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DE2907224C2 - Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers - Google Patents

Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers

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DE2907224C2
DE2907224C2 DE2907224A DE2907224A DE2907224C2 DE 2907224 C2 DE2907224 C2 DE 2907224C2 DE 2907224 A DE2907224 A DE 2907224A DE 2907224 A DE2907224 A DE 2907224A DE 2907224 C2 DE2907224 C2 DE 2907224C2
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DE
Germany
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mixture
sintered
binder metal
metal
compact
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DE2907224A
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Takeji Toyama Hachisuka
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Nachi Fujikoshi Corp
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Fujikoshi KK
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Publication date
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Description

25 Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers durch Anordnung eines Verstärkungskörpers aus einem Metall oder einer Legierung in einem Gemisch eines harten, schwer schmelzbaren teilchenförmigen Grundmaterials und eines pulverförmigen Bindermetalles, Preisen und Sintern des Preßlings.
In der DE-OS 26 04 299 ist ein Verfahren zur Herstellung von verstärkten Sintermetallen erläutert, wobei es sich um eine in flüssiger Phase gesinterte Legierung handelt Bei einem solchen Flüssigkeitsphasensintern 30 werden Karbide wie Wolframkarbid, Titankarbid u. dgl, die als harte Phase zubereitet sind, mit gepulvertem Kobalt vermL'.rht das. als Bindermetall vorbereitet wurde, um ein gepulvertes Gemisch zu ergeben. Dieses gepulverte Gemisch wird dann mit Wolframnadeln vermischt die als Armier- bzw. Verstärkungsmaterial wirken sollen. Hierbei ist zu beiücksiditigen, daß der Schmelzpunkt von Wolfram mit 33800C beträchtlich höher als derjenige der Karbide unü dss Kobalt-Bindermetalls liegt. Demzufolge tritt ein Schmelzen der Wolframnadeln 35 während des Sinterverfahrens nie ίίη.
Wenn ein Pulvergemisch, das eine extrem hohe Menge an Bindemetall enthält, mit Hilfe des herkömmlichen Verfahrens gesintert wird, kann dieser kompakte Körper seine Form aufgrund des Eintretens einer erheblichen flüssigen Phase nicht beibehalten, die während des Sinterns verursacht wird. Als Ergebnis wird dieser herkömmlich gesinterte Körper ähnlich einem Produkt werden, das aus einer geschmolzenen Legierung hergestellt ist, 40 also auch deren Struktur und Eigenschaften aufweist. Somit ist bei einem herkömmlich flüssigp>iasengesinterten Material der Maximalgehalt an Bindermetall selbstverständlich auf ein relativ niedriges Niveau begrenzt.
Die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe besteht darin, ein Verfahren der eingangs umrissenen Art § anzugeben, mit welchem auf wirtschaftliche Weise ein verstärkter gesinterter Körper gewünschter Form
Il hergestellt werden kann, wobei das eingelegte Verstärkungsmaterial auch bei Verwendung erheblicher Mengen
'tf 45 an Bindermaterial nicht vollständig schmilzt.
j Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß ein Verstärkungsmaterial aus einer Vielzahl von
% groben Körnern, Strängen und/oder Platten eingesetzt wird, deren Durchmesser oder Dicke mindestens das
ψ, 20fache der Korngröße des Bindermetalls beträgt, daß der Preßling auf Temperatur erhitzt wird, bei der das
& pulverförmige Bindermetall schmilzt, ohne daß das Verstärkungsmaterial vollständig schmilzt, wobei das Ver-
\ί so Stärkungsmaterial entweder gleich dem Bindermetall ist oder einen Schmelzpunkt hat, der wenigstens 120° r'.: höher ist als die jeweilige Sintertemperatur, und wobei das Verstärkungsmaterial eine gute Benetzbarkeit
.■j gegenüber dem Grundmaterial hat.
Vorzugsweise wird ein Maschensieb aus Strängen reinen Nickels innerhalb eines Gemisches aus 70% TiC, i:: 20% Ni und 10% Mo angeordnet.
;;.;; 55 Innerhalb eines Gemisches aus 75% TiC, 15% Ni und 10% Mo wird zweckmäßig ein Maschensieb aus reinem
Nickel angeordnet.
