstånd av 40 KV, 80 mA, FS 4000 c/s och TC 0,2 sek. visar att legeringen har egenskaper åtminstone liknande de hos WC-Co- legeringar, när förhållandet av en X-stråletopp av MZC typ till toppen av MC typ uppträdande nära 39,40 och 48,40 i X- strålediffraktionsvinkeln ( 2 6) är i området 0,01 till 0,5, i synnerhet 0,05 till 0,20. I denna beskrivning, av bekvämlig-' hetsskäl, representeras den blandade karbiden molybden-volfram, av typ MZC av MZC eller Mo2C, men, även om W, Co, Ni, N och/- eller 0 upplösas i MZC eller Mo2C och förhållandet av metall- 'komponenterna och icke-metallkomponenterna fluktueras nära 2:l, ggår de fördelaktiga verkningarna enligt föreliggande uppfin- ning ej förlorade. 5 , I p Som en bindemetall användes företrädesvis en järn-d gruppsmetall i en pfioportion av 3 - 50 vikt-% baserat på le- pgeringskompositionen, eftersom mindre än 3 vikt-% gör lege- ringen spröd och om mer än 50 vikt-% föreligger förstöres hög-- temperaturegenskapen. Järngruppsmetallen som en bindefas kan upplösa gruppernas Iva, Va och VIa metaller och det är möjligt att tillsätta även andra element som har löslighet däri såsom aluminium, kisel, kalcium, silver, etc. med bibehållande av de fördelaktiga egenskaperna enligt föreliggande uppfinning.

Den grundläggande idén enligt föreliggande uppfin- ning kan bibehållas även när en del av molybden- och volfram-I karbid ersättes av en blandad karbid av typ Bl innehållander titan, zirkonium, hafnium, vanadin, niob, tantal, krom, molyb- den och/eller volfram i en proportion av 30 vikt-% eller mind- re, företrädesvis 0,5 - 25 vikt-%. Vidare föreligger en liknan- de relation även i fallet med en legering där en del av C i karbiden ersättes medelst kväve och/eller syre. Exempel på den ~ föredragna utföringsformen i detta fall är som följer. 7813363* 4 Den första utföringsformen är införlivandet av N i en (W, Mo)C för att giva (W, Mo)(C, N) varigenom ett stabilt utgångsmaterial av hexagonal WC typ kan erhållas utan en värme- behandling under en lång tid.

Den andra utföringsformen är införlivandet av 0 i (W, Mo) (C, N) för att giva (W, Mo) (C, N, O) som är mera sta- bil.

Den tredje utföringsformen är införlivande av Cr i (W, Mo)(C, N) eller (W, Mo)(C, N, O) för att giva (W, Mo, Cr)(C, N) eller (W, Mo, Cr)(C, N, 0) varigenom kan er- hållas ett utgångsmaterial med en låg vikt och till lågt pris.

Den fjärde utföringsformen består i framställning av dessa utgângsmaterial i pulverform, en blandning av oxider, metaller, karbider och/eller kol som utsättes för en tempera- tur som har ett kväve-partialtryck av 300 torr eller mer vid en temperatur av 7000 C eller högre i en del av uppkolningsste- get för att bilda ett stabilt utgångspulver.

Den femte utföringsformen är den, när ovan beskrivna utgångspulver kombineras med en järngruppsmetall, att två el- ler flera sorter av hårda faser av enkel hexagonal WC typ av- vikande i komposition föranledas att närvara vid den slutliga legeringen, därigenom förlänande densamma en hög seghet.

I dessa fem utföringsformer kan även en del av fasen av MC ersättas med en fast lösning av Bl typ innehållande en eller flera av grupperäâålva, Va och VIa metaller och icke-me- talliska element, eller/de vanliga tillsatserna till hârdmetal- ler såsom silver, kisel, vismut, koppar, aluminium, etc. även sättas till bindemetallen av järngruppen utan att förde- larna med föreliggande uppfinning går förlorade.

Ovan beskrivna utföringsformer kommer nu att närmare belysas: ' I det viktiga systemet enligt föreliggande uppfin- ning vari det föreligger en enkel hexagonal fas innehållande molybden och volfram och en MZC fas, har det visat sig i den sintrade legeringen med en bindemetall att, när i 70133634, 10 '_ .

N atom % 0 W atom % A =(--------) X (1 - ), (Mo+W) atom % (Mo+W) atom % det lämpliga omrâdet för A är 0,005 É lt É 0,5. Om A är mind- re än den lägre gränsen, uppträder ej verkan av kväve, medan om A är mer än den övre gränsen, sintringen är svår att genom- föra för att giva utmärkta egenskaper. Det mest lämpliga områ- det för A är 0,01 š A š 0,4.

Beträffande verkan av syre har det visat sig att, 0 atom % W atom %_ ) x (l - 0 (Mo+W) atom % (Mo+W) atom % )1 när B = ( det lämpliga området far s är 0,005 ä B á 0,05. om B är mind- re än den lägre gränsen, föreligger ej någon gynnsam inverkanap av syre, medan om B är mer än den övre gränsen, det är svårt att genomföra sintring för att giva utmärkta egenskaper. Det meet lämpliga området för B är 0,01 á ß á 0,04.

När å andra sidan ett förhållande W/Mo företrädesvis är 5/95 till 90/10 gäller att om förhållandet är mindre än 5/95, legeringen är instabil, medan om förhållandet är större än 90/10, fördelarna med ersättningen (lätt vikt, lågt pris) väsentligen_går förlorade. Kvantiteten av krom använd för att ersätta molybden eller volfram är 0,5 eller mindre i atomför- hållande av (W + Mo), eftersom om den är mer än 0,5, legering- en blir spröd även om korrosionshärdigheten ökas.

Som är väl känt inom denna teknik, är det fördelak-"B tigt för skärstål att bilda en Bl typ av fast lösning samman- satt av åtminstone en av gruppernas IVa, Va och VIa metaller såsom titan, zirkonium, hafnium, vanadin, tantal, krom, molyb- den och volfram med åtminstone en av icke-metalliska komponen- ter såsom kol, kväve och syre som tillägg till den enkla hexa- gonala fasen.-Kvantiteten av Bl typen av fast lösning föränd- ras företrädesvis i beroende av skärstålets användning.

Beträffande kvantiteten av kväve i detta fall, har det visat sig som ett resultat av förevarande uppfinnares oli- ka experiment att, när definitionen av A förändras till ..._ ..._ _......... ...we-e ___ en... _- _._.....__ .___ _ e, ...___ _ _ _ . _. _ __ __ .__,._,_ 78133634: ll N atom % ( ) x (l - gruppernaslva, Va, VIa metaller atom % W atom % ), gruppernas IVa, Va, Vla metaller atom % det lämpliga området för A även är 0,005 É A É 0,5 även om en del av kvävet absorberas i Bl typen av fast lösning. Det optimala området för A är 0,01 á A á 0,4. Beträffande kvan- titeten av syre har det visat sig som ett resultat av föreva- rande uppfinnares olika experiment att, när definitionen av B ändras till O atom % ( ) x gruppernas IVa, Va, VIa metaller atom % W EIJÉOIH % (l " ): gruppernas IVa, Va, VIa metaller atom % det lämpliga omrâdet för B även är 0,005 É timer; området för B är 0,01§ B :á 0,04.

Som bindemetallen användes företrädesvis en järn- Bá 0,05. Det op- gruppsmetall i en proportion av 3 - 50 vikt-%, baserat på to- tala kompositionen, eftersom om den är mindre än 3 vikt-% le- qeringen blir spröd och om den är mer än 50 vikt-% legeringen blir alltför mjuk.

