Zu (a) : Als AT treten z. B. natürliche Minerale auf, von denen die meisten eine Härte von < 1000 HV besitzen, Quarz mit-1200 HV und Korund mit-2000 HV, aber deutlich härter sind.

Die Harte synthetischer Abrasive liegt zum Teil noch darüber. Um gerade von härteren AT nicht gefurcht zu werden, sollten die HT eine Härte von 2000 bis 3000 HV aufweisen.

Zu (b) : Nach Erosion findet man Furchenbreiten von meist wenigen um, nach Korngleit-und Furchungsverschleiß jedoch häufig solche von einigen 10 pm. Es besteht daher Bedarf an HT mit einer mittleren Größe zwischen 30 und 130 u. m, die als mittlerer Durchmesser oder als Siebgröße zu verstehen ist.

Zu (c) : Eine Dispersion der HT bedeutet, dass sie in einem mittleren Abstand voneinander in der MM angeordnet sind und sich folglich nicht berühren. Das fuhrt zur kurzesten mittleren Furchungslänge in der Matrix und zur größten Bruchzähigkeit des Verbundwerkstoffes. Die Einstellung einer Dispersion ist nicht trivial und hängt vom Volumen-und vom Durchmesserverhältnis der HT-und MM-Pulver ab/1/.

Zu (d) : Die Bindung zwischen HT und MM wird durch Interdiffusion beim Heißkompaktieren geknüpft. Sie ist in der Regel für HT aus Metall/Metalloid-Verbindungen fester als z. B. für Metalloxide. Als Metalloide werden B, C und N verwendet, als Metalle einige aus den Nebengruppen der 4. bis 6. Periode, wobei Titan wegen seiner Verfügbarkeit sowie wegen der hohen Stabilität und Härte seiner Metalloidverbindungen besonderes Interesse gilt.

Die Forderungen (a) bis (d) sind gemeinsam nur mit einem Metallmatrix- Teilchenverbundwerkstoff zu erfullen lll. Bekannt ist das Mischen von Karbid-, Borid-oder Nitridpulver mit Metallmatrixpulver/2-4/und anschließendes Heißkompaktieren. Die Bildung von Titanborid,-karbid und-kabonitrid aus Titanpulver und Bor oder Ruß ggf. unter Stickstoff verläuft exotherm bis zum Schmelzen/5-7/. Diese Reaktion wurde bereits genutzt, um in-situ aus Titanteilchen vermischt mit Metalloid und MM-Pulver durch Hochtemperatursynthese einen Verbundwerkstoff zu fertigen/8/. Anstelle von Titan-wurde auch Ferrotitanpulver verwendet/7/, wobei das lokale Aufschmelzen durch die in-situ Bildung von TiC zu feinen um großen Ausscheidungen führte.

Ferrolegierungen werden verwendet, um Stähle zu legieren. Zur Senkung der Raffinationskosten verbleibt in den Ferrolegierungen ein Eisenanteil, weshalb sie nicht nur kostengünstig, sondern nach der Erstarrung auch spröde sind und sich auf eine gewünschte Pulverkorngröße zerkleinern lassen. Beim erfindungsgemäßen Verfahren werden Teilchen aus handelsüblichem Ferrotitan, Ferroniob oder Ferrovanadin so mit MM-Pulver und Kohlenstoffstaub vermischt, dass sie in der Pulverschüttung dispergiert vorliegen. Beim anschließende Heißkompaktieren der Pulvermischung wird die Temperatur so niedrig gehalten, dass durch die Diffusion von Kohlenstoff in die Ferrolegierungsteilchen nicht aufgeschmolzene Karbidteilchen (TiC, NbC, VC) entstehen, die im Kern mit dem Eisenanteil der Ferrolegierung angereichert sind. Die äußere Form und Größe sowie die Verteilung der Karbidteilchen in der MM entspricht der der Ferrolegierungsteilchen. Im Kern der in-situ gebildeten Karbidteilchen können lokale Anschmelzungen auftreten.