λ Zweckmäßig werden in einem Gemisch aus 94 Gew.-% WC und 6% Co 10 Gew.-%, bezogen auf das Gemisch,
•: grobe Kobaltkörner gleichmäßig verteilt, wobei in einem Gemisch aus 70 Gew.-% TiC und 20 Gew.-% Ni 10
Gew.-% grobe Körner aus nichtrostendem Stahl vom Typ 410 angeordnet werden.
':- 60 Die Umwandlung der Bindermetallkomponente in eine flüssige Phase wird nachfolgend beschrieben. Bei dem
l:· Erhitzen des kompakten Körpers auf eine Sintertemperatur und während seines Haltens auf einer solchen
Vi. Temperatur diffundieren die Elemente des harten schwer schmelzbaren Materials in Kontakt mit dem Binder-
I metall in festem Zustand in das Bindermetall. Diese durch Diffusion der Elemente verursachte Änderung in der
?, Zusammensetzung des Bindermetalls ergibt ein Herabsetzen seines Schmelzpunktes. Es ist bekannt, daß, wenn
:(i 65 das Bindermetall mit den diffundierten Elementen eine eutektische Legierung bildet, die Bindermetallkompo-
;i> nente geschmolzen wird, und das Vedichten des kompakten Körpers tritt bei seinem Erhitzen auf eine Tempcra-
;rJ tür ein, die höher als der eutektische Punkt liegt. Beispielsweise beträgt in einer in flüssiger Phase gesinterten
S Zusammensetzung des WC-Co-Systems der Schmelzpunkt des Kobaltmetalles 14950C. Da jedoch die Binder-
metallkomponente dieser Zusammensetzung einen eutektischen Punkt von ungefähr 12800C aufweist, kann ein Sintern in einem Temperaturbereich von 1350 und 14500C eintreten, der einem Bereich zwischen dem Schmelz punkt des Kobaltmetalles und dem eutektischen Punkt des Bindermetalles gleicht. Bei einer in flüssiger Phase gesinterten Zusammensetzung des Systems TiC-Ni-Mo liegt der eutektische Punkt der Bindermetallkomponente bei 12700C so daß das Sintern der Zusammensetzung normalerweise bei einer Temperatur geringer als 14500C eintritt, welches der Schmelzpunkt des Nickelmetalles ist
Wenn diese gesinterten Körper hergestellt werden, liegen die Sintertemperaturen in vielen Fällen unterhalb der Schmelzpunkte der ßindermetalle. Die Zeit, die erforderlich ist, damit die Bindermetallkomponente schmilzt und sich in sine flüssige Phase umwandelt, während sie erhitzt und auf einer Sintertemperatur gehalten wird, wird durch die Änderung der Zusammensetzung des Bindermetalles aufgrund der Diffusion der Elemente in fester Phase bestimmt, welche das harte, schwer schmelzbare Material bilden.
Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, daß die Elemente des harten schwer schmelzbaren Grundmaterials in einer in Flüssigkeitsphase gesinterten Zusammensetzung in festem Zustand in die Bindermetallkomponente der Zusammensetzung diffundieren, woraus sich eine Herabsetzung des Schmelzpunktes der Bindermetallkomponente ergibt Dabei kann die Zeit, die für die Umwandlung des Bindermetalles in eine flüssige Phase erforderlieh ist, in Abhängigkeit von der Korngröße der Bindermetallkomponente variieren.
Gemäß der Erfindung werden grobe Körner, Stränge oder Platten des gleichen Metalles wie das Bindermetall mit einem Durchmesser oder einer Dicke größer als die Korngröße des Bindermetallpulvers in Kontakt mit einem kompakten Körper eines Puivergemisches der Rohmaterialien gebracht oder darin angeordnet, wenn ein solcher kompakter Körper durch Verdichten gebildet ist Der kompakte Körper, welcher so geformt ist wird auf einen Temperaturbereich unterhalb des Schmelzpunktes des Bindermetaüpulvers und ohertidb dss eutekiischen Punktes der Bindermetallkomponerre erhitzt, um ein Sintern zu bewirken. In den Verfahrensstufen, bei denen die Bindermetallkomponente geschmolzen wird und ein Verdichten des kompakten Körpers schnell eintritt, hat die Diffusion der Elemente des harten schwer schmelzbaren Grundmaterials in festem Zustand noch nicht ausreichend stattgefunden, um die Zusammensetzung des Metalls umzuwandeln, welches die inneren Abschnitte der groben Körner, Stränge oder Platten bildet, um eine Umwandlung des Metalls in einen flüssigen Zustand bei den vorherrschenden Temperaturen zu gestatten. Somit befinden sich die inneren Abschnitte der groben Körner, Stränge oder Platten noch in festem Zustand.