För framställning av utgångsmaterialen genomföres reaktionen vid en hög temperatur i en väteatmosfär vid fallet med uppkolning av ett (Mo, W) pulver med kol, reduktion och uppkolning av oxidpulver med kol eller kombination därmed. Vid denna tidpunkt har det visat sig som ett resultat av förevaran- de uppfinnares studier på sönderdelnings- kvävetrycket för (Mo, W)C, N) att det yttre kvävetrycket, beroende på tempera- turen, bör vara 300 torr eller mer vid 7000 C eller högre vid vilken karbonitreringsreaktionen äger rum. Samexistensen med väte är ej alltid skadlig, men det är önskvärt att reglera kvantiteten av väte till som högst 2 gånger så mycket som den _.-.._...._.._._._ ~ e - -_ .._....._..,.__..i,__ e e _*._._-..__....._...._..__........- 781336:-uy 12 S för kväve, företrädesvis som högst densama som den för kväve för att ej hindra nitreringsreaktionen. I fallet att man an- vänder en ammoniakalisk sönderdelningsgas, är det nödvändigt att anrika med kväve.

För framställning av utgångsmaterial innehållande syre erfordras samexistens av kolmonoxid och koldioxid i en atmosfär. I detta fall begränsas ej kvantiteten av väte som ovan beskrivits, men bör ej överskrida_5O % av atmosfären.

Värmning och sintring i en atmosfär av kväve eller koloxid är effektiv för syfte att förhindra en sintrad legering från av- nitrering eller desoxidering. ' I'de ovan beskrivna fem utföringsformerna kan dis- pergeringsbehandlingen av fasen av MZC typ överhoppas och i detta fall kan dock avsevärda utmärkta verkningar uppnås. 7 I hårdmetallegeringar bestående till övervägande del av WC kan utmärkta egenskaper som användning för borrar, nav, tappar etc. erhållas genom att minska partikelstorleken hos karbiden när det ingår en bindemetall i en proportion upp till 15 vikt-%, men om legeringen innehåller en bindemetall i en högre proportion, så åstadkommer detta ej någon verkan. I lege- ringar för skärning vid låg hastighet, t.ex. borrargdeformeras i synnerhet kantdelen genom friktionsvärme. 7 Förevarande uppfinnare har vidare gjort studier för att utveckla en legering som har en högre nöthållfasthet och seghet och har följaktligen funnit att deformationen vid en hög temperatur markant kan förbättras genom att ändra volfram- karbiden till en karbid sammansatt av en fast lösning av tre element, molybden, volfram och krom. D.v.s. en (Mo, W)C-Cr le- gering som har en högre hårdhet vid en hög temperatur än en WC - Co legering och, när Cr ytterligare upplöses i denna karbid, 7 - stegras hårdheten ytterligare och högtempera- turhårdheten förbättras även. Sålunda kan nackdelarna med ti- digare tekniks W -Co legering övervinnas genom ett försök (Cf. fig. 4). Det bör observeras att karbidfasen består av en fast lösning av (Mo, W, Cr)C. Det visade sig även att när Cr upplöses i en fast lösning av (Mo, W,)C' karbidpartiklarna kan göras finare och stabiliseras som en monokarbid av -~_......-.,._.._.,_ __..- _ V .....~_,...__.. . ._ _.. ___.. '7813363-4 13 (Mo, W, Cr)C. Däremot har den kända metoden att tillsätta ute- slutande krom till bindefasen de nackdelarna att det blir o- möjligt att göra karbiden finare och karbidfasen stabiliseras ej som en monokarbid av en fast lösning av (Mo, W, Cr). Kvan- titen krom som skall sättas till den fasta lösningen av karbid (Mo, W)C är företrädesvis 0,3 - 10 %, eftersom om den är mind- re än 0,3 % karbiden ej kan göras finare, medan om den är mer än 10 %,Cr2C2 separeras och utskiljes i legeringen, resulte- rande i sänkning av hårdheten.

I ännu en utföringsform av föreliggande uppfinning ersättes en del av kolet i den fasta lösningen av karbid (Mo, W, Cr)C av kväve, syre och/eller väte. D.v.s., att det antages att om kolet ingående i (Mo, W, Cr)C tillsättes som ett fastämne och bringas att reagera med en reaktivitet av 100 %, kristallen stabiliseras, men nu har det visat sig att införlivande av inte endast kol utan även kväve resulterar i stabilisering av monokarbiden som (Mo, W, Cr) (CN) och ytter- ligare införlivande av syre och väte stabiliserar mer mono- karbiden som (Mo, W, Cr) (CaNb0CHd) (a + b + c + d = 1), på grund av att det föreligger defekter i karbiden, karbiden är instabil under sintring och en blandad karbid av typ MZC ut- skiljes nålformigt och sänker därmed hållfastheten.

När kvantiteten av krom ingående i (Mo, W, Cr)C be- gränsas till 0,3 - l0 vikt-% för att därigenom erhålla en fina- re karbid och en eller flera av järngruppsmetallerna såsom järn, kobolt och nickel tillsättes som en bindefas i en propor- tion av l5 - 30 vikt-%, kan den så erhållna legeringen använ- das som en hârdmetallegering för skärning med låg hastighet, t.ex. borrar, tappar och nav med ett utmärkt resultat. När bindemetallen är inom ett område av 3 - 15 vikt-%, kan lege- ringen även användas effektivt som en korrosionshärdig lege- ring. Exempel på användning som korrosionshärdig legering ut- gör korrosionshärdiga tätningsringar, klockhöljen, ändar på skjutmått, mekaniska tätningar, etc.

Som ett material för en hårdmetallegering väljes en legering som har en relativt låg kobolthalt, vars deformations- hållfasthet är hög. Som visas i fig. 5 försvåras möjligheten . __.,......,_ , V ,-.............._._..._.._......._......._.._.._.... un... __., ~1 ?e13zes-4 14 till brott genom deformation med ökning av kvantiteten kobolt.

Om kvantiteten kobolt emellertid ökas visar legeringen en minskad sträckgräns och tenderar att deformeras. Denna ten- dens till deformation är en nackdel i fallet när man använder legeringen såsom smidesstål, även om den knappast spricker.

Enligt föreliggande uppfinning åstadkommas en lege- ring med ett högt deformationsmotstând såväl som en tillräck- lig elastisk hållfasthet utan sänkning av hårdheten och det förväntas att egenskaperna är mer förbättrade än de hos tidi- 7 gare typ av legeringar av WC-Co. D.v.s., att som ett resultat av förevarande uppfinnares ingående studier av WC-Co lege-' rringar har det visat sig att i legeringar av typen WC-Co en legering i WC-Y zon mellan utskiljningszonen för fritt kol och å-fas (Q -Co3W2C fas) utskiljningszon är utmärkt i av- seende på mekaniska egenskaper och sålunda har legering i zon WC-Y' 'Y-fas är en fas sådan att volfram är upplöst i kobolt och, som är väl känt, legerings- i huvudsak använts. Denna egenskapen förändras med en ändring av kvantiteten av denna fasta lösning. Deformationshållfastheten beror på kvantiteten av volfram upplöst i bindefasen kobolt. Om ej något är upplöst i kobolten, betraktas deformationsmotståndet hos legeringen att öka ytterligare, men detta är orimligt med mindre än att fritt kol utskiljes.

Förevarande uppfinnare har gjort ett försök att fin- na en legering i vilken bindefasen hålles så ren som möjligt utan samexistens med fritt kol. Detta innebär att en aspekt av föreliggande uppfinning består i att deformationshållfastheten : hos bindefasen kan hållas hög utan väsentlig upplösning av volfram och molybden i bindefasen även om kvantiteten av kol förändras och , dessutom, en förening av typ MZC uppträdande på grund av brist av kol dispergeras likformigt och förhindrar därmed spänningskoncentration. Generellt har legeringar inne- hållande karbider av molybden och volfram ej kommit till prak- tisk användning på grund av utskiljning av en nålformig karbid (Mo, W)2C som föranleder en markant sänkning av legeringens hâllfasthet. Förevarande uppfinnare har emellertid lyckats med att öka deformationsmotståndet hos legeringen utan försämring av dess hållfasthet genom en god dispergering av (Mo, W)2C.

