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DE3424022A1 - Verfahren zur herstellung einer superabgeschreckten legierung mit darin dispergierten sekundaerphasen-teilchen - Google Patents

Verfahren zur herstellung einer superabgeschreckten legierung mit darin dispergierten sekundaerphasen-teilchen

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Publication number
DE3424022A1
DE3424022A1 DE3424022A DE3424022A DE3424022A1 DE 3424022 A1 DE3424022 A1 DE 3424022A1 DE 3424022 A DE3424022 A DE 3424022A DE 3424022 A DE3424022 A DE 3424022A DE 3424022 A1 DE3424022 A1 DE 3424022A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
alloy
phase particles
secondary phase
superquenched
super
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
DE3424022A
Other languages
English (en)
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DE3424022C2 (de
Inventor
Masayoshi Suginami Tokio/Tokyo Hasegawa
Hiroshi Kimura
Akihiro Makino
Tsuyoshi Sendai Miyagi Masumoto
Koichi Mukasa
Tadashi Niigata Sasaki
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Alps Alpine Co Ltd
Original Assignee
Alps Electric Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Alps Electric Co Ltd filed Critical Alps Electric Co Ltd
Publication of DE3424022A1 publication Critical patent/DE3424022A1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE3424022C2 publication Critical patent/DE3424022C2/de
Granted legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/20—Measures not previously mentioned for influencing the grain structure or texture; Selection of compositions therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0637—Accessories therefor
    • B22D11/064—Accessories therefor for supplying molten metal

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  • Chemical & Material Sciences (AREA)
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Description

-1 · Beschreibung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer superabgeschreckten (superquenched) Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen (second-phase particles), bei der es sich um ein neues Verbundmaterial ' handelt, das Sekundärphasen-Teilchen enthält, die in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix dispergiert sind/ und in dem sich die Funktionen und Eigenschaften der superabgeschreckten Legierung und diejenigen der Sekundärphasen-Teilchen gegenseitig ergänzen.
In den letzten Jahren werden die Funktionen und Eigenschaften, die metallische Materialien erfüllen sollen, immer anspruchsvoller und verschiedenartiger. Als eine Möglichkeit, diesen Anforderungen zu genügen, hat der Wunsch nach Herstellung dieser metallischen Materialien in Form von Verbundmaterialien wachsende Aufmerksamkeit gefunden.
Zu den Verbundmaterialien, die derzeit intensiv untersucht werden, gehört ein Verbundmaterial mit darin dispergierten Teilchen, das Sekundärphasen-Teilchen und eine metallische Legierungsphase in sich vereinigt. Gleitmaterialien aus ■ Kombinationen wie Cu-C und Fe-BN und superharte Legierungen aus Kombinationen wie WC-Co und WC-TiC-Co sind Beispiele dafür. Da diese Materialien nach dem pulvermetallurgischen Verfahren hergestellt werden, neigen sie selbst dazu, porös zu werden und die Formen, in denen diese Materialien geformt werden können, unterliegen starken Beschränkungen. Obgleich das pulvermetallurgische Verfahren , das dreidimensionale gleichmäßige Dispergieren von Sekundärphasen-Teilchen erlaubt, hat es den Nachteil, daß dabei die Gefahr besteht, daß das danach hergestellte Verbundmaterial Löcher aufweist. Bei dem Schmelzverfahren, bei dem das Auftreten derartiger Löcher praktisch nicht- festzustellen ist, werden jedoch die Sekundärphasen-Teilchen in
dem geschmolzenen Metall nicht gleichmäßig dispergiert, sondern trennen sich von dem Metall und schwimmen auf zur Oberfläche des geschmolzenen Metalls, so daß das danach hergestellte Verbundmaterial aus zwei getrennten Schichten
. 5 ^bestehen kann und dadurch empfindlich gegenüber mechanischen Beanspruchungen wird. Es sind bereits .verschiedene Verfahren zur Beseitigung dieser Nachteile untersucht worden. Keines von Jahnen hat jedoch bisher eine zufriedenstellende Lösungergeben.' Die nach den konventionellen Verfahren hergestellten Verbundmaterialien haben daher alle den Nachteil, daß sie gegenüber mechanischer Beanspruchung empfindlich sind.