In weiteren Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Verfahrens wird (a) der zur Karbidbildung benötigte Kohlenstoff nicht zugemischt, sondern dem Matrixpulver zulegiert, (ß) der zur Karbidbildung benötigte Kohlenstoff durch Aufkohlen der Pulvermischung in einer Gasphase zugeführt, (y) anstatt Aufkohlen ein Aufsticken in einer Gasphase durchgefiihrt, um die Ferrolegierungsteilchen in Nitride (TiN, NbN, VN) umzuwandeln.

Das erfindungsgemaße Verfahren hebt sich durch folgende Vorzuge von bekannten Verfahren ab.

(1) Die in-situ gebildeten HT erreichen eine hohe Härte von 2000 bis 3000 HV. (2) Sie entstehen in-situ aus kostengünstigen Ferrolegierungsteilchen und in einer Größe, die als Karbide oder Nitride z. T. nur als agglomeriertes Pulver erhältlich sind. Agglomerierte HT verfugen aber nicht uber eine ausreichende innere Festigkeit, um furchenden Abrasivpartikeln stand zu halten. (3) Die HT sind in der metallischen Matrix dispergiert.

Im Vergleich dazu scheiden sich nach der Hochtemperatursynthese sehr feinkörnige Karbidteilchen aus, die weniger Furchungswiderstand bieten. Die erfindungsgemäßen groben HT bieten dem Furchungsverschleiß dann den besten Widerstand, wenn sie von einer hochfesten Metallmatrix gestützt werden. Als MM-Pulver eignen sich daher besonders solche aus härtbaren Stählen und fur erhohte Anwendungstemperaturen solche aus warmfesten Stählen sowie Nickel- und Cobaltlegierungen.

Der hohe Verschleißwiderstand des erfindungsgemäßen, in-situ gebildeten Verbundwerkstoffes wird im Vergleich zu bekannten Verbundwerkstoffen anhand eines Ausführungsbeispieles erläutert. Zur Herstellung der vorgestellten Werkstoffe kam als Matrixpulver der härtbare Stahl 56NiCrMoV7 mit einer mittleren Pulverkorngröße von 55 u. m zur Anwendung. Im erfindungsgemäßen Fall wurden 10 Vol% Ferrotitanteilchen mit rund 70 Masse% Titan hinzugemischt sowie Kohlenstoffstaub im Molverhältnis Ti/C = 1/1. Für die Herstellung der bekannten Verbundwerkstoffe erfolgte eine Zumischung von 10 Vol% Boridteilchen. Das heißisostatische Pressen der evakuierten Pulverkapseln auf volle Dichte fand bei 1100 °C, 3 h unter einem allseitigen Druck von 140 MPa statt. Durch nachfolgendes Härten und Anlassen wurde eine Matrixhärte von rund 700 HV eingestellt.

So hergestellte Proben wurden unter einem Flächendruck von 1.32 MPa über 50 m gegen Korund-Schleifpapier 80er Körnung bewegt und der dimensionslose Verschleißwiderstand w-' bestimmt. Dabei ergaben sich als Mittel dreier Messungen folgende Resultate : HarteTeilchenimVerbundVerschleißwiderstand TypGrößeHärte w-l 104 AmHV 0.05 ATiC70 2500bis30005.54 BCrB270b) 2650) 4.65 CTiB212b) 3060) 2.06 DohneharteTeilchen 2.32 a) erfindungsgemaf3 in-situ gebildet, b) Mittelwert Der Vergleich zeigt, dass bereits 10 Vol% an harten Teilchen eine deutliche Veränderung des Verschleißwiderstandes gegenüber der reinen Metallmatrix ohne harte Teilchen (D) bewirken und der effindungsgemäße in-situ mit Ferrotitanteilchen und Kohlenstoff gebildete Verbundwerkstoff (A) den höchsten Verschleißwiderstand aufweist. Chromdiborid ist in vergleichbar grober Körnung erhältlich, neigt aber zur Auflösung in der Matrix und erreicht einen geringeren Verschleißwiderstand (B). Titandiborid ist zwar noch härter als Titankarbid, bietet aber aufgrund der zu geringen Teilchengröße keinen erhöhten Verschleißwiderstand (C). Da aufgrund des ungünstigen Korngrößenverhältnisses zwischen MM-und HT-Pulver keine Dispersion der TiB2, sondern eine netzförmige Verteilung in der Matrix vorliegt, nimmt der Verschleißwiderstand wegen der damit einhergehenden Werkstoffversprödung im Vergleich zu D sogar ab. Das ungünstige Verhalten von C ist auch für das Zumischen von handelsüblich feinem TiC-Pulver zu erwarten. Die in-situ Bildung grober TiC-Teilchen aus groben Ferrotitanteilchen und Kohlenstoff in einem Verbundwerkstoff stellt einen neuen Weg dar, um die hervorragenden Eigenschaften des Hartstoffs TiC in Verbundwerkstoffen auch bei tiefergehender furchender Beanspruchung nutzen zu können.