Die Erfindung basiert auch auf der Erkenntnis, daß wenn der Schmelzpunkt des Verstärkungsmaterials, welches einen Durchmesser oder eine Dicke über dem 20fachen der Korngröße des Bindermetallpulvers in dem kompakten Körper hat, wenigstens 1200C höher als der Schmelzpunkt der Bindermetallkomponente des Puivergemisches ist, es möglich ist, ein Verdichten des gesinterten kompakten Körpers zu bewirken, während die groben Körner, Stränge oder Platten in dem kompakten Körper in festem Zustand gehalten werden, und zwar durch Einstellen des Durchmessers oder der Dicke der groben Körner, Stränge oder Platten und der Sinterbedingungen einschließlich der Geschwindigkeit, mit welcher die Temperatur erhöht wird
Die in flüssiger Phase gesinterten Verbundkörper gemäß Erfindung sind dicht und große Mengen einer Metallkomponente, die gleich oder ähnlich dem Bindermetall ist, in begrenzten Abschnitten oder im gesamten Körper der Zusammensetzung; der Verbundkörper weist auch eine gleichmäßige MikroStruktur und gute physikalische Eigenschaften auf.
Es sei h jrvorgehoben, daß die verwendeten groben Körner, Stränge oder Platten nicht notwendigerweise aus dem gleichen Metall wie die Zusammensetzung des Binderm .talles sein müssen. Jedes Metall oder jede Legierung kann verwendet werden, um die groben Körner, Stränge oder Platten zu bilden, solange ein solches Metall oder eine solche Legierung einen Schmelzpunkt aufweist, der 1200C höher als die Temperatur liegt, b^i der der Übergang der Bindermetallkomponente in eine flüssige Phase in dem Sinterverfahren eintritt, solange eine gute Benetzbarkeit in bezug auf das harte schwer schmelzbare Grundmaterial vorhanden ist und ein solches Metall als Binder wirksam ist.
Der Grund, warum der Durchmesser oder die Dicke der groben Körner, Stränge oder Platten auf einen Wert über das 20fache der Korngröße des Bindermetallpulvers begrenzt ist, wird nachfolgend erläutert.
Wenn die groben Körner, Stränge oder Platten einen Durchmesser oder eine Dicke aufweisen, die geringer als der genannte Wert ist, "fare es praktisch unmöglich, den gesinterten Körper zu verdichten, während die Körner, Strärtge oder Platten in festem Zustand verbleiben, und zwar im Hinblick auf die Diffusionsgeschwindigkeit der Elemente des harten schwer schmelzbaren Grundmaterials nach dar Umwandlung der Bindermetallkomponente in eine flüssige Phase.
Der Grund, warum der Schmelzpunkt eines Metalles oder einer Legierung, welche die groben Körner, Stränge oder Platten formen, 120° höher als die jeweilige Sintertemperatur s?in soll, bei welcher die Umwandlung der Bindermetallkomponente in eine flüssige Phase eintritt ist folgender.
Wenn der Temperaturunterschied geringer als 1200C ist, ist es aus einem technischen Gesichtspunkt fast unmöglich, den gesinterten Körper zu verdichten, während die groben Körner in festem Zustand gehalten werden durch Einstellen der Sinterbedingungen, wenn beispielsweise groLe Körner einer Ni-Cr-Legierung (Schmelzpunkt 1380 bis 142O0C), die 25% Chrom enthält oder aus Inconel (Schmelzpunkt 1370 bis 14000C) mit einem Pulvergemisch einer Zusammensetzung des TiC-Ni-Mo-Systems vermischt werden, welches beispielsweise eine eutektische Temperatur von 1270° C aufweist
Die Erfindung wird nachfolgend an Beispielen anhand der Zeichnung näher erläutert.