Inzwischen wurde das Flüssigkeitsabschreckungsverfahren als ein Weg zur Herstellung eines dünnen Bandes aus einer amorphen Legierung oder einer teilweise kristallinen Legierung gründlich untersucht. Die bei Anwendung dieses Verfahrens erhaltene superabgeschreckte Legierung weist eine außergewöhnlich gute mechanische Festigkeit und außergewöhnlich gute magnetische Eigenschaften auf. Die Verwendung .
dieser superabgeschreckten Legierung für Anwendungszwecke auf verschiedenen Gebieten wird daher in Erwägung gezogen. Um diese superabgeschreckte Legierung tatsächlich in der Praxis in Zukunft für wachsende Anwendungszwecke verwenden zu können, müssen natürlich die Funktionen und Eigenschaften, welche die superabgeschreckte Legierung haben soll, weiter diversifiziert werden, wie oben angegeben. Ein möglicher Weg, dieser Anforderung zu genügen, kann darin bestehen, Sekundärphasen-Teilchen in dem dünnen Band aus' der superabgeschreckten Legierung zu dispergieren und dadurch eine Kombination der Funktionen und Eigenschaften dieser beiden Materialien zu erhalten.
Die vorliegende Erfindung hat ihren Ursprung in .der Realisierung solcher Verhältnisse bzw. Zustände. Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung einer superabgeschreckten Legierung mit darin dispergierten
EPOCOPY _
Sekundärphasen-Teilchen zu schaffen, die außerordentlich
vorteilhafte unterschiedliche Funktionen und Eigenschaften . in sich vereinigt.
Dieses Ziel wird erfindungsgemäß erreicht durch ein Verfahren zur Herstellung einer supe'rabgeschreckten bzw. supergehärteten (superquenched) Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen (second-phase particles), die mindestens eine Art von Sekundärphasen-Teilchen aufweist, die gleichmäßig dreidimensional dispergiert sind in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix aus einer amorphen Phase, einer kristallinen Phase oder einer Phase aus einer Mischung der obengenannten beiden Phasen, das gekennzeichnet ist durch die folgenden Stufen :
thermisches Schmelzen der für die Bildung der obengenannten superabgeschreckten Legierungsmatrix bestimmten Mutterlegierung,
•anschließendes Injizieren und Dispergieren der obengenannten Sekundärphasen-Teilchen in Verbindung mit einem Injektionsmedium aus einem Inertgas in die obengenannte geschmolzene Mutterlegierung, bevor diese erstarrt ist, Abkühlenlassen der geschmolzenen Mutterlegierung unter Ausbildung eines Blockes, der die Sekundärphasen-Teilchen enthält, '
Schmelzen des Blockes in einem solchen Ausmaß, daß. kein Schmelzen der Sekundärphasen-Teilchen auftritt, und anschließendes Superabschrecken und Erstarrenlassen des geschmolzenen Blockes, um dadurch zu bewirken, daß die Sekundärphasen-Teilchen in der superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergiert werden.
Die Erfindung wird nachstehend unter Bezugnahme auf die beiliegenden Zeichnungen näher erläutert. Dabei zeigen :
Die Figuren 1 und 2 Diagramme, die das Prinzip, das dem Verfahren zur Herstellung einer superabgeschreckten Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen zugrundeliegt,
EPO COPY
-^l anhand einer Ausführungsform der Erfindung erläutern;
Fig. 3 einen vergrößerten Querschnitt eines danach hergestellten Bandes aus der superabgeschreckten Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen;
Fig. 4 ein charakteristisches Diagramm, das die Abriebsbeständigkeit zeigt-; ■
Fig. 5 ein charakteristisches Diagramm, das die Änderung des Young'sehen Moduls in der superabgeschreckten Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen gemäß dieser Ausführungsform der Erfindung in Abhängigkeit von der Menge des in das Verbundmaterial eingearbeiteten WC erläutert.
Die Figuren 1 und 2 stellen Diagramme dar, die das Prinzip, das dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung einer superabgeschreckten Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen zugrundeliegt, erläutern.·Dabei zeigt die Fig. 1 ein Diagramm, das die Stufe der Herstellung eines Blockes erläutert, während die Fig. 2 ein Diagramm zeigt, das die Stufe des Schmelzens dieses Blockes und der Bildung eines Bandes aus der superabgeschreckten Le-
gierung erläutert. '
In der Fig. 1 wird eine für die Bildung einer superabgeschreckten Legierungsmatrix bestimmte Mutterlegierung 1 mittels eines Hochfrequenz-Schmelzofens 2 zum Schmelzen gebracht und die geschmolzene Mutterlegierung wird.in
eine Form 3 zur Bildung eines Blockes gegossen. Getrennt davon werden Sekundärphasen-Teilchen 4 mittels einer Staubzuführungseinrichtung 5, die für das Plasmaflammspritzen .· bestimmt ist, zwangsweise in die in die Form 3 gegossene geschmolzene Mutter legierung 1 injiziert.' Die geschmolzene Mutterlegierung, die nun die Sekundärphasen-Teilchen enthält und sich im Innern der Form befindet, wird sich ab-
kühlen und erstarren gelassen unter Bildung eines Blockes, in■dem sich die Sekundärphasen-Teilchen 4 in einheitlich dispergierter Form abgesetzt haben. Zum Injizieren und Dispergieren der Sekundärphasen-Teilchen 4 wird ein Injektionsmedium verwendet, das aus einem Inertgas wie Argongas besteht, das in einem Zylinder 6 enthalten ist.