Fig. 6 är ett diagram som jämför tryckspänningen som en funktion av töjningen hos en (Mo, W)C-Co legering enligt föreliggande uppfinning och en WC-Co legering enligt tidigare teknik. Det har visat sig att WC-Co typen enligt tidigare tek- vid tryckspänning, medan % nik visar en töjning av cirka 2 - 4 legeringen enligt föreliggande uppfinning visar en töjning av Zl r - 5 %. Exempelvis visar en legering WC - 24 volym-% Co en 2 och en deformation av cirka 4 %, medan spänning av 400 kg/mm däremot legeringen enligt föreliggande uppfinning uppvisar en högre spänning, d.v.s. 500 kg/mmz och en deformation uppgåen- de till cirka 5 %.

I legeringen enligt föreliggande uppfinning, i vil- ken kompositionsförhållandet molybden och volfram represente- ras av (MoXWy)C, är sammansättningen hos (MoxWy)C i legeringen ej alltid begränsad till en enda, utan två eller flera kombina- tioner kan användas för att ändra legeringsegenskapen. I detta fall skulle en karbid av MZC typ, d.v.s. (Mo, W)2C likformigt dispergeras för att giva en önskad verkan. Fördelarna med fö- religgande uppfinning kan bibehållas även när legeringen inne- håller karbider, nitrider och karbonitrider av gruppernas IVa, Va och VIa metaller. Vidare kan ersättning av C i (Mo, W)C eller (Mo, W)2C genomföras medelst N, O och/eller H med bibe- hållande av fördelarna enligt föreliggande uppfinning. Dessa legeringar har i synnerhet en utmärkt schockseghet och kan fördelaktigt användas som burkdragningsverktyg, pressmatriser, gruvverktyg, valsar, etc. förutom stukningsverktyg som är kän- chockhärdiga verktyg.

Enligt ännu en utföringsform av uppfinningen kan ett da som eller flera av mangan, renium, koppar, silver, zink och guld införlivas i bindefasen för att förändra mikrostrukturen hos bindefasen och göra den icke-magnetisk. Samtidigt har det vi- sat sig att när dessa element tillsättas, bindefasen legeras, varigenom korrosionshärdigheten hos legeringen förbättras.

Hårdheten och nöthållfastheten hos legeringen försämras om kvantiteten av bindefasen överstiger 30 vikt-% och nöthâllfast- 7813363-4 »_ ..- ...nfl-flni. .. vw... ...___- _._...._.__.._ ___... _. ___... .___ ..._ __,_ 7813363-le l6 heten hos legeringen sänkes ej med mindre än att kvantiteten av dessa element överstiger 5 vikt-%. 4 I fallet med legeringar av typ WC är det önskvärt, vilket är väl känt, att komponera legeringen som en legering med låg kolhalt för att markant förbättra den icke-magnetiska egenskapen och korrosionshärdigheten och om kvantiteten av legerat kol är mindre än svarande mot zonen WC-1' fas, upplö- ses volfram i bindefasen i en stor mängd för att därigenom med lätthet sänka magnetismen. I fallet med legeringar av typ (Mo, W)C är det å andra sidan svårt att sänka magnetismen även om legeringen komponeras som en innehållande låg kolhalt. När man emellertid använder nickel som bindemetall erhålles en markant verkan i kombination med ovan beskrivna tillsatser. I en legering med låg kolhalt utskiljes en M2C fas som kommer att korroderas på grund av att den elektrokemiskt är förhål- landevis basisk jämfört med en fas (Mo, W)C. Det har emeller- tid visat sig att när en MZC fas likformigt dispergeras i en proportion av 30 volym-% eller mindre i legeringen, baslege- ringen ej korroderas och korrosionshärdigheten hos hela lege- ringskroppen förbättras snarare på grund av att MZC fasen före- ligger i en fin globulär form. D.v.s. att en legering med låg kolhalt i vilken en MZC fas likformigt dispergeras i en proportion av högst 30 volym-% är ' ïönskvärd genom att den göres korrosionshärdig och icke-magnetisk genom att använ- da nickel som en bindefas och genom att tillsätta åtminstone ett av mangan, renium, koppar, silver, zink och guld.

Vid framställning av legeringen enligt föreliggande uppfinning förorenas densamma oundvikligen med små mängder av föroreningar såsom järn, kobolt, etc., men för såvitt summan av dessa föroreningar ej överstiger l %, kan fördelarna med föreliggande uppfinning väl bibehållas.

Enligt ännu en utföringsform av föreliggande upp- finning regleras kvantiteten av järn i legeringen företrädes- vis medelst följande relation: 78133634: 17 mängd av järn (vikt-t) HÅ 0,1 0,001 i mängd av bindemetaller (vikt-%) I detta fall består den hårda fasen av (Mo, W)C och bindefasen till vilken Fe :om ett til1s.ïsele- ment. Sålunda utskiljes en karbid av typ (Mo, W)2C i en granu- består av Co och Ni, sätta: lär form, ej i nålform. Kvantiteten av järn som skall tillsät- tas som det extra elementet är företrädesvis 0,1 - l0 vikt-%, eftersom med mindre än 0,1 % verkan av järn är liten, och om är utskiljningen av typ MZC alltför legeringshâllfastheten. För tillsätt- tillsättas till legeringen eller reakfl framställning av karbiden. Uppkolnings- mer än 10 % tillsättes grov för att bibehålla ningen av Fe kan detta tionsblandningen under reaktiviteten hos karbiden kan regleras genom förändring av kvantiteten av Fe. Om kvantiteten av Fe är mindre än 0,1 %, fortskrider uppkolningen ej tillräckligt och, vid användning av den så erhållna karbiden för framställning av en legering, karbiden av MZC typ dispergeras knappast i granulär form karbiden 0 i legeringen, medan om kvantiteten är mer än l0 6 legeras och malning av densamma är mycket svår att genomföra, resulterande i en sänkning av utbytet av karbid användbar för framställning av en hård legering; En legering (Mo, W)C i vilken en karbid av typ MZC utskiljes och dispergeras enligt kännetecknet enligt föreliggande uppfinning har en hög lege- ringshållfasthet som en så kallad dispersionstyp av legering.

När partikelstorleksfördelningen och dispergerade tillståndet hos karbiden av typ MZC ej är likformig eller skiljer sig från den inre och yttre delen hos legeringen, kan emellertid legeringshâllfastheten ej hållas så hög. I fallet med stora föremål uppstår med legeringar som har en hög halt av bindefas hos föremål som Morgan-valsar, tryck, städ och liknande. D.v.s. efterföljande problem, t.ex. tryck-kolvar för mycket höga att där kol diffunderar från utsidan hos föremålet resulterar detta i en markant skillnad i kolhalter mellan de yttre och inre delarna av föremålet, eller när kylningshastigheten i ytterdelen och den inre delen hos föremålet skiljer sig åt, ._ i ._. _ __.._..........._,......,._~-....... ?813363-lf 18 är utskiljningstillstånden för molybden och volfram från den flytande fasen ej desamma och formerna och de dispergerade tillstånden hos karbiden av MZC typ är olika i de yttre och inre delarna hos föremålet framställt av legeringen.I den yttre eller ytdelen tenderar M2C att bli grovkornig och agglomere- rad, resulterande i en sänkning av hållfastheten.

Enligt föreliggande uppfinning kan dessa problem lö- sas. När man använder kobolt och nickel som bindefasen och tillsätter järn i en proportion av 0,1 - 10 %, utskiljes och dispergeras karbiden av typ MZC stabilt och oberoende av kvan- titeten av bindefasen och legeringsföremâlets form, varigenom bibehålles en hög hållfasthet hos legeringen. Om bindefasen är enbart av kobolt, tenderar MZC att agglomerera och om den är endast nickel, sänkes hârdheten och tryckhållfastheten hos le- geringen. När kvantiteten av järn i bindefasen är mindre än 0,1 % åstadkommes ej någon större verkan, medan om den är mer än 10 % korrosionshärdigheten och hållfastheten hos legering-, en försämras.