In der Zeichnung zeigt
F i g. 1 eine Mikroaufnahme (χ 150), die mit einem optischen Mikroskop angefertigt ist, der in flüssiger Phase gesinterten Zusammensetzung, die bei 13200C gesintert ist, wie dies in Beispiel 1 beschrieben ist, wobei das Nickelmetall in einer .r.aschenartigen Struktur in der Zusammensetzung vorgesehen ist und wobei die Mikrostruktur in der Nähe der maschenartigen Nickelstruktur gezeigt ist,
Fig.2 eine mit einem optischen Mikroskop aufgenommene Mikroaufnahme (x 15) der in flüssiger Phase gesinterten Zusammensetzung mit einer wellenartigen Nickelmaschenstruktur, wie dies in Beispiel 2 beschrieben ist, wobei die Nickelmaschenstruktur und die Abschnitte des gesinterten Körpers in der Nähe der Nickelmaschenstruktur gezeigt sind.
Beispiel t
Ein Maschensieb mit einer lichten Maschenweite von 0,147 mm aus reinen Nickelsträngen eines Durchmessers von 100 μπι wurde in ein Quadrat mit einer Seite von 12 mm geschnitten, das auf 900°C während 1 Stunde in einer Sauerstoffatmosphäre erhitzt und dann graduell abgekühlt wurde, um ein Anlassen zu bewirken. Ein Pulvergemisch der Zusammensetzung, welche in Gewichtsprozent 70% TiC, 20% Ni und 10% Mo enthält, wurde mit einem bekannten Verfahren zubereitet und in einer kleinen Menge in eine quadratförmigc Metallform mit einer Seite von 15 mm gegeben, die obige Nickelmasche wurde auf dem Einsatz angeordnet, und eine vorbestimmte Menge des Pulvergemisches wurde in die Metallform gegeben. Der Einsatz wurde mit einem Druck von 2 kbar gepreßt, um einen kompakten Körper mit einer Dicke von 5 mm zu erzeugen. Der kompakte Körper des Pulvergemisches wurde bei einer Temperatur von 600°C während 1 Stunde vorgesintert, und der vorgesinterte Körper wurde durch Erhöhen der Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 12°C pro Minute von 6000C auf eine vorbestimmte Temperatur gesintert, wobei der vorgesinterte Körper in einem Temperaturbereich von !280 bis 1350°C (siehe Tabelle !} während 1 .Stunde in einem Vakuum gehalten wurde.
Die Eigenschaften des gesinterten Körpers und der Zustand der maschenartigen Nickelstruktur sind in Tabelle 1 wiedergegeben. F i g. 1 zeigt den Zustand der maschenartigen Struktur in dem gesinterten Körper, die durch Sintern bei 13200C erhalten wurde. Wenn der Körper bei 1300 bis 1330°C gesintert wird, hat er eine dichte normale MikroStruktur, und das Nickel in maschenartiger Struktur in dem kompakten Körper der Rohmaterialien in Pulverform behält seine ursprüngliche Form in dem gesinterten Körper im wesentlichen bei. So wurde
TS festgestellt, daß man mit Hilfe des beschriebenen Vefahrens fähig ist einen dichten Flüssigkeitsphasen-gesinterten Verbundkörper zu erzeugen, der beträchtlich große Mengen der Zementiermetallkomponente in begrenzten Abschnitten der Zusammensetzung enthält, was bislang mii Hilfe eines bekannten pulvermetallurgischen Verfahrens unmöglich war.
Tabelle 1 Sinter- Zustand der maschenartigen Struktur von Nickel MikroStruktur
temperatur des gesinterten Körpers
12800C Nicht geschmolzen. Verdichtung
ursprüngliche Form ist beibehalten nicht zufriedenstellend
!30O0C dito Wesentlich verdichtet,
normale Struktur
1320° C dito Verdichtet,
normale Struktur
1330° C dito dito
13500C Geschmolzen, offene Räume sind in Abschnitten dito
ausgebildet, in denen maschenartige Struktur vorlag
Beispiel 2 Das untere Glied einer metallischen Form rechteckiger Ausbildung, 12 mm χ 42 mm wurde mit 5 Ansätzen
halbkreisförmiger Ausbildung mit einem Radius von 1 mm ausgebildet, die voneinander gleichmäßig in Abstand und senkrecht Tür Längsachse der Form angeordnet waren. Vorbestimmte Mengen eines Pulvergemische- der Zusammensetzung, die 75 Gew.-% TiC, 15 Gew.-% Ni und 10 Gew.-% Mo enthielt, wurden zunächst in die Metallform gegeben, ein Nickelsieb ähnlich Beispiel 1, jedoch mit einer Größe von 10 mm χ 40 mm wurde auf den Einsatz in der Metallform angeordnet, sodann wurde eine vorbestimmte Menge des Pulvergemisches in die Metallform eingegeben. Der Einsatz wurde unter einem Druck von 2 kbar gepreßt, um einen kompakten Körper von 5 mm Dicke zu erzeugen. Nachdem der kompakte Körper aus dem Pulvergemisch einem Vorsintern bei 9000C während 1 Stunde vorgesintert wurde, wurde er gesintert, indem die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min erhöht wurde; er vorgesinterte Körper wurde bei 13300C während 1 Stunde in einem Vakuum gehalten. Die so erhaltenen gesinterten Körper wiesen die maschenartige Nickelstruktur auf, die in Wellenform längs den halbkreisförmigen Vorsprüngen des unteren Formgliedes vorhanden waren. Es wurde festgestellt, daß sich die gesinterten Körper vollständig verdichtet hatten und daß das Nickelsieb im wesentlichen seine ursprüngliche Form beibehalten hatte.