Um zu vermeiden, daß das Injektionsmedium die Qualität der Mutterlegierung 1 während.der Injektion und der Dispergierung nachteilig beeinflußt, sollte das Injektionsmedium ein Inertgas, wie z.B. Argon, sein. Als Staubzuführung se inrichtung 5, die zum Injizieren der Sekundärphasen-Teilchen 4 dient, hat sich die Verwendung.einer Staubzuführungseinrichtung der Art, wie sie für das Plasmaflammspritzen geeignet ist, als vorteilhaft erwiesen, weil diese die stets gleichmäßige Zuführung der Sekundärphasen-Teilchen 4 erlaubt, weil der Injektionsdruck und andere Injektionsbedingungen relativ einfach eingestellt werden können und weil ihre Düse sich durch eine solche Stabilität auszeichnet, daß sie gegen Wärme beständig ist.
Es sind bereits eine Reihe von Verfahren zur Superabschrekkung·verschiedener Legierungen bekannt. So eignen sich beispielsweise ein 1-Walzen-Verfahren, ein 2-Walzen-Ver-
25.· fahren und ein Zentrifugalverfahren für die Herstellung von Legierungen in Form von Bändern (Streifen) und ein Wasserstrom-Spinnverfahren, ein Rotations-Flüssigkeits-Spinnverfahren und ein Glasbeschichtungs-Spinnverfahren eignen sich für die Herstellung von Legierungen in Form von Drähten. Diese Superabschreckungsverfahren können Legierungen aus einer amorphen Phase, einer kristallinen Nicht-Gleichgewichts-Phase und anderen metastabilen Phasen liefern, die im Gleichgewichtszustandsdiagramm nicht zu finden sind, und sie können auch kristalline Gleichgewichts-Phasen liefern, je nach Auswahl der Legierungszusammensetzung oder je nach Kontrolle bzw. Steuerung der Abschreckungsgeschwindigkeit und anderer Abschreckungsbedingungen.
Die Fig. 2 erläutert die Herstellung einer superabgeschreckten Legierung nach dem 2-Walzen-Verfahren. Ein wärmebeständiges Rohr 7 aus Quarzglas, das an seinem unteren Ende mit einem kleinen Loch versehen ist, erlaubt die Herstellung' des Blockes 8 mit den obengenannten, darin gleichmäßig dispergierten Sekundärphasen-Teilchen. Das Innere dieses Rohres ist mit einem Inertgas, wie z.B. Argongas, gefüllt. Auf der äußeren Oberfläche dieses wärmebeständigen Rohres 7 ist ein Hochfrequenz-Schmelzofen 10 angeordnet. Der Block im Inneren des Rohres 7 wird mit diesem Schmelzofen 10 in einem solchen Ausmaß zum Schmelzen gebracht, daß kein Schmelzen der Sekundärphasen-Teilchen induziert wird. Dann wird ein Kolben 11'betätigt, um den unteren Düsenabschnitt des wärmebeständigen Rohres 7 so nahe wie möglich an die Fuge (Verbindungsstelle) zwischen den beiden Walzen 12, 12, die sich mit hoher Geschwindigkeit drehen, zu bringen, und plötzlich wird der Gasdruck im Inneren des wärmebeständigen Rohres 7 erhöht. Aufgrund des erhöhten Gasdruckes wird der nun im geschmolzenen Zustand vorliegende Block 8 in Form eines gleichmäßigen, kontinuierlichen Strahls durch den Düsenabschnitt allmählich ausgetragen und der Verbindungsstelle bzw. Fuge der Walzen 12, 12 zugeführt. Da die Walzen 12, 12 sich mit hoher Geschwindigkeit drehen und gleichzeitig konstant aneinandergepreßt werden, wird der Strahl aus dem geschmolzenen Block sofort superabgeschreckt und erstarrt unter Ausbildung eines kontinuierlichen Bandes 13.
Die Fig. 3 zeigt einen vergrößerten Querschnitt durch dieses Band 13, aus dem ersichtlich ist, daß die Sekundärphasen-Teilchen 4 in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix 14 aus einer amorphen Phase, einer kristallinen Phase oder einer Phase aus einer Mischung dieser beiden Phasen gleichmäßig dreidimensional dispergiert sind. Die Dicke und Breite dieses Bandes 13 kann beispielsweise . durch geeignetes Variieren der Umfangsgeschwindigkeit und
Druckkraft der Walzen 12 und der Temperatur und Injektionsgeschwindigkeit des geschmolzenen Blockes eingestellt werden. ~~
. Das in bezug auf die Fig. 2 beschriebene 2-Walzen-Verfahren hat den Vorteil, daß das gebildete Band 13 eine gleichmäßige Dicke hat und eine geringe Oberflächenrauhheit aufweist und daß dieses Band leicht in einer verhältnismäßig großen~Dicke hergestellt werden kann.