I denna utföringsform är det även önskvärt att bin- defasen innehållande en järngruppsmetall som en dominerande komponent är i en proportion av 3 - 50 vikt-% av totala kompo- sitionen, eftersom om den är mindre än 3 vikt-% legeringen är alltför spröd, medan om den är mer än 50 vikt-% högtemperatur- egenskapen försämras. Det är naturligt att järngruppsmetallen som bindefasen upplöser gruppernas IVa, Va och VIa metaller och dessutom kommer fördelarna med föreliggande uppfinning ej att gå förlorade genom tillsättning av element som har en lös- lighet däri såsom aluminium, kisel, kalcium, silver, etc. Den grundläggande tanken enligt föreliggande uppfinning kan upp- rätthållas även när en del av molybden-volframkarbiden ersät- tes med en blandad karbid av Bl typ innehållande titan, zirko- nium, hafnium, vanadin, niob, tantal,_krom, molybden och/eller volfram. Vidare förändras ej egenskaperna hos legeringen även om en del av Mo och W i (Mo, W)(CNO) eller (Mo, W)C ersättes med andra element för såvitt den fortfarande bibehåller den enkla hexagonala strukturen. 78133634» 19 Som framgår av denna utföringsform, är en mikro- mängd av järn väsentlig som en stabiliserare i en (Mo. W)C- legering eller (Mo, W)(CNO)-legering. Som ett sätt att disper- gera järn är det önskvärt att tillsätta järn under bildandet av karbiden och att genomföra uppkolningsreaktionen vid en temperatur av 15000 C eller högre i en stabiliserande atmosfär av kväve eller koloxid.

Ett sätt för att framställa (Mo, W)C har hit- tills varit känt,som innefattar tillsättning av en stor mängd av ett diffusionsbidragande medel såsom järn eller kobolt till MOZC och WC och genomföra reaktionen vid 20000 C elhfl Nïße (publ. japanska patentansökan (OPI) nr. 146306/1976). I detta sätt tillsättes järn för syftet att befrämja reaktionen för att bilda den fasta lösningen av WC och Mo2C.

I utföringsformen enligt föreliggande uppfinning kan en liten mängd av järn tillsättas när en fullständig Mo-W fast lösning, (Mo, W) legeringspulver uppkolas, eller när en (Mo, W)-oxid direkt uppkolas. Järnet tillsättes för stabilise- ringsreaktionen vid en temperatur av 15000 C eller högre och har ej något dåligt inflytande på karbiden.

I I denna utföringsform kan även en del av kolet i kar- biden ersättas av kväve och/eller syre med bibehållande av i huvudsak liknande verkningar.

I den sista utföringsformen av föreliggande uppfin- ning kan segheten hos legeringen ökas genom att använda, i kombination, tvâ eller flera karbider med en enkel hexagonal fas men avvikande i förhållandet Mo/W. Det verkliga skälet till ökning av segheten är ej klart, men det antages att när (Mo, W)C separeras till två faser, lösningstöjningen hos båda faserna sänkes för att giva en högre seghet än i fallet med en enda fas. Eftersom åtminstone en logering bestående av on (M0XWy)C (y > x) fas med samma egenskap som den hos WC och en (MoXWy)C (x > y) fas med samma egenskap som den för MoC har två egenskaper, d.v.s. seghet hos WC och värme- och deforma- tionshärdighet_hos MOC, är denna utföringsform mera fördelak- tig än när man använder en typ endast av (Mo, W)C. Allra helst sammansättes karbiden av WC eller en fast lösning av en del 7813363-4 20 A MoC upplöst i WC och en fast lösning av WC upplöst i MoC.

Detta svarar mot ett fall när toppen hos plan (l, 0, 3) sepa- reras till två i X-strålediffraktionsmönstret. Huruvida det föreligger två eller flera enkla hexagonala faser av (MoXWy)C eller ej kan bekräftas genom observation under an- vändning av optisk mikroskopi efter etsning med en alkalisk lösning av hexacyanoferrat (III) eller genom XMA observation.

Tillämpningen eller användningsområdet för legering- en enligt föreliggande uppfinning är som följer. Exempelvis kan legeringen enligt föreliggande uppfinning användas för nöthållfasta verktyg såsom styrrullar, rullar i varmtrâdverk, etc., och för skärverktyg på grund av att den har en seghet och en hårdhet lika med eller större än de hos WC-Co lege- l ringar. I synnerhet när legeringen enligt uppfinningen som ett underlag belägges med ett eller flera nöthållfasta keramiska skikt som exempelvis TiC, TiN, Al2O3, kan skärverktyg mycket bättre i seghet och nöthållfasthet erhållas än tidigare tek- niks verktyg som har WC-Co typ av legeringar som ett underlag.

Som är väl känt inom denna teknik, vid denna tidpunkt, bildas ett avkolningsskikt kallat Q-fas vid gränsen mellan underla-É get och beläggningsskiktet och detta uppträder på liknande sätt i legeringen enligt föreliggande uppfinning. I syfte att förhindra försprödningen direkt under beläggningsskiktet på grund av avkolning, är närvaron av fritt kol (FC) i ytskiktet inom ett område av 300 )nn effektivt utan förstöring av seg- heten.

När man använder legeringen enligt föreliggande upp- finning som ett urhölje, visar den mer utmärkta egenskaper än ett urhölje av legeringar av WC-Co typ, vilket summeras nedan. (l) Vacker glans kan givas när legeringen gives en spegelfinish. (2) Slipning och polering av arbetsstycken är möjlig. (3) Korrosionshärdigheten är utmärkt, i synnerhet mot svett i fallet med bijouterier. i (4) Mekaniska hållfastheten är mycket hög. 78133634: Zl Enligt föreliggande uppfinning kan deformationsmot- ståndet hos en legering ökas utan försämring av densammas hållfasthet genom att väl eller likformigt dispergera (Mo, W)2C. En karbid som sådan av typ MZC har en låg hårdhet (Vickershârdhet hos Mo2C : 1500 kp/mmz), men när denna MZC dispergeras likformigt i en legering, kan legeringen hålla en hög seghet utan sänkning av totala hårdheten hos legeringen I eftersom den mjuka MZC kan moderera en impulskraft anbragt på legeringen. På grund av den höga nöthâllfastheten och höga seg- heten tillsammans med det låga priset, är legeringen enligt föreliggande' .uppfinning lämplig för dubbar för skor eller isdubbar. När en karbid av MZC är lämpligt eller likformigt dispergerad i en legering, visar legeringen en god glidnings- egenskap på en betongyta och kan absorbera en schock från grovheten hos en betongyta.

Föreliggande uppfinning kommer att ytterligare bely- sas i detalj i efterföljande exempel. Fackmannen på omrâdet kommer att förstå att förhållandena, ingredienserna i efterföl- jande formulering och ordningsföljden av operationer kan modi- fieras inom ramen för föreliggande uppfinning. Föreliggande uppfinning avser därför ej att begränsas till efterföljande exempel. Alla delar, procenthalter och liknande uttrycker vikt för såvitt ej annat angives.