Tabelle 2 zeigt die Beziehung zwischen der Tiefe der maschenartigen Nickelstruktur in dem kompakten Körper und dem Abbiegen des gesinterten Körpers in der gesinterten Zusammensetzung. Es wurde festgestellt, daß, wenn die maschenartige Nickelstruktur innerhalb einer Tiefe von 0,4 mm vorhanden war, sie in Längsrichtung leicht verformt wird, wenn sich der kompakte Körper zusammenzieht; der erzeugte gesinterte Körper ist im wesentlichen frei von einer Abweichung. Dieses Abbiegen wurde folgendermaßen bestimmt Ein gesinterter Körper wurde auf eine flache Platte gelegt Wenn der Wert des Abbiegens 0 ist also kein Abbiegen stattfindet
ist der Abstand zwischen den einander zugewandten Flächen der Platte und des Körpers ebenfalls 0. Der Wert des Abbiegens ist also identisch mit dem maximalen Abstand (in mm) zwischen den einander zugewandten Flächen des Körpers und der flachen Platte.
Tabelle 2
Lage der maschenartigen Struktur Abbiegen des
von Nickel gesinterten Körpers
(Tiefe von der Oberfläche, mm) (mm)
0,2 0,07
0,3 0,10
035 0,11
0,4 0,12
0,5 0,27
0.8 0,38
10
Die auf diese Weise hergestellten gesinterten Körper wurden dann durch Löten mit der Oberfläche, an der die maschenartige Nickelstruktur vorhanden war, mit einem Stahlmaterial von 8 mm Dicke verbunden, wobei eine Silber-Lötlegierung verwendet wurde, und sie wurden unter verschiedenen Bedingungen geschliffen. Gesinterte Körper ähnlicher Form ohne eine maschenartige Nickelstruktur wurden ebenfalls durch Löten an einem Stahlmaterial der gleichen Dicke verbunden und unter den gleichen Bedingungen wie die gesinterten Körper gemäß der Erfindung geschliffen, um die Entwicklung von Rissen zu untersuchen. Es wurde gefunden, daß die Entwicklung von Rissen weniger oft in den gesinterten Körpern mit der maschenartigen Nickelstruktur angetroffen wird, und zwar auf Grund der Tatsache, daß eine durch Löten erzeugte Spannung hauptsächlich von der maschenartigen Nickelstruktur absorbiert wird, im Vergleich mit den gesinterten Körpern ohne eine solche maschenartige Nickelstruktur, so daß die gesinterten Körper gemäß der Erfindung ausgezeichnete Eigenschaften als Sinterkörper für Löten aufwiesen.
B e i s ρ i e 1 3
Einem Pulvergemisch der Zusammensetzung, die in 94 Gew.-% WC und 6 Gew.-% Co enthielt und mittels eines bekannten Verfahrens zubereitet wurde, wurden grobe Kobaltkörper einer Korngröße von 0,147 bis 0,246 mm als 10 Gew.-% in bezug auf das Pulvergemisch zugegeben. Der Einsatz wurde unter einem Druck von 2 kbar vedichtet, um einen kompakten Körper von 5 mm Dicke zu erzeugen. Nachdem der kompakte Körper aus dem Pulvergemisch bei 6000C während 1 Stunde gehalten wurde, wurde der vorgesinterte Körper durch Erhöhen der Temperatur mit einer Geschwindigkeit von IS'O'min von 600 auf 1350°C gesintert, wobei der vorgesinterte Körper während IV2 Stsunden im Vakuum gehalten wurde. Der so erhaltene gesinterte Körper war vollständig verdichtet und hatte eine besondere Struktur, in welcher die groben Kobaltkörner in im wesentlichen ihrer ursprünglichen Form in einer normalen Struktur der Wolframcarbidphase verteilt waren, und die Kobaltbinderphase war gleichmäßig in feinen Partikeln verteilt.
