SE433362B - Hardmetallegering baserad pa hexagonal volfram-molybden-karbid - Google Patents

Description

15 20 I\ .3 Uï 50 35 H0 öifišfls-...örâ priset på volfram. Det är mycket intressant varför en under- sökning avseende denna fasta lösning och ett försök att an- vända densamma icke har genomförts tidigare.

Vid sätten enligt_tidigare teknik för framställning av en fast_lösning av MoC-WC, blandas WC, Mo och C i pulverform eller W, Mo, C och Co i pulverform, införes i en kolbehålla- re och bringas till reaktion vid en temperatur av 1660 - 2000°C (W. Dawhil: Zeitschrift f. Anorganische Chemie, 262 (1950) 212). I detta fall tjänar kobolt till att underlätta bildning av karbiden och upplösa molybden och kol i volfram- karbiden. Vid frånvaro av kobolt är det mycket svårt att er- hålla en fast lösning av (Mo, W)C. Då ett (Mo, W)C-pulver, som erhållits genom denna metod, användes för framställning av en hârdmetallegering med en bindemetall av kobolt som substitut för WC, sönderdelas emellertid (Mo, W)C i lege- ringen så att nålformiga kristaller av (Mo, W)2C utfälles.

Utfällning av även en liten mängd av en sådan subkarbid med aggregation i legeringen förorsakar försämring av hâllfast- heten hos legeringen. Av detta skäl har användningen av MoC som substitut för WC icke använts med framgång.

Vid ett sätt för framställning av blandade karbider upphet- tas generellt karbider i närvaro av varandra, eventuellt med användning av ett diffusionsunderlättande medel, som t.ex. kobolt, för erhållande av en homogen fast lösning i de flesta fall, men vid fallet av en komposition för en fast lösning innehållande minst 70 % MOC kan en homogen fast lösning icke erhållas genom motdiffusion ens vid en hög temperatur.

Detta beror på att MoC är instabil vid en hög temperatur och sönderdelas till sådana fasta lösningar som (Mo, W)C1_x och (Mo, W)3C2 och följaktligen kan en fast lösning av _(Mo, w)C av WC-typ icke bildas enbart genom kylning av denna.

Som ett sätt för stabilísering av denna karbid har man före- slagit att bringa komponenterna till reaktion först en gång vid hög temperatur för att åstadkomma diffusion av MoC och 'WC, och hålla produkten vid en låg temperatur under en làïïtid (pmflnjapanska patentansökan 1U6 506/1976). Emellertid erford- ras en avsevärt lång diffusionstid och lång omkristallisa- tionstid för bildning av (Mo, W)C från (Mo, W)C1_X och 10 25 H0 8105M84 (Ho, w)¿C2 vid en låg temperatur; För tillämpning av detta sätt i en kommersiell skala bör blandningen upphettas under en lång tid i en ugn för erhållande av en fullständig karbid.

Detta innebär att produktiviteten per ugn sänkes och ett flertal ugnar erfordras sålunda, Vid användning av en en kontinuerlig ugn är å andra sidan en lång ugn erforderlig och massframställning är svårt i industriell skala.

Med utgångspunkt från detta har för förel.gg l 1 ande uppfinning olika försök gjorts att åstadkomma en fast ösning (Mo-W) på ett ekonomiskt sätt, baserat på tanken att om en legering bestående av en fast lösning (Mo-W) kan framställas med en låg kostnad och ett (Mo-W}C-pulver som ett hårt material kan lätt framställas i en Kommersiell skala, så ökas användningen av dessa material eller deras hârdmetallegeringar i anmärk- ningsvärd utsträckning och följaktligen har uppnåtts ett sätt såsom i amerikanska patentskriften M 216 009, där ett sätt beskrivas för framställning av ett legeringspulver inne- hållande molybden och volfram och med en kristallstruktur av enkel hexagonal WC-typ, innefattande blandning av molybden och volfram_i form av föreningar därav, valda från gruppen bestående av oxider, hydroxider, klorider, sulfater, nitra- ter, metallsyror, salter av metalleyror och blandningar där- av, varvid den erhållna blandningen av föreningarna uppvisar en partikelsttrlek av högst i/um,.reduktion av blandningen med åtminstone ett element valt från gruppen bestående av väte och ammoniak för bildning av ett legeringspulver av karbureras molybden och volfram, och därefter legerings- pulvret.

Vidare har föreslagits hårdmetallegeringarvïflig;publ.jawnßka patentansökningarna 155 1H6/1980 och ïäê 7H2i1980, vilka är ilämpliga för slaghållfasta verktyg. Den förstnämnda uppfin- ningen ger en slaghâllfast hårdmetalïegering innehållande molybden, kännetecknad av att ffiktionskoeffícienten är mindre än 70 % av värdet mellan WC-Co-typ legeringar och stål, men denna legering uppvisar icke tillfredsställan- de livslängd, isynnerhet vid en användning utsatt för uppre- pade slag pâ grund av att den innehåller en hård fas av MC- -typ i legeringen. Den sistnämnda uppfinningen ger en slag- 10 20 25 30 35 ëšiüšlß-ZSQ hållfast hårdmetallegering innefattande en hård fas av blan- dade karbider av molybden och volfram av MC-typ och en binde- metallfas av kobolt och nickel, representerad genom (MoXW1_x)Cz-(NiyCo1_Y), där 0,? § X = 0,95, d,5 § y = 1,0 och 0,90 § z = 0,98, men denna legering uppvisar icke en lång livslängd under sådana stränga betingelser som att utsättas för hög slagpåkänning under en lång tid.

Ett ändamål med föreliggande uppfinning är erhållande av en hårdmetallegering innehållande molybden och volfram.

Ett annat ändamål med föreliggande uppfinning är erhållande av en hård legering motsvarande en hårdmetallegering beståen- de av en hård fas av volframkarbid (WC), varav en del har er- satts med molybdenkarhid (MOC) och en bindemedelfas av en järngruppmetall.

Ytterligare ett ändamål med_föreliggande uppfinning är er- hållande av en hårdmetallegering med en hård fas bestående av en karbid, karbonitrid eller karboxinitrid av molybden och volfram med enkel hexagonal kristallstruktur av MC-typ och en bindemedelfas bestående av minst en av järn, kobolt och nickel, där den hårda fasen har en relativt stor genom- snittlig partikelstorlek och en homogen fördelning av molyb- den och volfram¿ Ytterligare ett annat ändamål med uppfinningen är erhållande av en hårdmetallegering istånd att motstå hög slagpåkänníng under en lång tid.

Vidare är ett ändamål med föreliggande uppfinning erhållande av ett verktyg lämpligt för användning, där hög beständighet _gentemot svängningspåkänningar erfordras.