- '
■Inzwischen hat das 1-Walzen-Verfahren, bei dem der geschmolzene Block auf die äußere Oberfläche einer sich mit hoher Geschwindigkeit drehenden Walze aufgespritzt wird, um dadurch den Strahl des Blockes superabzuschrecken und zum Erstarren zu bringen und dadurch eine superabgeschreckte Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen herzustellen, den Vorteil, daß die Legierung leicht in Form eines dünnen Films mit einer verhältnismäßig •großen Breite hergestellt werden kann.
Bei der vorstehend beschriebenen Ausführungsform muß das wärmebeständige Rohr 7 mit einer Düse (einem kleinen Loch) ausgestattet sein. Gegebenenfalls kann das untere Ende des wärmebeständigen Rohres eine abgeflachte Form haben und mit einer"Injektionsöffnung in Form eines Schlitzes versehen sein.
Zu Beispielen für Mutterlegierungen, die mit Vorteil in dem erfindungsgemäßen Ausführungsbeispiel verwendbar sind, gehören Legierungen vom Kobalt-Typ, wie eine Kobalt-Eisen-Legierung mit Kobalt als Hauptkomponente, Legierungen vom Eisen-Typ, wie eine Eisen-Silicium-Bor-Legierung und eine Eisen-Molybdän-Legierung mit Eisen als Hauptkomponente, Legierungen vom Nickel-Typ, wie eine Nickel-Silicium-Bor-Legierung mit Nickel als einer Hauptkomponente, und verschiedene andere Typen von Legierungen, wie z.B. eine
'" 1 ·Kupfer-Zirkonium-Legierung und eine Zirkonium-Niob-Legierung.
Zu Beispielen für Substanzen, die mit Vorteil erfindungs-.gemäß in Form von Sekundärphasen-Teilchen verwendet werden können, gehören Kohlenstoff C und Carbide wie WC, TiC und NbC, Nitride, wie NbN und TaN, Oxide, wie MgO, ZrO-, ^2°3' WO-,_ ThO2, Al-O-, Fe_0_, ZnO und SiO-, Boride, wie z.B. BN, Silikate, wie z.B. SiC, und Metalle, wie Ti, Fe, Mo und W. — '
Es wurde gefunden, daß dann, wenn die Sekundärphasen-Teilchen der Mutterlegierung in geschmolzenem Zustand zugesetzt werden, ohne das Injektions-Dispergierverfahren anzuwenden, während der Herstellung eines Blockes aus der Mutterlegierung, die für die Bildung der superabgeschreckten Legierungsmatrix bestimmt ist, oder während des Schmelzens des Blockes zum Flüssigkeitsabschrecken und der nun die Sekundärphasen-Teilchen enthaltende Block anschließend .superabgeschreckt · wird, das Produkt mit den in der Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergierten Sekundärphasen-Teilchen verschiedene .außergewöhnliche Eigenschaften aufweist.
Bei diesem Verfahren haben jedoch die Art der Sekundärphasen-Teilchen und die Menge der Sekundärphasen-Teilchen, die dispergiert werden können, ihre Grenzen. Insbesondere dann, wenn die Sekundärphasen-Teilchen aus einem Metalloxid bestehen, werden sie durch geschmolzene Massen, wie z.B. Metalle, wie Eisen, Kobalt und Nickel, nur unzureichend benetzt und es wird nur ein geringer Teil derselben darin dispergiert. Sie neigen dazu, nur in der Oberflächenschicht der Legierungsmatrix und nicht dreidimensional dispergiert zu werden. Die durch dieses Verfahren in bezug auf die verschiedenen Eigenschaften einschließlich der mechanischen Eigenschaften, wie z.B. der Abriebsbeständigkeit, erzielte Verbesserung ist daher beschränkt.
__ 1 Da jedoch im Gegensatz dazu erfindungsgemäß bewirkt wird, daß die Sekundärphasen-Teilchen zwangsweise der Mutterlegierung im geschmolzenen Zustand zugesetzt und darin dispergiert werden durch Anwendung des Injektions-Dispergierverfahrens während der Herstellung des Blockes aus der Mutterlegierung, werden die Sekundärphasen-Teilchen' in der geschmolzenen Mutterlegierung auch dann gleichmäßig dreidimensional dispergiert, wenn diese Teilchen durch die Mutterlegierung nicht ausreichend benetzt werden. Die Sekundärphasen-Teilchen tragen somit zur Verbesserung ~ der Eigenschaften und Punktionen des gebildeten Verbundmaterials stark bei.