Som ett utgångsmaterial användes (Mo0'7W0,3)C inne- hållande 0,2 % av Fe som en tillsats. Utgângsmaterialen togs genom vägning så att totala kompositionen blev (Mo0,7W0'3)CZ- 15 % Co och z i denna formel (kolhalt i legering/teoretisk kolhalt) kan vara 100, 98 och 96 atom-%, blandades genom våt- metod i ett organiskt lösningsmedel, torkades, pressades och sintrades vid l450O C i vakuum. För jämförelse upprepades sam- ma procedur med undantag för att man använde ett utgângsmate- rial som var Fe-fritt. Egenskaperna hos de erhållna legering- arna visas i tabell l. 7813363-h 22 Tabell l A ß hårdhet T.c. F.c. z (i tväried) (HRA) (%) (t) (e) (kg/mm2> Fe- haltigt _ prov (A) 190 86,8 7,61 0,02 100 (B) 290 07,1 7,43 0,00 98 (c) 260 07,2 7,20 0,00 96 Fe-fritt prov (D) 175 86,8 7,59 0,00 100 (E) 140 87,0 7,43 0,00 98 (F) 120 87,1 7,28 0,00 96 Anm; T.c. = tota1t c Lac. = fritt c Som framgår av dessa resultat är legeringarna enligt föreliggande uppfinning (B) och (C) bättre i seghet än lege- ringarna enligt tidigare teknik (A), (D), (E) och (F). I lege- ringarna enligt föreliggande uppfinning sänkes ej legeringens hâllfasthet även om kolhalten är mindre än den teoretiska kol- halten, medan hos legeringarna av tidigare teknik, en blandad karbid av molybden-volfram av typ MZC på grund av brist på kol utskiljes som en nâlkristall, resulterande i sänkning av seg- heten hos legeringen.

Fig. l visar ett mikrofoto av tidigare tekniks lege- ring (E) och fig. 2 visar ett mikrofoto av legering (B) enligt föreliggande uppfinning.

Exempel 2 En pulvriserad fast lösning av (Mo0'9W0,l) med en partikelstorlek av 6 /nn blandades med 0,2 % Fe pulver och va- rierande mängder av kol för att giva ett z-värde som visas i tabell 2, underkastades uppkolning vid 16000 C i en timme i kvävgas och pulvriserades. Karbiden värmdes under 30 minuter i CO-gas och stabiliserades. Den erhållna karbiden var en karbid i vilken faserna MC och M2C samexisterade såsom visas i tabell 2. Karbiden blandades med 10 % 78133634» 23 Co och 10 % Ni och sintrades vid 13000 C. Egenskaperna hos de så erhållna lege- ringarna visas i tabell 2.

Tabell 2 (MoO,9W0,l)Cz Karbid Egenskaper hos legeringar MZC åh Charpy-slagseg- Z T'C'% 02% H2 vol-% (kg/mmå het kg,mm 1,0 10,29 0, 0,2 180 , 0,4 0,95 9,74 , 0,05 260 0,7 0,9 9,22 , 0,05 14 280 0,3 0,8 0,23 , 0,03 30 220 0,7 0,7 7,20 , 0,02 45 170 0,3 0,6 6,17 , 0,01 55 140 0,2 0,5 5,14 , 0,01 75 100 0,1 Som framgår av tabell 2 kan legeringshâllfastheten ej erhållas i de fall när värdet för z i (Mo, W}CZ är 1,0 eller mindre än 0,7.

Exemgel 3 80 - 90 % halten (MoO,7W0,3)C med en partikelstorlek av 5 )nn, O f 10 % av (Mo0,7W0,3)2C med en partikelstorlek av 3 jnn, 9 - 10 % av Co och 0,1 - 0,5 % av Fe, Re, Si, B och Be blandades och lege- ringar framställdes på ett analogt sätt som i exempel l. I texturen hos legeringen erhâllen på detta sätt förelåg jämt dispergerad en karbid av MZC typ (Mo, W)2C såsom visas i fig. 2, medan i tidigare tekniks legering av (Mo, W)C-(Mo, W)2C-Co, nålkristaller utskildes som visas i fig. l. För jämförelse vi- sas egenskaperna hos dessa legeringar i tabell 3. av en karbid med den teoretiskt bundna kol- 7813363-4 prov (Mo0'7W0 24 Tabell 3_ ,3)C (M°o,7“'o,3) zc Co dispergerings- ffs nr (%) (%) (%) medel (%) kg/mm2 l 85 5 9,9 Fe 0,1 260 2 S2 3 9,5 Re 0,5 190 3 88 2 9,8 Si 0,2 240 4 88 l 9,9 B 0,1 270 5 87 3 9,7 Be 0,3 200 6 87 3 10 - 150 7 82 8 10 - 120 8 89 l 10 - 160 Anm.: prov nr 1 - 5: föreliggande uppfinning prov nr 6 - 8: tidigare teknik Som framgår av tabell 3 uppvisar legeringarna enligt förelig- gande uppfinning, i vilka (Mo, W)2C dispergeras genom till- sättning av en förorening, en hög seghet.

Exempel 4 av (MoO'7W0,3)C pulver med en partieklstorlek 86 % av 5}nn, 5 % av (MoO,7W0'3)2C pulver med en partikelstorlek O av 2 jnn, 9 6 blandades medelst våtmetod i ett organiskt lösningsmedel, tor- 14500 C i vakuum, vari- I kades, pressades och sintrades vid av 260 kg/mmz och genom erhölls en hårdhet (Hv) av 1400 kg/mmz. Sedan underkastades denna le- av Co pulver och 0,2 % av Fe pulver vägdes, en legering som hade en <5ä gering en uppkolningsbehandling för att utskilja fritt kol inom ett område av 300 jun från ytskiktet och belades med ett skikt av TiC, dubbla skikt av TiC och TiN eller dubbla skikt av TiC och Al2Oq. För jämförelse användes en i handeln såld legering av WC-typ och belades på liknande sätt. De så erhåll- na betten - prov nr l - 6 - underkastades ett skärprov under följande betingelser (form nr SNU 432): va1zzes-4 25 Arbetsstycke SCM 3 (HB = 280) Skärhastighet v = 170 m/min Matning f = 0,86 mm/varv Skärdjup d = 1,5 mm Skärtid 30 min Provningsresultaten visas i tabell 4.

Tabell 4 prov nr beläggningsskikt Vä (mm) KT (mm) föreliggande uppfinning 1 TiC 0,16 0,09 2 TiC, TiN 0,14 0,03 3 TiC, A12O3 0,12 0,02 legering av typ WC TiC 0,21 0,10 TiC, TiN _ 0,17 0,04 TiC, Al203 '0,l5 0,03 Som framgår av dessa resultat är legeringen enligt Wföreliggande uppfinning lika bra som eller överlägsen tidigare tekniks legering av typ WC vad beträffar Vä (flanknötning) och KT (kraterdjup). Det fanns ej något avkolningsskikt (n - fas) i ytan mellan underlaget av föreliggande uppfinnings legering och TiC skiktet och F.C. (fritt kol) visade sig lig- ga inom ett område av 300 /nn direkt under beläggningsskiktet.

Exempel 5 M02C pulver med en partikelstorlek av 2 /mn, WC pul- ver med en partikelstorlek av 2 )nn och kolpulver med Co pul- ver som en diffusionsbefrämjare blandades för att giva en fär- dig total komposition av (Moolswolz) (C0,95N0,05)l,O och den bragtes att reagera vid 18000 C i 30 minuter i en kväve-väte- ström som hade ett kväve-partialtryck av 0,5 atm. X-strâle- ..,._.._...,._..........__._. ...___ ...__...._-_ . ._...,_ .__-v -,_.__............. “___ ... ..._ _.- _, __... 7 V. V.. ___.- si- ._ ._ _ 7.... .____... ..._ -.-V _.-. .-..... 73133634» 26 diffraktionsmönster visade bildandet av en enkel hexagonal kristall av typ WC. _ Detta pulver blandades med Co pulver för att giva en slutgiltig legeringskomposition av (Mo0,8W0'2)(C, N)-10 % Co, som pressades till en önskad form och sedan sintrades. Sint-' 2 ringen genomfördes genom värmning i ett vakuum av 10- torr upp till 10000 C och i en CO atmosfär under ett reducerat tryck av 10 torr från 10000 C till 14000 C. För jämförelse bereddes en legering på ett liknande sätt men användes ej något kväve i steget för framställning av karbiden och ej någon kolmonoxid i steget för sintring. Resultaten visas i tabell S.t Tabell 5 komposition hos hård fas IA- B- textur värde värde föreliggande uppfinning (Mo0'8W0,2)(C0,93N0,04O0'0l)0,98 0,04 0,01 fas av WC typ » + Co fas tidigare teknik (Momss-JOIZ) (cQ,9761~Io,004)0'98 _0,004 0,00 fas av wc typ + nålformig fas av M2C typ + fritt C + Co fas Enligt provningsresultaten är legeringen enligt före: liggande uppfinning lätt och har såväl utmärkt chockhärdighet som högtemperaturhårdhet. Därför är legeringen enligt före- liggande uppfinning lämplig för olika verktyg, i all synnerhet nötningshärdiga verktyg.