Dessa ändamål kan uppnås genom en hård legering innefattande en hård fas bestående av minst en förening med.en struktur av enkel hexagonal MC-typ, där M betecknar metall och C be- 10 20 J UI 30 35 s1uz42a~2 LH tecknar kol, vald från gruppen bestående av blandade karbi- der, karbonitrider och karboxinitriåcr av molybden och vol- fram, och en bindemeäelfas bestående av minst ett element valt från gruppen bestående av järn, kobolt own nickel, där den hårda fasen är en såëan som frarst¿-lts genom karbure~ ring av en (Mo, W)~legering, erhållen genom reduktion av oxiåer av rolybden och volfram med en partikelstorlek av 1 pm eller mindre, bestående av grova partiklar med en genom- snittlig partikelstorlek av 3 pm eller mera och uppvisar ett homogent molybdenwolfram-förhållande i partiklarna, och som har en bred sammansättning inom det skuggaåe området ABCDEA i fig. 1, varvid den hårda fasen med en medelpartikelstorlek av minst 3 pm erhålles genom reglering av karbureringstempe- raturen till en temperatur, som är så hög som möjligt men läg- re än sönderdelningstemperaturen för (Mo, W)C till {Mo, W)2C, eller genom att (Mo, W)-legeringen utsättes för en värmebe- handling vid en temperatur av 1100 - 140OOC i en ström av kväve eller väte.

Nedan hänvisas till bifogade ritningar för illustration av principer och fördelar hos föreliggande uppfinning mera de- taljerat, där fig. 1 är en grafisk representation av kompositionen för en hårdmetallegering enligt föreliggande uppfinning i samban- det mellan W/(Mo + W)~atomförhållandet och bindemedelhalt, fjg. 2 ïr en grafisk representation av sambandet mellan kol- halten i legeringen och förändringen i böjhällfastheten i en n (Mo W Q}C-35-viktproee t Co-legering, fig. ' är en kurva som visar resultaten för utmattningstest på en (Mon .IWO 3)C-35-æ'iktprocent Co-legering (A: MC- EV- - I I legeringar; O : MC-M9C~}~legeringar), där en svängningsbe- lastning anbringas, fig. 4 är ett mikrofotografi, förstorat 5000 gånger, av 10 15 20 25 30 EMQMZBtZ ímoo SWO 5)C enligt föreliggande uppfinning, där Mo och W är I I homogent fördelade, och fig. 5 är ett mikrofotografi, förstorat 5000 gånger, av (Moo SWO 5)C i enlighet med tidigare teknik, där Mo/W-förhål- I landet icke är detsamma i varje partikel.

Hittills har många olika försök gjorts att förbättra (Mo,W)C- järngruppmetallegerinqar och följaktligen har det visat sig att homogen fördelning av kornformig eller sfärisk (Mo, WEÛC (vilken i fortsättningen benämnes MZC) däri är effektiv iffåga om ökning av sträckgränsen och brottgränsen (amerikanska patent- skriften 4 265 662), men denna legering är icke lämplig för användning där en hög utmattningshållfasthet erfordras vid ex- ponering för en hög slagpåkänning under en lång tid. Detta är eventuellt beroende på att den dispergerade (Mo, W)2C i stället fungerar som ett skadligt element för detta ändamål. Där en hög utmattningshållfasthet erfordras vid exponering för en hög slagpâkänning under en lång tid, betraktas “sprickutbredning" som betydelsefull snarare än “sprickinitiering" och i synner- het har “sprickutbredning" benägenhet att utvidgas längs grän- serna mellan den hårda fasen och bindemetallen med hög sanno- likhet. Sålunda är det nödvändigt att reducera gränserna mel- lan den hårda fasen och bindemetallen och detta kan uppnås ge- nom ökning av partikelstorleken för den hårda fasen och tjock- leken för bindemedelfasen.

Test med avseende på huvudstukning av bultar med hjälp av utnyttjande av verktyg framställda av material enligt tabell 1 har genomförts genom förändring av partikelstorleken för en hård fas i ett avsevärt bindemetallrikt område, varvid de erhållna resultaten visas i tabell 2: H1 p..

UI 20 M \fi 50 HO- É_ë_9_â_l;L__;å Partikel Tryck- Böj Viekers- storlek för hâllfast- håll- hårdhet karbiden het 9 fastheš (,um) (kg/mm”) (kg/mm ) (mo, w>c»25 vikt-' (A) 5 527 270 760 (mo, w}c-25 vikt-% (B) 1 ah; 295 810 wc-22 v:xc«% co (C) 5 319 :ao ßßø T al? 8 å_Lll_; Matrisens livslängd (antal behandlade prover/matris) X 105 0 2 Ä 5 8 10 _ Legering {A) X Legering (B) 7 _ X Legering (C) _ ___ X Anm.: Markering X betecknar bruten spets.

Testbetingelser: arbetsstycke: SUSC stål smidningshastighet: 100 prov per minut Som framgår av dessa resultat är hållfastheten_hos en lege- ring och matrisens livslängd icke alltid förenliga med varandra och legeringen med låg hårdhet och låg hållfasthet med en grov kornstorlek uppvisar den längsta livslängden, dvs. verktyget kan användas även efter att sprickor eller deformatloner inträffar. Detta tyder på att livslängden för ett verktyg icke beror av initieringen av sprickbildning utan beror på utbredningshastigheten för sprickor som leder till total bristning därav.

Såounda har vid föreliggande uppfinning ansträngningarna koncentrerat: på framställning av en grovkornig karbid och _det har sålunda visat sig att det är svårare att erhålla en (Mo, w)C med en stor partikelstorlek, än WC eftersom molybden har effekten att bromsa oartikeltillväxten. Emellertid har det vidare visat sig att vid användning av isynnerhet den fasta lösningen (Mo-W), som framställts genom sättet enligt amerikanska patentskriften 4 216 009, såsom nämnts ovan, kan en karbid med en partikelstorlek av 3/um eller högre lätt erhållas genom reglering av karbureringsbetingelserna, t.ex. genom reglering av karbureringstemperaturen till en tempe- öwšåflêšrä ratur, som är tillräckligt hög men lägre än sönderdelnings- punkten för (mo, w)c tiil (Mo, mzc, tex. 1I45o°c vid fallet av (Mo0s7W053)C. För framställningen av en karbid med en större partikelstorlek, t.ex. 6/um eller mera, ut- 5 föres karbureringen företrädesvis efter att den fasta lös- ningen (Mo-W) utsatts för en värmebenandling. Värmebehand- lingen utföres generellt vid en temperatur av 1100 - iUOO°C under 1 - 5 timmar i en ström av kväve eller väte. Vid fal- let av (Mon ÄWÜ 5)C värmebehandlas t.ex. den fasta lösningen ï0 vid 1500°C änder 3 timmar i en kvävgasström, Dä WC, Mo2C och C användes som utgångsmaterial och utsättes för karburering i enlighet med tidigare teknik, är det å andra sidan mycket svårt att bilda en grov karbid med en par- 15 tikelstorlek av 3/um eller mera, och även om grova utgångs- material användes bildas endast en karbid med ett fluktue- rande Mo/W-förhållande i varje partikel, eftersom kolet i karbiden fungerar som en diffusionsbarríär. Användningen av en sådan karbid med en bindemetall resulterar i en icke- 2Û -homogen legering, vars mekaniska hällfasthet är låg.