Die Erfindung wird nachstehend anhand von Ausführungsbei-.15 spielen näher erläutert, ohne jedoch darauf beschränkt zu sein.
BEISPIEL 1
Unter Anwendung des 2-Walzen-Verfahrens wurden superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen der nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt :
(Co70.5Pei».5Si15b10)97<WC)3
In jeder der oben angegebenen Zusammensetzungsformeln ist die Zusammensetzung der superabgeschreckten Legie-.' rung jeweils in der linken Klammer angegeben, die Atom-
Prozentsätze der Komponenten-Elemente sind durch die numerischen Indices an der rechten Seite der Symbole für die relevanten Elemente angegeben und die Zusammensetzung der Sekundärphasen-Teilchen ist jeweils in der rechten Klammer angegeben. Die numerischen Indices, die jeweils auf den rechten Seiten^ der beiden Klammern angegeben sind, stehen für 'die Volumenverhältnisse (%) der beiden Materialien. Diese Art der Bezeichnung wird auch in allen nachfolgenden übrigen Beispielen angewendet.
Nachstehend wird das konkrete Verfahren zur Herstellung dieser Legierungen näher beschrieben. Zuerst wurden zur Herstellung der superabgeschreckten Legierung der gewünschten Zusammensetzung die Komponenten-Metalie Co, Fe,
jg Si und B in den jeweiligen Mengen von 420,9 g, 25,5 g, 42,7 g und 11,0 g ausgewogen. Diese Metalle wurden in einem Hochfrequenz-Vakuum-Schmelzofen 2 (vergl. Fig. 1) innig aufgeschmolzen zur Herstellung einer geschmolzenen Mutterlegierung 1. Die Mutterlegierung 1 wurde im geschmolzenen Zustand in eine Form 3 gegossen.
Getrennt davon wurden feine Teilchen aus WC mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 μΐη (sekundärphasen-Teilchen 4) vorher in eine Staubzuführungseinrichtung 5 der für das Plasmaflammspritzen bestimmten Art eingeführt. Mittels des aus einem Zylinder 6 stammenden komprimierten Ärgongases wurden die WC-Teilchen in den Strom der obengenannten Mutterlegierung 1, der kontinuierlich in die Form gegossen wurde, injiziert. Die Menge der
OQ auf diese Weise injizierten feinen Teilchen aus WC wurde mittels der Staubzuführungseinrichtung 5 so eingestellt, daß sie dem Volumenverhältnis zur Mutterlegierung 1 in der obengenannten Zusammensetzungsformel entsprach. Die Temperatur der Mutterlegierung 1 zu dem Zeitpunkt, als die
g-g Mutterlegierung in die Form 3 gegossen wurde, wurde auf etwa 12000C eingestellt, einen Temperaturwert, bei dem die
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Mutterlegierung in geschmolzenem Zustand verblieb und die feinen Teilchen aus WC als Sekundärphasen-Teilchen ungeschmolzen blieben. Die feinen Teilchen aus WC, die zwangsweise in den kontinuierlichen Strom der geschmolzenen Mutterlegierung 1 in die Form injiziert wurden, konglomerierten nicht innerhalb der geschmolzenen Mutterlegierung 1, sondern wurden im intakten Zustand in Form von einzelnen separaten Teilchen darin dispergiert. Die die dispergierten • Teilchen aus WC voneinander trennenden Zwischenräume waren sehr klein. Die feinen Teilchen aus WC, die in intaktem Zustand in Form von Einzelteilchen getrennt voneinander dispergiert wurden, ohne zu konglomerieren, wie vorstehend beschrieben, schwammen in der geschmolzenen Mutterlegierung 1 mit geringer Geschwindigkeit nach oben. Wenn die geschmolzene Mutterlegierung 1 innerhalb der Form erstarren gelassen wurde, blieben die dispergierten Teilchen aus WC im dispergierten Zustand stabil, anstatt einer Segregation zu unterliegen. Infolgedessen erhielt man einen Block 8 aus einer Co-Fe-Si-B-Legierung, in dem die feinen Teilchen aus WC gleichmäßig dispergiert waren.