Exempel 6 Ett i förväg framställt pulver av fast lösning av (MB 5) med en partikelstorlek av 2 /mn blandades o,7Woa,1s°-”o,1 med kol och 0,2 % av Fe som ett diffusionsbefrämjande medel, uppkolades vid 18000 C i väte och bragtes att reagera vid 7813363-4 27 l300O C under 30 minuter i en blandad gas av kväve och kol- monoxid. Den så erhållna hårda fasen som hade en totalkomposi- tion av (Mo0,7W0'l5Cr0,5)(C0,90NO'o5O0,0l), blandades med 9,5 % av en bindemetall bestående av Co/Ni (l/l) innehållande en mikromängd av Fe och sintraäes. X-strålediffraktion visade att den resulterande legeringen bestod av en hexagonal mono- karbid av (Mo, W, Cr)C och en (Mo, W, Cr)2C fas med bindefa- sen. En granulär karbid av typ MZC var likformigt dispergerad i legeringen.

Denna legering har en bättre korrosionshärdighet, i synnerhet mot svett jämfört med tidigare tekniks legeringar av typ WC-Co och dessutom är den lämplig att användas som bijouterier och som urhöljen på grund av dess lätta vikt och dess icke-magnetiska egenskap.

Exemgel 7 60 % av (Mo0,7W0,3)(C0'9N0'0a) framställd genom blandning av (Mo, W)03 med kol och 0,05 % av järn och reak- tion via 17oo° c 1 kväve vid 1,1 arm, so % av (Tio 7w0,3) av Co och 5 % av Ni blandades och våtmaldes (Co,s5No,15)' 5 % i kulkvarn. Det blandade pulvret pressades, värmdes sedan i vakuum upp till aoo° c 1 H2 av 30 torr upp till 1zoo° c och 1 CO av 30 torr vid l200 - 14000 C och hölls vid 14000 C i en timme för att fullfölja sintringen.

Analysen av legeringen visade: A = 0,ll och B = 0,02 och undersökning av strukturen visade att det förelåg en (Mo, W)(CN) fas och en (Mo, W)2C fas väl dispergerad i glo- bulär form.

För jämförelse framställdes en kvävefri legering ge- nom sintring endast i vakuum.

Dessa prover underkastades en skärprovning under följande tillstånd: Arbetsstycke vanligt stål (hårdhet: RC 20 - 29) Skärhastighet 150 m/min Matning 0,381 mm/varv Skärdjup 0,13 mm Resultaten av skärprovet visas i tabell 6. _ 7813363-4 fzs Tabell 6, skär- flank krater- kantdeformation tid nötning nötning min mm mm mm legering enl. föreliggande uppfinning 15 0,15 0,010 0,006 legering enl. tidigare _ teknik 15 0,20 0,017 0,015 Som kan utläsas av dessa resultat är legeringen en- ligt föreliggande uppfinning mycket bättre i nöthâllfasthet och i kantdeformationsmotstånd än den tidigare teknikens lege- ring. När legeringen enligt föreliggande uppfinning belades med en eller flera av karbider, nitrider, oxider och borider i enkelskikt eller flerskikt för att bilda så kallade belag- da bett, kunde det utmärkta kantdeformationsmotståndet hos le- geringen väl upprätthållas. *ëëenraå MOO3 pulver och W03 pulver togs genom Vägning för att giva en beräknad kvantitet av Mo/Wförhâllande av 8/2, och blandades med kol i en proportion tillräcklig för att avlägsna syret i oxiderna och 0,2 % av Fe som en katalysator för att binda kväve under reaktionen. Blandningen bragtes att reagera vid 15oo° c under 1 timme i en gaeetröm ev (m3 + io vei-*e co) för att fullständiga reduceringsreaktionen. i X-strâleanalys av den resulterande föreningen visa- de bildandet av en förening av hexagonal typ av (Mo, W)(CNO).

Denna karbid blandades med 10 % av Co och Ni och en legering framställdes därav på ett med exempel 5 analogt sätt.

Analys av den resulterande legeringen visade A = 0,2 och B - 0,03 och undersökning av strukturen visade att en granulär karbid av typ MZC var jämnt dispergerad i en proportion av .i-e-...ï _...___.........._ ...__ __... . . ___.-. _-._, ,. .du .___,.__. ...W- - 7813363-4 29 2 vol-%. Denna legering visade speciellt utmärkt chockhär- dighet. Éšempel 9 527 g av WC pulver med en partikelstorlek av 1 jun, 430 g av Mo2C pulver med en partikelstorlek av 2 jun och 13 g av Cr3C2 blandades, till vilket 5 g av ett Co-pulver som ett diffusionshjälpmedel och 27 g kolsvart för att fylla ut bris- ten av kol ytterligare tillsattes och det hela vâtmaldes i kulkvarn i 30 timmar. Det så blandade pulvret bragtes att rea- gera vid 2000O C i en ström av H2 fiör att bilda en primär karbid. Den primära karbiden maldes väl och underkastades se- dan en sekundär uppkolning. I den sekundära uppkolningen brag- tes karbiden att ytterligare reagera under var och en av efter- följande tillstånd, varigenom en del av kolet i karbiden (Mo, W, Cr)C ersattes av syre, kväve och väte och karbiden stabiliserades ytterligare: I) i NH3 ström, 14oo° c x 1 h II) i co ström, 16oo° c x 2 h III) i H2 ström, :Lsooo c x 1 h Iv) i vakuum, 15oo° c x 1 h Olika karbider erhölls som visas i tabell 7.

Tabell 7 metod T.C. F.C. 02 NZ H2 CO (%) (%) (%) (%) (%) (%) I) 8,33 0,08 0,03 0,25 0,01 0,5 II) 8,32 0,05 0,21 0,05 0,001 0,5 III) 8,45 0,03 0,003 0,01 0,02 0,5 IV) 8,53 0,30 0,001 0,001 0,001 0,5 Karbiderna framställda genom värmning i gasatmosfä- rerna var samtliga monokarbid, medan karbiden erhållen genom värmning i vakuum innehöll fritt kol i en stor mängd och MOZC utskilt enligt vad X-strâleanalys visade. '7813363-4 När sedan en 30 % legering (Mo, W, Cr)C - 16 (Co + Ni) framställdes med användning av karbid II) av ovan beskrivna fas MZC likformigt dispergerad i lege- ' karbider, återfanns en ringen i en proportion Egenskaperna finning och legeringen under användning av en ser: Arbetsstycke: Ändskärsfräs: Skärsystem: Maskin: Skärtillstånd: av 10 vol-%¿ hos legeringen enligt föreliggande upp- WC-Co enligt tidigare teknik jämfördes ändskärsfräs under följande betingel- SCM 3, HRC 8 ~ 13, längd 385 mm 8 mm ø två skärkanter, höger skärkant höger vridning 25°, feet höger skärning av spår med 5 mm djup på ovannämnda arbetsstycke, jämförelse av livslängderna genom mätning av tid eller ekärlängd till aeee vä = 0,3 mm eller fram till splittring nr 4 planfräsmaskin V = 26,5 m/min f = 0,0285 mm/kant Vattenolöslig skärolja Resultaten visas i tabell 8. legering enligt förelig. uppfinning 'WC legering enligt tidigare teknik med fin partikelstorlek hårdmetall-legering Kl0 enligt tidigare teknik snabbstâl Tabell 8 skärlängdd jantal skurna m ' spår 36,3 92,6 24,5 62,5 1,54 4 2,55 67 -åsom framgår av dessa resultat är legeringen enligt' föreliggande uppfinning överlägsen andra kända legeringar i avseende på nöthållfasthet och splittringsmotstånd, eftersom i föreliggande legering högtemperaturhårdheten är bög och så- 1813:63-@ 0 31 lunda kan segheten stegras utan att sänka nöthållfastheten även om kvantiteten av bindefasen ökas. š§eeeel_l9 Karbiden fast lösning av (Mo, W, Cr)C erhållen genom proceduren angiven i exempel 9 blandades med 10 % av Ni pulver och våtmaldes i kulkvarn i ett organiskt lösningsmedel i 100 timmar. Det så blandade pulvret pressades under tryck av 1 ton/cmz och legerades vid en temperatur av 14000 C. I den resulterande legeringen förelåg en (Mo, W)2C fas med l /nu eller mindre likformigt dispergerad i en proportion av 5 vol-9.