Med tanke på ovan beskrivna fakta är det uppenbart att en legering innehållande en grov karbid med en partikelstorlek av minst Bßum, isynnerhet minst 5/um, och som uppvisar den 25 önskade mekaniska egenskapen, dvs. slaghållfasthet, mäste framställas med hjälp av sättet, som innebär reaktion mel- lan den fasta lösningen av (Mo, W) med kol, som är iständ att bilda en homogen (Mo, W)C med stor partikelstorlek, och om detta icke är fallet är framställning av en sådan lege- BÜ ring omöjlig.

Till följd av undersökningar av sintringsfenomen för en lege- ring bestående av två faser av (Mo, W)C och en bindemetall i mera detalj, har det visat sig att i (Mo, W)C-baserade 55 legeringar sker icke någon tillväxt av karbidpartiklar be- roende på Ostwald-mogníng_av upplösníngs- och utfällnings- typ, vilket är fallet för ordinära WC-baserade legeringar, utan i stället erhålles en mycket långsam PfiftÜ“flSt@flßkSïïUVäXï av diffusionshastighets-reglerande typ. I de (Mo, W)C-base- “Û rade legeringarna är partikeltillväxt under sintring¿ vilket 20 Lwl DW 81G3428"2 sker för WC-baserade legeringar enligt tidigare teknik, knappast att förvänta och sålunda måste en karbid, som skall användas som råmaterial, bestå av grova partiklar för fram- ställning av en legering innehållande en härd fas med en stor partikelstorlek.

Vidare har olika experiment genomförts för ätning av typiska egenskaper sa att de väsentliga kännetecknen för M2C-utfäll- da legeringar och M2C-icke-utfällda legeringar visas tyd~ ligt.

Pig. 2 utgör en grafisk representation av sambandet mellan kolhalten (viktprocent) och böjhållfastheten (kg/mm2) i en (Moo,7W0,5)C-35 víktprocent Co-legering. Som framgår därav sjunker böjhållfastheten sanbbt med utfällning av fritt kol, men sjunker icke på detta sätt även om MZC utfälles. Detta antages hero på att NEC-fasen är homogent och fint disper- gerad, så att dispersionsförstärkning erhålles, men detta är knappast relaterat till sänkningen av böjhållfastheten.

Pig 3 är en Kurva som visar resultaten för ett utmattníngs- test på en (MoÛ,7WOj3)C-55 viktprocent Co~legering, där en statisk belastning vid en viss nivå anbringas periodiskt på ett prov. Bet är uppenbart 'från dessa resultat att M2C-ut- fälld legering (MC-M2C-3'-legeringar representerade genom markeringen C)) är underlägsen den N90-icke-utfällda lege- ringen (MC~ß“-legeringar representerade genom marxeringen Åß) ifråga om utmattningshållfasthet. Detta är eventuellt be- roenee pa att M2Ü»fasen i findispergerad form ökar gränserna mellan den nårda fasen och bindemetallfasen och fungerar som ett element som befrämjar sprickutbredning, eftersom sprickor utbreder sig övervägande längs gränserna mellan den hårda fa~ *sen och bindemedelfasen. Vid fallet av slítbeständiga verk- tyg anbringas generellt en hög påkänning íntermittent under en lång tid och dessutom är vissa faktorer för befrämjande av sprickutbildning involverade, som t.ex. värmestötar och korrosionsförsprödning, så att en högre utmattningshållfast~ het erfordras. I ett sådant fall bör MÉG icke vara utfällt. 10 20 25 BO 35 HO diüšfllâdrâ 10 N20 har benägenhet att aggregera och växa större på ett o- normalt sätt med ökningen av mängden därav, vilket fungerar som en påkänningskoncentrerande källa och som förorsakar en sänkning av utmattningssegheten då hög slagenergi an- bringas.

På samma gäng visas även genom ett fältprov att mängden M2C, som utfällts, bör hållas så liten som möjligt eller reduce- ras till väsentligen obefintlig för ändamålet att återge egenskaperna hos ett verktyg på ett tillfredsställande sätt där en legering användes, som uppvisar en relativt stor hin- demedelfas och en sådan struktur att den genomsnittliga fria vägen för bindemedelfasen är stor.- Vidare har ytterligare undersökningar gjorts på en hårdme- tallegering bestående av_(Mo, W)C och en järngruppmetall genom förändring av förhållandet mellan Mo och W och mängden av järngruppmetallen över ett brett omrâde och det visade sig sålunda att tvåfasområdefi {(MC +1f)-zon} omrâdet för WC-baserade legeringar_vid fallet av (MGOS7 är ca 1/5 av WO,3)C-baserade legeringár och ca 1/5 av området för WC- -baserade legeringar vid fallet av (Mo0,9w0s1)C-baserade legeringar. Då bindemetallen utbytes mot järn i stället för kobolt uppstår en viss skiftning i tvåfasområdet, men icke någon större förändring i bredden. Dessa data är uppsamlade och arrangerade så att de i fig. 1 visade resultaten erhål- les, där gränslinjen mellan MEC-utfälld zon och M2C-icke-ut- fälld zon drages genom linjen a.

Vidare har flera experiment genomförts genom förändring av förhållandet Mo och W och mängden järngruppmetaller över ett brett område och sålunda har det visat sig att då den kri- ' tiska bredden för reglering av kol industriellt är 0,07 vikt- procent, kan en zon, vari det finns en (MC-+¶Û-zon i en mängd av minst 0,07 viktprocent i form av kol representeras ___íl___ n 'to w fig. 1, där legeringens komposition består av (Mopw )C-r vikt- genom sambandet x r ä H,0, dvs. över linjen a i procent bindemetall. Med andra ord bestämmes kvantitativt att M2 de ordinära (Mo, W)C-baserade legeríngarna och mängden bin- C har benägenhet att utfällas med ökning av mängden Mo i 25 50 55 H0 8103i§28~2 demetall bör ökas så att man undertrycker utfällning av M2C.