Anschließend wurde dieser Block 8 in ein wärmebeständiges Rohr7 aus Quarzglas eingeführt, das den in Fig. 2 dargestellten Aufbau hatte. Das Innere dieses Rohres wurde mit Argongas 9 gründlich gespült (verdrängt). Dann wurde der Block 8 im Inneren des Rohres mittels eines Hochfrequenz-Schmelzofens 10 zum Schmelzen gebracht. Während des Schmelzens wurde der Block wiederum bei 12000C gehalten, dem Temperaturwert, bei dem die feinen Teilchen aus WC nicht schmolzen. Nun wurde durch Betätigen eines Kolbens 11 der Düsenabschnitt des unteren Endes des wärmebeständigen Rohres 7 der Verbindungsstelle (Fuge) zwischen beiden Walzen 12, 12, die sich mit hoher Geschwindigkeit drehten, so weit wie möglich genähert und der Argongasdruck im Innern des wärmebeständigen Rohres wurde plötzlich erhöht, um zu bewirken, daß der Block in Form eines einheitlichen kon-
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.^' 15 342Λ022
tinuierlichen Flusses auf die Verbindungsstelle (Fuge) der Walzen 12, 12 ausgetragen wurde. Da die Walzen 12, in einem sich schnell drehenden Zustand gehalten und stets gegeneinander gepreßt wurden, wurde der ausgetragene Strom ,.des Blockes sofort superabgeschreckt und erstarrte unter Bildung eines Bandes 13 mit einer Breite von 4 mm, einer Dicke von 30 pm und einer Länge von 5m.. ·
Wenn die Oberfläche dieses Bandes und der Querschnitt des Bandes in Richtung der Dicke unter einem Abtastelektronenmikroskop betrachtet wurden, wurde gefunden, daß die feinen Teilchen aus WC in kurzen Abständen in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig dispergiert und jeweils voneinander" getrennt vorlagen, ohne daß sie kori- '·" glomeriert waren, und es wurde absolut kein Loch festgestellt. Durch diese Betrachtung wurde bestätigt, daß die feinen Teilchen aus WC gleichmäßig dreidimensional innerhalb der Legierungsmatrix dispergiert waren. Durch Röntgenbeugung wurde festgestellt, daß diese superabgeschreckte Legierungsmatrix in einer amorphen Phase vorlag.
Es wurden Magnetköpfe zusammengebaut unter Verwendung des
Verbundmaterials aus (Co cFe4 ^Sii5Bin^99^WC^1' ^as in Beispiel 1 erhalten worden war, und eines Verbundmaterials der gleichen Zusammensetzung mit den gleichen Sekundärphasen-Teilchen, die dreidimensional in der gleichen superabgeschreckten Legierungsmatrix dispergiert waren, wobei jedoch nicht das Injektions-Dispergier-Verfahren angewendet wurde. Auf diesen Magnetköpfen wurden handelsübliche Magnetbänder versuchsweise bei einer Temperatur von 200C und einer relativen Feuchtigkeit von 50% laufengelassen. Die Ergebnisse des Tests sind in der Fig. 4 dargestellt. In dem Diagramm repräsentiert die gerade Linie A eine charakte-.ristische Linie, die mit dem Verbundmaterial des erfindungsgemäßen Beispiels erhalten wurde, und·die gerade Linie B repräsentiert eine charakteristische Linie, die mit dem Ver-
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bundmaterial erhalten wurde, das nicht unter Anwendung des Injektions-Dispergier-Verfahrens hergestellt worden war. Aus diesem Diagramm ist zu ersehen, daß das erfindungsgemäße Verbundmaterial, dem der Erfindung nicht entsprechenden Verbundmaterial in bezug auf die Abriebsbestgndigkeit überlegen war.
BEISPIEL 2
Unter Anwendung des 1-Walzen-Verfahrens wurden superabgeschreckte Legierungen, die darin dispergierte Sekundärphasen-Teilchen enthielten, mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt :
Das konkrete Verfahren zur Herstellung dieser Legierungen wird nachstehend näher beschrieben. Zuerst wurden zur Herstellung der superabgeschreckten Legierung mit der gewünschten Zusammensetzung die Komponenten-Metalle Ni, Si und B in den jeweiligen Mengen von 4 59 g, 28 g und 13 g ausgewogen. Sie wurden in einem Vakuum-Hochfrequenz-• Schmelzofen innig aufgeschmolzen zur Herstellung einer geschmolzenen Mutterlegierung 1, die dann in eine Form gegossen wurde.
In den Strom aus der geschmolzenen Mutterlegierung 1 unter wegs zur Form wurden feine Teilchen aus WC mit einem durch schnittlichen Teilchendurchmesser von 1 μπι (Sekundärphasen Teilchen 4) aus einer Staubzuführungseinrichtung 5 der zum . Plasmaflammspritzen bestimmten Art zusammen mit komprimier tem Argongas injiziert. Der geschmolzene Block, der nun die feinen Teilchen aus WC enthielt, wurde anschließend
abgekühlt unter Ausbildung eines Blocks 8 aus derNi-Si-B-Legierung mit_den gleichmäßig darin dispergierten feinen Teilchen aus WC. Während die Temperatur der Mutterlegierung 1 mit der obengenannten Zusammensetzung so eingestellt wurde, daß sie während des Injektions-Dispergier-Vorganges der feinen Teilchen aus WC bei-etwa 11500C gehalten wurde, wurden die der geschmolzenen Mutterlegierung zugesetzten feinen Teilchen aus WC innerhalb der Mutterlegierung 1 im intakten Zustand gleichmäßig dispergiert, ohne in der Mutterlegierung 1 zu schmelzen. In diesem Falle wurde die Menge der in die Mutterlegierung 1 eingearbeiteten feinen WC-Teilchen mittels der Staubzuführungseinrichtung 5 entsprechend der obengenannten Zusainmensetzungsformel einge- · stellt. . .