Den resulterande legeringen underkastades slipning med en diamantpasta för att giva en spegelyta. De fysikaliska egenskaperna hos denna legering visas i tabell 9, av vilken framgår att legeringen enligt föreliggande uppfinning är över- lägsen den tidigare teknikens legeringar av typ WC-Co i den- sitet, seghet och korrosionshärdighet mot svett: Eahell 9 densitet hård- °çß korrosions- het (kg/mmz) häraiqhet* legering enl. före- liggande uppfinning 10,8 91,0 180 - god WC-Co legering enl. tidigare teknik 14,5 90,5 160 ej god K korrosionshärdigheten mättes genom neddoppning i_en arti- ficiell svett under 48 timmar.

När ett urhölje framställdes av denna legering och underkastades ett beteendetest, var legeringen enligt förelig- gande uppfinning mera användbar på grund av dess lätta vikt ,och utmärkta motstånd mot repning och svett.

Exempel ll 80 % av en karbid av molybden och volfram med ett mo- larförhållande 7 : 3, (H00 7W0 3)C blandades med 10 % av Co 1 I och 10 % av Ni, varefter kvantiteten av kol reqlerades så att kolhalten i legeringen skulle vara 98 at % baserat på kolhal- _, _..--_. ..,__~... ..._._-..._ ...n ..._i,ø. _... ,_.. i _. i- _,____- ._ __, ___... ___-__... ...___......._,_. ...nu ...__..,,. 7813363-4 32 ten 7,11 % i den stökiometriska kompositionen hos legeringen.

För ett jämförande test bereddes prover nr (I) till.

(III) som visas i det efterföljande: Prov nr (I): 0,1 % av Fe tillsattes som en förore- ning till ovan beskrivna legering för att dispergera (Mo, WÅZC likformigt enligt föreliggande uppfinning.

Prov nr (II): Någon förorening tillsattes ej till ovan beskrivna legering såsom i tidigare teknik.

Prov nr (III): tidigare tekniks legering för slag- ' hållfasta verktyg WC-18 vol-% Co. U I legeringen enligt föreliggande uppfinning disper- . gerades likformigt (Mo, W)2C i en granulär form med en pro- portion av cirka 8 vol-% såsom visat i fig. 2, medan tidigare tekniks legering (Mo, W)C-Co utskilde nâlformiga kristaller såsom visas i fig. l. _ Stukningsverktyg framställdes av dessa legeringar och livslängdstester genomfördes genom att utsätta dem för plastisk bearbetning av huvudet hos en skruv bestående av SCr 4 stålstång, varvid resultatet som visas i tabell 10 er- hölls." Tabell 10 (Antal skruvar/verktyg) 0 2 4 6 3 10 x 102 I _ _ _ PRov NR (I) ; PROV NR (II) _--x PRov NR (III) -ï-:ï-x Anm.: x markerar en bruten spets.

Som framgår av provningsresultaten visar legeringen enligt föreliggande uppfinning maximal livslängd och ett till- fredsställande beteende även om sprickor eller deformationer uppträder. " Exempel 12 _ Ett (Mo W )C pulver där z = 0,9 framställdes 0,7 0,3 z syntetiskt, blandades med 15 % av Ni pulver och 2 % av Mn pul- 781336344 33 ver, vâtmaldes i kulkvarn, pressades och sintrades i vakuum vid 13500 C. Undersökning av texturen visade närvaron av en granulär (Mo, W)2C med en storlek av 2 ßnn dispergerad i en proportion av cirka 10 vol-%.

Egenskaperna hos den så erhållna legeringen var föl- jande: Densitet: 9,88 g/cm3 Hårdhet: HRA = 88,5, Hc = 0,47T5 = o c¶5 tvärled: 170 kg/mmz Denna hårdmetall-legering är icke-magnetisk.

Exempel 13 Kvantiteten av kol i en legering bestående av 85 % av (Mo0'7W0,3)C, 16 % av Ni, 0,6 % av Mn och 3 % av Re regle- rades så att den legerade kolhalten blev 95 at % baserat på den teoretiska kolhalten (7,59 %) och 0,1 % av Fe sattes_till legeringen. Blandningen sintrades i vakuum vid 14500 C i l timme, varigenom erhölls en legering med följande egenskaper. 10 , 25 g/cm3 Densitet: Hårdhet: HBA 89,4 (SB (i tvärled): 165 kg/mmz 4T(G' = O HC = 0 Cirka 1 vol-% av en MZC fas fanns i strukturen hos legeringen.

Korrosionshärdigheten hos legeringen enligt föreliggande upp- finning och den enligt tidigare teknik WC-7 % Co angives i tabell ll.

Tabell ll (enhet: mg/cmz/h) varm 10 % H2SO4 varm 35 % HNO3 alkali lösning lösning legering WC-7 % Co 15 9 0 legering enligt förel. uppfinning 0,4 4 O 7à1zz6s-4 34 Exempel 14 Med användning av (H00 7WO 3)C framställd genom till- I I sättning av 0,2 % av Fe under framställning av karbiden er- hölls tre kompositioner för försök, nämligen komposition (A) (Mo0,7W0'3)C -.l5 Co, komposition (B) (Mo0,7W0'3)C - 7,5 % Co - 7,5 15 Ni. Utgångsmaterialen togs genom Vägning så att den le- gerade kolhalten z i (Mo0'7W0'3)Cz blev 98 at %, våtmalning i kulkvarn i organiskt lösningsmedel, torkning, pressning och sedan sintring i vakuum vid 13500 C för att erhålla de lege- ringar som uppvisade egenskaperna uppräknade i tabell 12. % 0. 'b Ni och komposition (C) (Mo0,7Wb,3) C - o o För jämförelse med egenskaperna hos tidigare tekniks legeringar visas i tabell 12 även komposition (D) (Mo, W)C - l5 Co och komposition (E) (Mo, W)C - 7,5 Co - 7,5 % Ni.

Summan av syre och kväve i legeringarna enligt föreliggande (B) och (C) var 0,15. ° % ä uppfinning (A), Tabell 12 ç§ß hård- T.C. F.C. värde mängd av (kg/mm2)- het z Fe i bin- (HRA) (at %) defas (%) enl. föreligg- uppfinning komposition (A) 240 s7,o 7,43 0,00 ss 1,1 komposition (B) 290 86,9 “ " " “ komposition (C) 230 86,5 " " " “ tidigare teknik komposition (D) 175 66,8 7,59 " 100- - komposition (E) 140 86,6 7,43 " 96 - Som framgår av tabell 12 har legeringarna enligt föreliggande uppfinning (A), (B) och (C) en högre seghet än legeringarna (D) och (E) enligt tidigare teknik.