In einem weiteren Ausführungsbeispiel wird gezeigt, dass anstelle einer Zumischung von Kohlenstoff, dieser auch aus einem kohlenstoffreichen Matrixpulver zur TiC-Bildung abgezogen werden kann. Dazu wurde als Matrixpulver legiertes Gußeisen X 330 NiCr 4-2 mit Ferrotitanpulver ohne Kohlenstoffzugabe gemischt und durch heißisostatisches Pressen kompaktiert (E). In Bild 1 ist die gleiche in-situ Entstehung von TiC Teilchen zu erkennen wie für A.

Bild 1 In-situ aus Ferrotitanteilchen gebildete TiC-Teilchen nach heißisostatischem Pressen bei 1100°C.

(a) Matrixpulver X330CrNi4-2, (b) Mtrixpulver 56NiCrMoV7 mit Graphitzugabe, (c, d) schematische Darstellung und Bezeichnung der Phasenanteile, die mit Fe, Ti bezeichneten Felder (in (a) und (b) hell erscheinend) enthalten mehr Eisen, und weniger Kohlenstoff als TiC und liegen z. T. eutektisch erstarrt vor. Bei niedrigerer Temperatur treten keine Flüssiganteile auf.

Literatur /1/H. Berns (Hgb.) Hartlegierungen und Hartverbundwerkstoffe. Springer-Verlag, Berlin 1998 /2/S. Franco : Wechselwirkung zwischen Matrix und Hartphasen beim Warmverschleiß.

Fortschr.-Ber. VDI Reihe 5, Nr. 437, VDI-Verlag, Düsseldorf, 1996 /3/Nguyen van Chuong : Härtbare PM-Hartlegierungen mit gradierter Struktur. Fortschr.-Ber.

VDI-Reihe 5, Nr. 192, VDI-Verlag, Diisseldorf, 1990 /4/G. Wang : Härtbare nichtrostende PM-Stähle und Stahlverbunde mit hohem Stickstoffgehalt.

Fortschr.-Ber. VDI-Reihe 5, Nr. 277, VDI-Verlag, Düsseldorf, 1992 /5/P. D. Zavitsanos, J. R. Morris. Jr. : Synthesis of Titanium Diboride by a Self-Propagating Reaction. Ceramic engin. and science proc. 4 (1983), pp. 624-633 /6/Q. Fan, H. Chai, Z. Jin : Microstructural evolution in the combustion synthesis of titanium carbide. J. Mat. Science 31 (1996), pp. 2573-2577 /7/H. Lehuy, G. Gliche, S. Dallaire : Synthesis and characterization of Ti (C, N)-Fe cermets produced by direct reaction. Mat. Sci. and Engin. 125 (1990), L11-L14 /8/O. N. Dogan, D. E. Alman, J. A. Hawk : Wear Resistant, Powder Processed, in-situ Iron- Matrix TiC Composites. Proc. of the 1996 World Congr. on Powder Metallurgy and Particulate Mat. June 16-21,1996, Washington, pp. 16-83-16-96