Der obengenannte Block wurde in ein wärmebeständiges Rohr aus Quarzglas, das direkt oberhalb einer Walze angeordnet war, eingeführt, wobei das Innere des Rohres durch Argongas gründlich gespült (verdrängt) wurde. Dann wurden das Rohr und sein Inhalt mittels eines auf der äußeren Oberfläche des wärmebeständigen Rohres angeordneten Vakuum-Hochfrequenz-Schmelzofens bei etwa 11500C gehalten, um die Mutterlegierung 1 selektiv zum Schmelzen zu bringen. Nach dem Schmelzen wurde der Argongasdruck im Inneren des wärmebeständigen Rohres plötzlich erhöht, so daß die geschmolzene Mutterlegierung 1, die nun die feinen Teilchen aus WC enthielt, aus einer öffnung in Gestalt eines Schlitzes,die im unteren .Abschnitt des wärmebeständigen Rohres angeordnet war, auf die sich mit 2000 UpM drehende Walze aufgespritzt" wurde. Im Augenblick des Austragens wurde die geschmolzene Mutterlegierung sofort superabgeschreckt und erstarrte unter Ausbildung eines Bandes mit einer Breite von 4 mm, einer Dicke von 3 0 μπ\ und einer Länge von 5 m.
Wenn die Oberfläche dieses Bandes und ein Querschnitt durch das Band in Richtung der Dicke unter einem Abtastelektronen-
^- mikroskop betrachtet wurden, wurde gefunden, daß die
feinen Teilchen_aus WC innerhalb der superabgeschreckten .. .Legierungsmatrix ähnlich wie in Beispiel 1 in kurzen Abständen gleichmäßig dispergiert und individuell voneinander getrennt
- 5 waren, ohne daß eine Konglomeration auftrat, und es wurde absolut kein Loch festgestellt. Durch diese Betrachtung wurde bestätigt, daß die feinen Teilchen aus WC innerhalb der Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional disper-' giert waren. Die superabgeschreckte Legierungsmatrix lag,
10. wie durch Röntgenbeugung gefunden wurde,- in einer amorphen Phase vor. Die superabgeschreckte Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen, ein neues Verbundmaterial, wies außergewöhnlich gute mechanische Eigenschaften auf, wie nachstehend angegeben. So stiegen beispielsweise. .1^ die Streckspannung und der Young'sehe Modul dieses Verbundmaterials entsprechend der Zunahme des Volumenverhältnisses von WC an. Diese beiden mechanischen Eigenschaften standen in Übereinstimmung mit einfachen Verbundregeln, wie sie durch die nachstehend angegebenen Formeln (1) und (2)J.
dargestellt sind :
E = Em (i - Vf) + EpVf (!)
■ σ = V [1 + Vf (Ep/Em - 1^ (2). . 25
In diesen Formeln (1) und (2) bezeichnen E, E und E jeweils die Young1sehen Moduli des Verbundmaterials, der superabgeschreckten Legierungsmatrix und der Sekundärphasen-Teilchen, G und <S bezeichnen die jeweiligen Streckspannungen des Verbundmaterials und der superabgeschreckten Legierungsmatrix, und Vf bezeichnet das Volumenverhältnis der Sekundärphasen-Teilchen.
Die Fig. 5 zeigt ein charakteristisches Diagramm, das erläutert, daß der Young·sehe Modul (E) des Verbundmaterials
WO
ansteigt proportional zur Zunahme des Volumenverhältnisses der WC-Teilchen (Vf) entsprechend der Formel (1). Dieses charakteristische Diagramm zeigt die'Effekte der Änderung des Volumenverhältnisses von WC (Vf) auf den Young'sehen ,Modul des Verbundmaterials (E) und das Verhältnis E/E , wobei E (der Young'sehe Modul-der Sekundärphasen-Teilchen) bei 68000 mg/mm3 gehalten wurde. Wenn die Bildung von gerissenen (gebrochenen) Oberflächen der Legierung dieses Beispiels, die während des Zugfestigkeitstests entstanden, -10 beobachtet wurde, wurden auch gerissene (gebrochene) Teile, von WC-Teilchen in entsprechenden Positionen der beiden gerissenen (gebrochenen) Oberflächen gefunden, was anzeigt,, daß keine Risse entlang der Korngrenze zwischen der superabgeschreckten amorphen Legierungsmatrix und den WC-Teilchen entstanden und sich entlang dieser ausbreiteten, und daß die Matrix zuerst riß (brach) und danach die WC-Teilchen eine End-Belastungs-Tragezone ausbildeten. Dies läßt vermuten, daß die Korngrenzen zwischen der superabgeschreckten amorphen Legierungsmatrix und den WC-Teilchen eine extrem hohe Festigkeit aufwies.