Som framgår av fig. 1 uppgår t.ex. det tväfasiga området (MC +Ü/), sön är fritt från utfällning av MQC och fritt kol, till högst 0,07 viktprocent där kolhalt användes som para- meter om icke mängden av bindemetall är mer än 13,5 vikt- procent vid fallet av (Mon,7W0:5}C«Laserade legeríngar, och minst 29 viktprocent bindemetall erfordras för liknande bredd av kolmängden vid fallet av (McÛ,8Wo,¿)C~baserade le- geringar. Sålunda ekíftas linje a uppåt då (MC +-¶Ü-zonen överstiger 0,07 viktprocent såsom kølhalt, där det tvâfa- siga området (MC +fiJ är stabilt.

Med hänvisning till fig. 1 är skälet till att begränsa w/(Ivzo + m-fnrnåiiandet till 0,1 5 5 0,9 att om förhållandet är mindre än 0,1 är kurníden så instabil, att den har benägenhet att eönderdelas till MZC, medan om det är mer än 0,9 det föreligger föga effekt av molybden som (Mo, w)C. Skälet till att begränsa mängden bindemetall till 10 - 70 viktprocent är att om mängden är mindre än 10 vikt~ procent blir själva legeringen så spröd att den icke kan an- vändas, medan om mängden är större än 70 viktprocent sint- ringen blir så svår att en önskad form icke kan upprätthål- las.

Järngruppmetallen som bindemedelfas kan naturligtvis upp- lösa grupp lïa, Va och Via metaller och det är möjligt att tillsätta även andra element med löslighet däri, som t.ex. aluminium, kisel, kalcium, silver etc. med bibehållande av fördelarna hos föreliggande uppfinning.

Den grundläggande principen för föreliggande uppfinning kan upprätthållas även då en del av molybden och volframkarbiden 'ersattes genöm en B1~typ blandad karbid innehållande titan, zirkonium, hafnium, vanadin, niob, tantal, krom, molybden och/eller volfram i en proportion av 30 viktprocent eller mindre, företrädesvis 0,5 - 25 viktprocent.

Vidare finns ett liknande samband även vid fallet av en le- gering där en del av C i karbiden har ersatts genom kväve och/eller syre. Exempel på föredragna utföringsformer i Ul 10 15 20 25 30 35 ölfišflv2âe2 12 detta fall är följande: Den första utföringsformen omfattar införande av N i (W, Mo)C för erhållande av (W, Mo)(C, N) varigenom ett stabilt ut- gângsmaterial av hexagonal WC-tyn kan erhållas utan värme- behandling under lång tid.

Den andra utföringsformen omfattar införande av O i (W, Mo)(C, N) för erhållande av (W, Mo){C, N, O), vilken är mera stabil.

Den tredje utföringsformen omfattar införande av Cr i (W, Mo)(C, N) eller (W, Mo)(C, N, O) för erhållande av (W, Mo, Cr)(C, N) eller (W, Mo, Cr)(C, N, O) varigenom ett utgångs- material med låg vikt och lågt pris kan erhållas.

Den fjärde utföringsformen innebär att framställningen av dessa utgångsmaterial i pulverform, en blandning av oxider, metaller, karbider och/eller kol utsåttes för en atmosfär med ett kvävepartialtryck av 300 torr eller mera vid en tem- peratur av TOOOC eller högre i'en del av_ karbureringsste- get för bildning av stabila utgångspulver.

Den femte utföringsformen innebär att det ovan beskrivna utgångspulvret kombineras med en järngruppmetall, två eller flera slag av hårda faser av enkel hexagonal WC-typ, som skiljer sig i komposition, vilka bringas att vara närvaran- de i den färdiga legeringen, så att därigenom en hög seghet erhålles för denna.

I dessa fem utföringsformer kan även en del av fasen av, MC-typ ersättas genom en fast lösning av Bl-typ innehållande en eller flera grupp IVa, Va och Vla metaller och icke-metal- 'liska element, eller de ordinära tillsatserna till hårdmetal- ler såsom silver, kisel, vismut, koppar, aluminium etc. kan även tillsättas till bindemetallen från järngruppen med upp- rätthållande av fördelarna hos föreliggande uppfinning.

De ovan beskrivna utföringsformerna illustreras nedan mera detaljerat. 10 15 20 30 8105428~2 I det viktiga systemet enligt föreliggande uppfinning, där det finns en enkel hexagonal as innehållande molybden och volfram, har det visat sig i .x El i* E EQ blllfiêïßfitalll Elffï- då Å '-' _. " u,5~ Om A är MÅ där det lämpliga omrâdet for A är mindre än den undre gränsen uppstår icke effekten av kväve, n medan om den är större än den övre gränsen sintring är svårt n P. Det särskilt lämpliga ( för erhållande av utmärkta ege skapf K = e,a_ nq området för A är 9,01 A Med avseende på effekten av syre har det visat sig att då B = (TM¿9,š%§9äš¿ñ~¶) 3 (1 ~ liga området för B är 6,005 = B = 0,05. Om B är mindre än den undre gränsen föreligger icke någon gynnsam effekt av syre, medan om den överstiger den övre gränsen sintringen är svår för erhållande av utmärkta egenskaper. Det särskilt lämpliga Området för n är 0,01 É s É 0,02. Ä andra nídan är W/Mo-förhållandet företrädesvis 10/90-90/10, eftersom om det är mindre än 10/90 är legeringen instabil, och om det är större än 90/10 förloras väsentligen fördelar- na med ersättningen (lätt vikt, lågt pris). Mängden krom, som användes för ersättning av molybden eller volfram är 0,5 eller mindre räknat som atomförhâllande av (W + Mo), efter~ som om den är mer än 0,5 legeringen är spröd även om korro- síonsbeständigheten ökar.

Som bekant inom denna teknik är det fördelaktigt att skär- verktyg bildar en fast lösning av Bi-typ, sammansatt av minst en av grupp IVa, Va'ooh Vla metaller, som t.ex. titan, zirkonium, nnïnium, vanadin, tantal, krom, molybden och _volfram med minst en av icke-metallíska komponenter, som t.tx kol, kvave och syre förutom den enkla hexagonala fasen.

Mängden av den fasta lösningen av BJ-typ förändras företrä- desvis i beroende av skäranvändningen.

Med avseende på mängden kväve i detta fall, har det visat sig till följd av olika experiment att då definitionen av ._ . N atom % - 1 A andras tlll *grupp Iva, Va, Vla metall, atom %) X 15 20 25 50 35 öiöšësêösâ ih W t 0 . .