Enligt föreliggande uppfinning stabiliseras lege- ringen och följaktligen sänkes ej legeringshållfastheten genom närvaron av Fe, N och O även om den legerade kolhalten är mind- ..-___ ._._....~_._..,_._. 0-... _» . l7a1szez-4 35 re än den teoretiska kolhalten. I legeringen enligt förelig- gande uppfinning utskildes likformig granulär (Mo, W)2C medan i legeringen enligt tidigare teknik (Mo, W)2C på grund av brist av kol utskildes som nålformiga kristaller, resulterande- i en sänkning av segheten.

Exempel 15 Utgångsmaterial blandades så att den hårda fasen hos en önskad legering bestod av (Mo0,7W0'3)C av 5 jnn och (Mo0,7W0,3)2C av 3 )nn och bindefasen var sammansatt av Co och Ni med 0,1 - l,O % av Fe och legeringen framställdes därav som visas i exempel 14. I strukturen hos den erhållna lege- ringen genom denna procedur var likformigt dispergerad en kar- bid av typ M2C. Egenskaperna hos legeringen enligt föreliggan- de uppfinning visasi tabell 13.

Tabell 13 prov (Mo0,7W0,3)C (Mo0,7W0,3)2C Co Ni mängd av Fe .Ä nr (%) (%) (%) (%) i bindeme- (kg/mm2) tallfasen (%) l 85 5 lO - 0,1 260 2 n || u _ 1,0 3 " " 6,6 3,4 0,5 300 4 " " 7,5 2,5 0,5 290 I legeringen enligt föreliggande uppfinning kan segheten ökas genom tillsättning av Fe till bindefasen bestående av Co och Ni för att väl dispergera en karbid av typ MZC i legeringen. ëšempel 16 (I) WC pulver med en partikelstorlek av 6 dades med Mo2C pulver med en partikelstorlek av 2 /nn och kol för att giva en slutgiltig komposition av karbid }m1 blan- (M00 SWO 5)C, blandningen våtmaldes i kulkvarn under 30 timmar I I och det blandade pulvret bragtes att reagera vid 20000 C i en H2 ström under l h. Karbiden hade en kolhalt av T.C. 7,81 % 781336341 36 och F.C. 0,03 % och den bundna kolhalten var nära det teore- tiska värdet för (Moo'5WO,5)C. X-strålediffraktionsmönster vi- sade att toppen för Mo2C försvann och det förelåg toppar en- dast för (Mo, W)C. En undersökning av tvärsektionen hos pulv- ret visade emellertid att pulvret hade en kärnstruktur. Enligt undersökning av topparna vid hög vinkels sida återfanns tvâ' faser åtskilda. * (II) WC pulver med en partikelstorlek av 1 /nn blan- dades med Mo2C pulver med en partikelstorlek av 2 )mn och kol för att giva en slutgiltig komposition för karbid av p _ 7 (Mo0;5W0,5)C, till vilken sedan sattes 0,5 % Co som ett diffu- sionshjälpmedel. Det blandade pulvret värmdes vid 20000 C i en H2 ström under l h, varefter temperaturen sänktes till 14000 C och produkten hölls vid denna temperatur under 10 h.

Analys av produkten visade T.C. 7,71 %, F.C. 0,5 % och Co 0,5 %, varvid kolhalten låg nära den teoretiska kolhalten.

X-strålediffraktionsmönster visade ej någon separering till två faser, utan visade en entydig enda fas.

Legeringar framställdes från karbiderna framställda genom ovan beskrivna procedurer (I) och (II). Utgângsmaterialen togs genom Vägning för att giva en komposition av (Mo, W)C - 15 % Co, vilken våtmaldes i kulkvarn i ett organiskt lös- ningsmedel, torkades, pressades och sintrades i vakuum vid 14000 C, varigenom erhöllslbgeringar med egenskaper visade i tabell 14.

Tabell 14 densitet hårdhet á ß (HRA) (kq/nunz) (I) enl. föreligg. uppfinning 11,6 88,6 280 (II) enl. tidigare teknik 11,5 88,0 180 I legeringen enligt föreliggande uppfinning föreligger två sorter av faser av typ MC och en likformigt dispergerad granu- lär MZC fas, varigenom en hög seghet kan erhållas med bibehål- lande av egenskaperna hos tidigare tekniks hårdmetall-legering av typ WC-Co. Å andra sidan är legeringen enligt tidigare tek- nik en likformig fast lösning, men är underlägsen i seghetQ

Claims (14)

7813363-4 år Patentkrav

1. Hård legering, innehållande en hård fas bestående av minst en förening som har en kristallstruktur av enkel hexagonal MC-typ (M = metall, C = kol), vald från en grupp bestående av blandade karbider, karbonitrider och karboxinitrider av molybden och volfram som en dominerande komponent, oeai.en:&mgd av från 3 till 50 viktprocent av legeringskompositionen, en bindemedelsfas, bestående av minst en av järn, kobolt, nickel eller krom, k ä n n e t e c k n a d av att en hård fas, bestående av en förening av MZC-typ, där M är såsom de- finierats ovan, som har en kristallstruktur av hexagonal typ, är likformigt dispergerad däri i en proportion av högst 30 volymprocent, baserat på alla de hårda faserna, varvid före- ningen av MZC-typ föreligger i en granulär eller globulär form med en partikelstorlek av högst 10 mikron och kolhalten i de hårda faserna i legeringen föreligger i en atompropor- tion av 0,98 till 0,8 i förhållande till den teoretiska kol- halten i föreningen av MC-typ.

2. Legering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att en del av föreningen av typ MC är ersatt med en hård före- ning av typ Bl, vilken innehåller minst ett av titan, zirkonium, hafnium, vanadin, niob, tantal, krom, molybden och volfram.

3. Legering enligt krav 2, k ä n n e t e c k n a d av att kvantiteten hård legering av typen Bl som ersatts är högst 30 viktprocent.

4. Legering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att åtminstone en av de blandade karbiderna är en fast lösning av (Mo, W, Cr)C.

5. Legering enligt krav 4, k ä n n e t e c k n a d av att kvantiteten av Cr är 0,3-10 viktprocent.

6. Legering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att en del av kolet i karbiderna som bildar de hårda faserna ersättes med åtminstone ett av kväve och syre. 1813353-4 152

7. Luguring enligt krav 6, k ä n n e L e c k n a d av att kvantiteten av kväve och syre definieras, i samband med legeringskompositionen, med följande relationer: W atom % (1- )x 0 gruppernaslva, Va, VIa metall atom a š 0,005 N atom % ( > 3 o gruppernas IVa, Va, VIa metall atom a ( W atom % 0,005 = (1 - ) x o gruppernaslva, Va, VIa metall atom-a O atom % ) 0 gruppernas IVa, Va, VIa metall atom a = 0'05 (

8. Legering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att bindefasen införlivats i en proportion av 3-50 viktprocent räknat på legeringskompositionen.

9. Legering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att kvantiteten av järn i legeringskompositionen definieras av följande relation: kvantitet järn (vikt-%) š < o 1 I 0,001 = .kvantitet av bindemetall (vikt-%)

10. Legering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att dispersionen av den hårda fasen bestående av en förening av typ M2C genomförts genom tillsättning av ett föroreninga- element till bindefasen.

11. Logering enligt krav 10, k ä n n e L e c k n a d av att föroreningselementet är åtminstone ett av beryllium, magne- sium, kalcíum, bor, kisel, fosfor, mangan, järn och renium.

12. Legering enligt krav 10, k ä n n e t e c kan a d av att föroreningselementet tillsatts i en proportion av 0-3 vikt- procent. _.....-.-_..,.._. 7813363-4 39

13. Legering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att åtminstone ett av mangan, renium, koppar, silver, zink och guld införlivats i bindefasen för att göra legeringen icke- -magnetisk.

14. Legering enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a d av att den hårda fasen bestående av en förening av typ MC innehåller två eller flera enkla hexagonala faser avvikande i ett för- hållande för Mo/W.