Beispiel 4
Dem Pulvergemisch aus 70 Gew.-% TiC1 20 Gew.-°/o Ni, 10 Gew.-% Mo, welches in Beispiel 1 verwendet wurde, wurden als 20 Gew.-% des Pulvergemisches grobe Körner eines nichtrostenden Stahles vom Typ 410 L (Schmelzpunkt 1482 bis 1532° C) zugegeben, die eine Korngröße von 0,147—0,246 mm aufwiesen. Das Gemisch wurde von Hand unter Verwendung eines Mörsers vermischt und in eine quadratförmige Metallform mit einer Seite von 15 mm eingegeben. Der Einsatz wurde unter einem Druck von 2 kbar gepreßt, um einen kompakten Körper von 3 mm Dicke zu erzeugen. Nachdem der kompakte Körper bei einer Temperatur von 6000C während 1 Stunde vorgesintert wurde, wurde der vorgesintert? Körper in einen Vakuumofen gegeben. Nachdem zunächst die Heizzone des Vakuumofens auf 13400C erhitzt wurde, wurde der vorgesinterte kompakte Körper bei dieser Temperatur während 1 Stunde in der Heizzone des Vakuumofens gehalten, um ein Sintern zu bewirken. Der gesinterte Körper, der auf diese Weise hergestellt wurde, war vollständig verdichtet und die groben Körner des nichtrostenden Stahles vom Typ 410 L verblieben im wesentlichen in ihrer ursprünglichen Form.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
60

Claims (1)

  1. Patentansprüche:
    1. Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers durch Anordnung eines Verstärkungskörpers aus einem Metall oder einer Legierung in einem Gemisch eines harten, schwer schmelzbaren teilchenförmigen
    5 Grundmaterials und eines pulverförmigen Bindermetalles, Pressen und Sintern des Preßlings, dadurch gekennzeichnet, daß ein Verstärkungsmaterial aus einer Vielzahl von groben Körnern, Strängen und/oder Platten eingesetzt wird, deren Durchmesser oder Dicke mindestens das 20fache der Korngröße des Bindermetalls beträgt, daß der Preßling auf eine Temperatur erhitzt wird, bei der das pulverförmige Bindermetall schmilzt ohne daß das Verstärkungsmaterial vollständig schmilzt, wobsi das Verstärkungsma, srial
    io entweder gleich dem Bindermetall ist oder einen Schmelzpunkt hat, der wenigstens 120° höher ist als die jeweilige Sintertemperatur, und wobei das Verstärkungsmaterial eine gute Benetzbarkeit gegenüber dem Grundmaterial hat
    2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet daß ein Maschensieb aus Strängen reinen Nickels innerhalb eines Gemisches aus 70 Gew.-% TiC, 20 Gew.-% Ni und 10 Gew.-% Mo angeordnet wird.
    15 3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß innerhalb eines Gemisches aus 75 Gew.-%
    TiC, 15 Gew.-% Ni und 10 Gew.-% Mo ein Maschensieb aus reinem Nickel angeordnet wird.
    4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet daß in einem Gemisch aus 94 Gew.-% WC und 6 Gew.-% Co 10 Gew.-%, bezogen auf das Gemisch, grobe Kobaltkörner gleichmäßig verteilt werden.
    5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet daß in einem Gemisch aus 70 Gew.-% TiC und 20 20 Gew.-%Xi 10 Gew.-% grobe Körner aus nichtrostendem Stahl vom Typ 410 verteilt werden.
DE2907224A 1978-02-24 1979-02-23 Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers Expired DE2907224C2 (de)

Applications Claiming Priority (1)

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DE2907224A Expired DE2907224C2 (de) 1978-02-24 1979-02-23 Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers

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