X (1 - grupp IVa,aV:T šïa metašl, àtom 7)” dar det làmpllga området för A likaså är 0,005 = A = 0,5, även om en del av kvävet är inneslutet i den fasta lösningen av Bl-typ. Det optimala omrâdet för A är 0,01 §.A ä 0,4. Med avseende på mängden syre har det visat sig till följd av olika experi- ment att då definitionen av B ändras till ( 0 atom % ) Y grupp lVa, Va, Vla metall, atom % ” (1 W atom % ) grupp Iva, Va, Vla megallš atom % * rådet för B likaså 0,005 = B ~ 0,05. Det optimala omrâdet för B är 0,01 s 5 o,ol:. är det lämpliga om- HA Som bíndemetall användes företrädesvis en järngruppmetall i en proportion av 10 - 70 viktprocent, baserat på kompositio- nen, eftersom om mängden är mindre än 10 viktprocent blir legeringen spröd och om den överstiger 70 viktprocent blir legeringen för mjuk.

För framställningen av utgängsmaterialen genomföres reaktio- nen vid en hög temperatur i en vätgasatmosfär vid fallet av kapbupeyíng av ett (Mo, W)-pulver med kol, reduktion och kartupepíng av oxidpulver med kol eller kombinationer där- av. Vid denna tidpunkt har det visat sig till följd av under- sökningar av sönderdelningstrycket för kväve för (Mo, W) (C, N) att det yttre kvävetrycket, beroende på temperaturen, bör vara 300 torr eller mera vid 70000 ellr högre, där karbonitreringsreaktionen äger rum. Den samtidiga närvaron av väte är icke alltid skadlig, men det är önskvärt att reg- 'lera mängden väte till högst två gånger mängden för kväve, isynnerhet högst densamma som för kväve så att icke nitre- ringsreaktionen förhindras. Vid fallet av användning av _en ammoniaksönderdelningsgas är det nödvändigt att anrika denna med kväve.

För framställningen av utgångsmaterial innehållande syre er- fordras den samtidiga närvaron av kolmonoxid och koldioxid i en atmosfär. I detta fall är mängden väte icke begränsad så- som beskrivits ovan, utan bör icke överstiga 50 %.av atmo- sfären. Upphettning och sintring i en atmosfär av kväve 10 1.4 KH 25 H0 810314-28-2 15_ eller koloxid är effektiv med ändamålet att förhindra en sintrad legering från denitrífiering eller deoxideríng.

Vidare har undersökningar gjorts för utveckling av en lege- ríng med en nögre_slitbestëndignet den seghet, och det har följaktligen visat sig att deformazloren vid en hög tempera- tur kan anmärkningsvärt förbättras genom utbyte av volfram- karbid mot en karbid sammansatt av en fast lösning av tre element, nämligen molybden, volfram den krom. Detta innebär att en (Mo, w)C-Co-legering har en högre hårdhet vid en hög temperatur än en WC-Co-legering, och då dessutom Cr upplöses ii denna karbid ökas hârdheten ytterligare och nögtemperatur- hårdheten förbättras likaså. Sålunda kan nackdelarna hos WC-Co-legeringar enligt tidigare teknik övervinnas genom en åtgärd. Det torde noteras att karbidfasen består av en fast lösning av (Mo, W, Cr)C. Det visar sig även att då Cr upplö- ses i en fast lösning av (Mo, w)C kan karbídpartiklarna gö- ras finare och stabiliseras som en monokarbid av (Mo, W, Ér)C. I motsats därtill har den kända metoden att tillsätta enbart krom till bindemedelfasen nackdelen att det är omöj- ligt fet göra kafbiden finare och karbidfasen är icke sta- biliserad son en monokarbid av en fast lösning av (Mo, W, Cr). Mängden krom, som skall tillsättas till den fästa lös- ningen bestående av karbiden (Mo, W)C varierar företrädesvis i omrâdet 0,5 - 10 %, eftersom den om den understiger 0,3 % medför att karo den icke kan göras finare, medan om den över- i stiger 10 % Cr_Cq utsLiljes och utfälles i legeringen, vilket C resulterar i en sänkning av hårdheten.

I en ytterligare utföringsform av föreliggande uppfinning er- sättes en del av kolet i den fasta lösningen av karbiden (Mo, W, Cr)C genom kväve, syre och/eller väte. Detta innebär att :det antages att om kolet, som ingår i (Mo, W, Cr)C tillsät- tes som en fast substans och bringas till reaktion med en reaktívitet av 100 %, så stabiliseras kristallen, men därvid visar det sig att införandet av icke endast kol utan även kväve resulterar i stabilisering av monokarbiden såsom (Mo, W, Cr) (C, N) och ytterligare införande av syre och väte sta- biliserar ännu mer monokarbiden så som (Mo, W, Cr) (CaNb0cHd) (a + b + c + d = 1), eftersom det om defekter föreligger i is1@saae~2 10 15 20 25 30 35 Ä0 16 karbiden medför att denna är instabil under síntring och en blandad karma av Ingo-typ utfäiies i målform, vilket sålunda sänker hållfastheten. " ' I ytterligare en annan utföringsform av föreliggande uppfin-- ning införes en eller flera av mangan, renium, koppar, sil- ver, zink och guld i bindemedelfasen för förändring av mikro- strukturen för denna och göra denna icke-magnetisk. Pâ samma gång har det visat sig, att då dessa element tillsättes le- geras bindemedelfasen, varigenom korrosionsbeständigheten för legeríngen förbättras.

I den sista utföringsformen av föreliggande uppfinning kan segheten för legeringen ökas genom användning av i kombina- tion två eller flera karbider med en enkel hexagonal fas men som skiljer sig i förhållandet Mo/W. Det_detaljerade skälet till ökning av segheten är icke klarlagt, men det kan anta- gas att då (Mo, W)C separeras i två faser sänkes lösnings- _spänningen för båda faserna så att en högre seghet erhålles än vid fallet av en enda fas. Eftersom åtminstone en lege- ring bestående av en (Moxw )C-fas (y>>x) med liknande egen- skap som för WC och en (Mox¶y)C-fas (x>»y) med liknande egen- skap som för MOC har två egenskaper, dvs. seghet hos WC och värme- och deformationsbeständighet hos MOC, är denna utfö- ringsform fördelaktig i större utsträckning än då man an- vänder enbart ett slag av (Mo, W)C. Särskilt föredraget är att karbiden är sammansatt av WC eller en fast lösning av en del MOC upplöst i WC, och en fast lösning av WC upplöst í MoC. Detta motsvarar fallet där toppen av_planet (1, 0, 5) separeras i två.delar vid röntgendiffraktion. Om det före- ligger två eller flera enkla hexagonala faser av (MoxWy)C eller icke kan fastställas genom iakttagande med användning 'av ett optiskt mikroskop efter etsning med en alkalisk lös- ning av hexacyanoferrat (III) eller genom XMA-observation.

Tillämpnings- eller användningsområdet för legeringen enligt föreliggande uppfinning är följande. Exempelvis kan lege- ringen enligt föreliggande uppfinning'användas för slitbe- ständiga verktyg, som t.ex. brytvalsar, fräsvalsar för varm tråd etc., och för skärverktyg, eftersom den uppvisar en seg- 15 '20 35 HO BlU5ls-28“2 het och hårdhet liknande eller överstigande den för WC-Co- -legeringar. Isynnerhet då legeringen enligt uppfinningen såsom ett suostrat är överdragen med en eller flera slitbe- ständiga keramiska skikt, som t.eï. Ti 3 TiN, AIZOB, kan skärverktyg med utmärkt seghet een slitbeständighet erhållas jämfört med verktyg enligt tidigare teknik med legeringar av WC-Co-typ som substrat. Som bekant inom tekniken bildas vid denna tidpunkt ett avkolningsskikt benämnt Iz-fas vid grän- sen mellan substratet och beläggningsskiktet och detta synes även vara fallet vid legeringen enligt föreliggande uppfin- ning. För att förhindra försprödning direkt under beläggnings- skiktet beroende på avkolning är närvaro av fritt kol (FC) i ytskiktet inom ett område av 300/um effektivt utan försäm- ring av segheten.

Vid användning av legeringen enligt föreliggande uppfinning som klockram, uppvisar den mera utmärkta egenskaper än så- dana av legeringar av WC~Co-typ, vilka sammanfattas nedan: (1}_ Vacker lyster kan åstadkommas då legeringen spegelpole~ ras. (2) Slip- och poleringsbehandlingar är möjliga. (3) Korrosionsbeständigheten är utmärkt, isynnerhet med äv- I seende på transpiration vid fallet av användning för prydnadsändamål.

(M) Mekaniska hållfastheten är avsevärt hög.

Föreliggande uppfinning illustreras ytterligare mera detalje- rat i följande exempel. Jet är uppenbart för faekmannen att förhållanden, ingredienser i följande.kompositioner och ord- ningen för arbetsstegen kan modifieras inom ramen för före- liggande uppfinning. Sålunda skall uppfinningen icke tolkas 'såsom begränsad till följande exempel.

Alla angivna delar, procenttal och liknande hänför sig till vikten, om icke annat särskilt utsäges.

Exempel 1 54 g Mo-pulver och H6 g W-pulver upplöstes i 28-procentig vattenlösning av ammoniak, neutraliserades med 6 N saltsyra 10 15 20 25 50 55 dl Ûšëeâdsâ 18 för utfällning och utsattes därefter tre gånger för filtre- ring med vattentvättning och torkning. I den erhållna fäll- ningen var WO och MoO3 homogent blandat. De blandade oxider- na glödgades vid 80000 i luft och reducerades därefter vid 1000°C i en vätgasström. Röntgendiffraktion visade att det erhållna pulvret bestod av en fullständig fast lösning av (MQOJWOJ).

Den erhållna fasta lösningen (Mo0s7WO,3), kolpulver och Co- -pulver som diffusionshjälpmedel blandades i en sådan pro- portion att den slutliga kompositionen bestod av (MOOST W0,5)C1,0 och utsattes för en karbureringsreaktion vid 1ü50°C under 1 timme i en kvävgasström under ett kvävetryck av 1 atmosfär. Det visade sig genom röntgendiffraktion att karbiden hade en kristallstruktur av enkel hexagonal WC-typ och mätningar av partikelstorleken med användning av Fisher Sub Sieve Sizer visade en genomsnittlig partikelstorlek av H,5/um.

Detta pulver blandades med Co-pulver i en sådan proportiont att den slutliga kompositionen var (MoO,7WÜ,3)C-F 30 % Co,' maldes i hulkvarn med alkohol, pressades till en önskad form och sintrades därefter i vakuum av 10-2 torr. Den sålunda erhållna legeringen uppvisade en struktur bestående av två faser av MC-fas och en bindemetallfas, och en hårdhet av 880 Vickers hårdhetsgrader och en böjhållfasthet av 290 kg/mmz.

Exempel 2 En fast lösning av (Mon SWO 5) framställdes på analogt sätt , D som i exempel 1 förutom att,atomförhållandet Mo/W ändrades _till 0,5 : 0,5. Denna fasta lösning blandades med kolpulver och Co-pulver som diffusionshjälpmedel i en sådan proportion att den slutliga komposítionen var (Mo W )C och ut- 0,5 0,50 1,0 sattes för en karbureringsreaktion vid 1500 C under 1 timme i en kvävgasström under ett kvävetryck av 1 atmosfär. Det visade sig genom röntgendiffraktion att det,erhållna Karbid- pulvret hade en kristallstruktur av enkel hexagonal WC-typ och genom mätning av dess partikelstorlek med användning av KF! 10 15 20 SO \_.~J kïl H0 8103428*2 Fisher Sub Sieve Sizer erhölls en genomsnittlig partikel- storlek av 5,2/um (jämför fig. H). I Detta pulver blandades med Ni«pulver och Co~pdlver i en så- dan proportion att den slutliga kompositionen var (Moo Q J J mvoäâc-is ß Ni - 15 z co, serierna. f: zani pressades till en önskad form och sintrades i vakuum av 10"2 torr. Den sålunda erhållna legeríngen uppvisade 5,ü9 % total kolmängd och 0,01 % fritt kol efter analys, en struk~ tur bestående av två faser av MC och bindemetaller, hårdhet av 900 enligt Viekers samt en böjhâllfasthet av 300 kg/mmg. ' och en Som jämförelse blandades WC-pulver med en partikelstorlek av U/um, Mo2C-pulver med en partikelstorlek av 5,5/um, kol- pulver och Co~pulver som diffusionshjälpmedel i en sådan proportion att den slutliga kompgsitionen var (Moo 5WO 5)C1 O, och sintradea vid 170000 i ett vakuum av 1O_2 torr: Temperaí turen sänktes därefter till 155000 och.blandningen hölls vid denna temperatur under 12 timmar. Röntgendiffraktion visade att den erhållna karbiden bestod väsentligen av (Mo, W)C med ' en kristallstruktur av enkel hexagonal WC»typ, men det före- kom delvis toppar av (Mo, W)9C (jämför fig. 5).

Detta pulver blandades med Ni«pulver och Co-pulver i en så- dan proportion att den slutliga kompositionen var (Meg 5 V ,*.- å "i vOQD/C 15 , 'J __ samma sätt som beskrivits ovan, Den sålunda erhållna lege- l5 % Co och en legering framställdes ga ringen uppvisade 5,Ä8 % totalt kol och 9,02 % fritt kol efter analys, en struktur bestående av MC-fas, bindemetallfas och MZC-fas tillväxt genom aggregation, och en hårdhet av 910 enligt Vickers och en böjhållfasthet av 230 kg/mmd.

Vid användning av karbider som utgångsmaterial, liksom i detta jämförelseexempel, kan en blandad karbid med homogen kvalitet icke alltid erhållas vid bildning av den blandade karbiden med en stor partíkelstorlek§ och i en legering er- hållen från denna karbid förekommer lokalt en kolbristzon, vilket leder till bildning av en aggregerad MZC-fas och resulterar i sänkning av dess hållfasthet.

M@3-41-2â"2 10 15 20 25 .30 35 40 Med hänvisning till fig. Ä och fig. 5 visar höjden av toppar- na av W och Mo de respektive halterna av W och Mo på linjer- na, som är dragna i mikrofotografierna av karbidkristaller.

Det framgår genom jämförelse av fig. H och 5 att vid fallet av fig. 4 enligt föreliggande uppfinning är variationen av toppar och av W ooh Mo på linjen som korsar karbidkristal- len mindre, dvs. Mo/W-förhållandet är mera konstant, än vid fallet av fig. 5 enligt tidigare teknik.

Exempel 3 U 'Olika legeringar, vardera med en komposition inom området för den skuggade ytan i fig. 1, framställdes och utsattes för mätningar av hårdheten och böjhållfastheten, varvid de i tabell 3 visade resultaten erhölls. Síntringstemperaturen varierade från 120000 till íH50°C för varje komposition: T a b e 1 l 3 :šÉYngš- Karbíd-_ Binde- Hård» TRS 2 finningen komposition metall nät) (kg/mm ) 1 (Mao 85w0 15)c 30Ni=5co 870 2 ¿'510 22 (Mao 85w0>15)c HONi 720 280 3 (Mao 85w0 15)0 3000-30Ni 000 - M (Mo0å7w0,5)c 10N1-1000 1150 260 5 (Mao 70w0,3)0 15Ni-3000 600 250 6 (MOD 7w0,3)c 50Ni-1500 045 - 7 (Mao 55w0,45)c 1501 1280 205 8 (MOD 50w0:5O)C 20Ni~5Co 1020 265 9 (Mao ÉOWO 70)C 5500 . 880 500 10 (Mon 30w0,70)c 2500-10Fe 910 _ 270 11 (Mo0,30wO,7O)c 98Fe-12N1 1070 2u5 12 (MoO,25wO:75)c 1500-SN1-8Fe 900 230 13 (Mao 20w0,80)C 1501-Moco 600 2M0 14 (MoÛ,20w0,80)C 30Pe 950 '2#5 15 (Mao Qowo 8O)c 10Ni-500 1260 240 16 (MOD 20wO,80)c 5Ni-500-2Fe 1200 210 Jämförelse - _ 17 (Mo0,80w0,20)c 5Ni-500 1410 110 18 (Moo,70w0,3O)c 2Ni-H00 1700 90 19 (Mo0,50w0,50)c 6001-15Fe H20 - 20 3Ni 1820 75 (M00 05w0,95)0 10 20. 25 30 H0 8103428-2 21 Exempel U Den i exempel 2 framställda fasta lösningen (MoO,5W0,5) blandades med kolpulver, Cr3C2~pulver och Co-pulver som diffusionshjälpmedel i en sådan proportion att den slutli- ga kompositionen var (MoO,¿5WO,q5Cr0,1O)C¿ Ü, utsattes för primär karburering vid 180000 under 1 timme i en vätgas- ström och därefter för sekundär käfbuïêfíflfi vid ISOOOC under 1 timme i en vätgasström. Det visade sig genom röntgen- diffraktion att det erhållna pulvret hade en kristallstruktur av enkel hexagonal WC-typ och genom mätning av partikelstor- leken därav erhölls en genomsnittlig partikelstorlek av H,0/um.

Detta karbidpulver blandades med Ni-pulver ooh Co-pulver i en sådan proportion att den slutliga kompositionen var (MoÛ,u5wO,u5Crg,1O)C - 30 % Ni - 15 % Co och sintrades där- efter_vid 1220 C i torr. Den sålunda er- hållna legeringen hade en struktur bestående av två faser av . -2 ett vaxuum av 10 MC och bindemetaller. Dä denna legering polerades med en diamantpasta för erhållande av en spegelyta och utsattes för en test genom nedsänkning i konstgjort svett under 2U tim- mar, erhölls nästan icke någon korrosion därav. iDen'i detta ekempel erhållna legeringen är lämplig för an- vändning som en klockram på grund av dess lätta vikt, lik- som den utmärkta repningsbeständigheten. _ Exempel 5 Matriser för huvudstukning för bultar framställdes av le- geringsproverna nummer 1, 9, 12 och IG enligt exempel 3 och WC - 25 % Co-legering för jämförelseändamål, varpå livs- ' längdtest för dessa utfördes genom kallsmídning av bultar 'av SÄBC-stål, varvid de erhållna resultaten visas i tabell U: T a b e l l H Verktygets livslängd (antal behandlade bultar/matris) x 10_5 Legeringsprov nr 0 2 4 6 8 . 1 I X 9 Y 2 in :I X WC-25 % Co 10 15 20 25 50 35 8103428-2 Exempel 6 _ 910 g av den fasta lösningen (Mo0;7W0,3), som framställts i exempel 1, blandades med 90 g kolpulver och 3 g koboltpulver som diffusionshjälpmedel och utsattes därefter för (1) karbu- rering vid 1Ä50?C under 1 timme i en kvävgasström eller (2) karburering vid 135000 under 1 timme i en kvävgasström.

Det visade sig genom röntgendiffraktion att båda de erhållna karbiderna bestod homogent av (Mo0,?W0,5)C och mätning av partikelstorleken för dessa karbider med hjälp av Fisher Sub Sieve Sizer visade att karbiden, som framställts genom sättet (1), uppvisade en medelpartikelstorlek av H,2/um, me- dan karbiden, som framställts genom sättet (2) uppvisade en medelpartikelstorlek av 1,9/um.

Vardera av dessa karbider blandades med 30 % koboltpulver, maldes i kulkvarn med alkohol, pressades i en önskad form och sintrades därefter. Huvudstukningsmatriser framställdes av de sålunda erhållna legeringarna och livslängdtesten där- av utfördes genom kallsmidning av bultar av SU5C~stål, var- vid de erhållna resultaten visas i tabell 5: T a b e 1 1' 5 Verktygets livslängd'(antal behandlade bultar/matriser) x 105 Legeringsprov nr 0 2 H 6 8 Legeríng från X ' sätt (1) ' Y Legering från X sätt (2) X Éxempel 7 _ _ Hâlstansar för stansning av en stålplåt av 5 mm tjocklek till- verkades av legeringsprov nr 7 och 15 enligt exempel 3 och ' en WC-12 % Co-legeríng för jämförelse och användes för detta ändamål 100 000 gånger. Graden av förslitning på hålstansarna vid denna tidpunkt visas i tabell 6: ' 10 20 25 8103428-2 R) KN ¶_a b e 1 l__J§ Legeringsprov nr förslitningsgrad (mm) 7 0,07 15 0,08 wc - 12 % ce o,21 lllzcenxpel å 68,5 % av ett (Mo0,%WO,3)C-pulver med en partikelstorlek av 3/um, 30 % Ni-pulver, 1 % Mn-pulver och 0,5 % Re-pulver blan- dades under reglering av mängden kol till 97 % av den teore- tiska kvantiteten 6,10 %, varpå det blandade pulvret sintraÅ des vid 125000 under 1 timme i vakuum av 10-2 hållna legeringen var icke-magnetisk och uppvisade följande torr. Den er- egenskaper: _ densitet: 9,9 g/cm; hårdhet (HRA): 83,5 böjhållfasthet: 290 kg/mmz. šë2EBâl_2 1 75 % av ett §Mo0,5WO,5)Ö-pulver med en medelpartlkelstorlek av Hyum, 10 t Niípulver, 13 % Co-pulver, 1 % Re-pulver, 0,8 % Mg-pulver och 0,2 % B-pulver blandades under regle- ring av mängden kol till 98 % av den teoretiska mängden kol 5,95 ß, och det blandade pulvret sintrades vid 135U°C under 1 timme i ett vakuum av 10-2 torr. Den erhållna legeringen hade följande egenskaper: ' densitet: 10,1 g/cmš hårdhet (HRA): 86,5 böjnä11faszhes= 265 kg/mm2.

För undersökning av korrosionsbeständigheten utsattes den ovan beskrivna legeringen och en WC-20'% Co~legering som jämförelse för tester med användning av olika korrosions- lösningar, varvid erhölls de i tabell 7 visade resultaten: sluseze-20 10 15 20 25 ÉO ZÄ T e b e 1 1 70 0 Korrosionsgrad (mg/cm?/hr) I* Ile* III*** Legering enligt uppfinningen 2,5 0,2 O wc -eao 2 co 2,8 2,1 ' 0 Anm.= I varm 10 % Hàson lösning II 35 % HCl lösning vid rumstemperatur III 10 % Na0H lösning vid rumstemperatur.

Exempel 10' 30 % av ett (Moo TWO 3)C-pulver med en medelpartikelstorlek 5 å av 5 um, 35 % av ett (Mo W )C-pulver med en medelparti- / 0,3 0,7 kelstorlek av 0,5/um, 25 % Ni-pulver och 10 % Co-pulver blan-p dades under reglering av mängden kol till 97,5 % av den teo- och det blandade pulvret 2 retiska mängden kol, dvs. 5,15 %, sintrades vid 132000 under 1 timme i ett vakuum av 10- torr. Den erhållna legeringen hade följande egenskaper: densitet; 11,2 g/em5 hårdhet (HRA); 82,5 böjhålifesthet; 280 kg/mmg Huvudstukningsmatriser för mutterframställning tillverkades av den ovan beskrivna legeringen och en WC-25 % Co-legeríng som jämförelse dch livslängdtestet därav utfördes genom kallsmidning av muttrar av š15C~stål, varvid de erhållna resultaten visas i tabell 8: T a b e l 1 8 Verktygets livslängd (antal behandlade muttrar/matris X 105 Legeringsprov nr 0 2 Ä 6 f8 10 12 Legeríng enligt uppfinningen WC - 25 % CO x (12,0) X mm

Claims (10)

10 15 20 25 30 35 40 8103M84 25 Bifsíltlff-EX

1. Hårdmetallegering, k ä n n e t e c k n a d av att den innefattar en hård fas bestående av minst en förening med en kristallstruktur av enkel hexagonal MC-typ, där M betecknar metall och C betecknar kol. vald från gruppen be- stående av blandade karbider, karbonitrider och karboxi- nitrider av molybden och volfram, och en bindemedelfas be- stående av minst ett element, valt från gruppen bestående av järn, kobolt och nickel, där den hårda fasen är fram- ställd genom karburering av en (Mo, W)-legering, erhållen genom reduktion av oxider av molybden och volfram med en partikelstorlek av högst 1/um, uppvisar grova partiklar med en medelpartikelstorlek av minst 3/um och uppvisar ett homo- gent molybden:volfram-förhållande i partiklarna, och som uppvisar en grov komposition inom omrâdet för den skuggade delen ABCDEA i fig 1, varvid den hårda fasen med en medel- partikelstorlek av minst 3/um erhålles genom reglering av karbureringstemperaturen till en temperatur, som är så hög som möjligt men lägre än sönderdelningstemperaturen för (Mo, W)C till (Mo, W)2C, eller genom att (Mo, W)-legeringen utsättes för en värmebehandling vid en temperatur av 1100 - 1400°C i en ström av kväve eller väte.

2. Hårdmetallegering enligt krav 1, k ä n n e t e c k - n a d av att en del av föreningen av MC-typ är ersatt med åtminstone en hård förening av B1-typ, vald från sådana innehållande Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo och W.

3. Hårdmetallegering enligt krav 2, k ä.n n e t e c k - n a d av att mängden av den hårda föreningen av B1-typ är högst 30 viktprocent.

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

5. Hårdmetallegering enligt krav 4, k ä n n e t e C k - n a d av att mängden Cr är 0,3 - 10 viktprocent.

6. Hårdmetallegering enligt krav 1, k ä n n e t e c k- 8103428-2 10 15 20 25 30 26 n a d av att en del_av kolet i karbiderna, som bildar de hårda faserna, är ersatt med minst en av kväve eller syre.

7. Hårdmetallegering enligt krav 6, k ä n n_e t e c k - n a d av att mängderna av kväve och syre definieras, i förbindelse meâ legeringskompositionen, genom sambandet: W atom % O' X S _ Û'005" (1 grupp Iva, Va, VIa metall, atom a N atom % (grupp IVa, Va, VIa metall, atom %) O'5 och (1 _ W atom % grupp Iva, Va, Vla metall, atom % HA 0,005 ( 0 atom % ) grupp Iva, Va, VIa metall, atom % HA 0,05

8. Hårdmetallegering enligt krav 1, k ä n n e t e c k- n a d av att minst ett element valt från gruppen bestå- ende av Be, Mg, Ca, B, Si, P, Mn, Fe och Re har införts.

9. Hârdmetallegering enligt krav 1, k ä n n e t e c k- n a d av att minst en av Mn, Re, Cu, Ag, Zn och Au har införts i bindemedelfasen för att göra legeringen icke- magnetisk. Hårdmetallegering enligt krav 1, k ä n n e t e c k- av att den hårda fasen innefattar två eller tre

10. n a d enkla hexagonala faser, som skiljer sig i förhållandet för Mo/W.