Die Legierung dieses Beispiels vereinigte diese hohe Festigkeit noch mit einer hohen Zähigkeit. Insbesondere konnte diese Legierung bis zu 1800C gebogen werden, bis das Volumenverhältnis von WC auf etwa 20% anstieg.
BEISPIEL 3
Unter Anwendung im wesentlichen des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 2 wurden unter Anwendung des 1-Walzen-Verfahrens superabgeschreckte Legierungen mit darindispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt :
EPO COPY
(Co7o.5^5 31I5 1W99.9^Vo.ι
(C070.5Fe4.5Sii5 Öio^9.5(W03)0.5\
- .
BEISPIEL 4
Unter Anwendung praktisch des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 2 und unter Anwendung des 1-Walzen-Verfahrens wurden superabgeschreckte Legierungen' mit· darin disper-.gierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend an-■ gegebenen Zusammensetzungen hergestellt :
.7(Zr°2}0.3
(Co70.5Fe^5Si15B10)99.5(ZrO2)0.5 (Co705Pe^5Si15B10)99()
BEISPIEL 5
Unter Anwendung praktisch des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 2 wurden unter Anwendung des 1-Walzen-Verfahrens superabgeschreckte Legierungen mit darin .dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt :
EPO COPY Jl
21"' "' "■ " '3A24022
(^°70.5^.531I5 0IQ)99.9(Y2°3)0.1 (Co
70.
.3
(Co70.5Pe4.5S115Blo")99(Y2Ci3>l
BEISPIEL 6
Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreck te Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen ■hergestellt :
Die feinen Teilchen aus ThO2 hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μπι. Jede der superabgeschreckten Legierungen mit darin dispergierten Sekundär-' phasen-Teilchen war 4 mm breit, 30 μπι dick und 5 m lang.
Durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikfoskpp . · wurde bestätigt, daß die feinen Teilchen aus ThO„ innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein Loch auftrat. Die superabgeschreckte Legierung lag, wie durch Röntgenbeugung festgestellt wurde, in Form einer amorphen Phase vor. Ähnlich wie die Legierungen der vorausgegangenen Beispiele wies die Legierung dieses Beispiels jeweils die Eigenschaften der superabgeschreckten amorphen Legierungsmatrix und der Sekundärphasen-Teilchen in organischer Kombination auf, wobei ihre mechanischen Eigenschaften sich einander ergänzten. Auf diese Weise
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1- erhielt man ein Verbundmaterial, das eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit in sich vereinigte. Die Legierung dieses Beispiels bestätigte, ähnlich wie diejenige des Beispiels 2, daß die Streckkraft und der Young'sehe Modul mit einfachen Verbundregeln in Einklang standen.
BEISPIEL 7
Nach dem.bekannten Rotations-Flüssigkeits-Spinnverfahren wurden superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen jeweils in Form eines Drahtes ■ · hergestellt, :
In diesem Falle wurde unter Anwendung des Verfahrens des Beispiels 1 ein Block hergestellt, als Kühlmittel wurde während des Superabschreckens und des Erstarrenlassens Wasser verwendet, eine Rotationstrommel wurde mit einer Geschwindigkeit von 1000 UpM gedreht und Argongas wurde mit einer Geschwindigkeit, die etwa dem 0,6- bis 0,9-fachen der Geschwindigkeit der Drehung der Rotationstrommel entsprach, aufgespritzt. Die feinen Teilchen aus TiC hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 μΐη. Durch Betrachtung unter einem Abtastelektronenmikroskop wurde festgestellt, daß die Teilchen aus TiC innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein Loch auftrat.
Die superabgeschreckte Legierungsmatrix lag, wie durch Röntgenbeugung gefunden wurde, in einer amorphen Phase vor gg Die in diesem Beispiel hergestellte Legierung lag in Form eines Drahtes mit einem Durchmesser von 150 um und einer
EPO COP
"1 Länge von. 4 m vor. Ähnlich wie die Legierungen der vorausgegangenen Beispiele wies die Legierung dieses Beispiels zufriedenstellende mechanische Eigenschaften auf.· Insbesondere betrug die Streckfestigkeit dieser Legierung 500 kg/mm2, ein Wert, der den entsprechenden Wert, den eine .übliche Pianosaite der höchsten Festigkeit aufweist,· weit übersteigt. Außerdem stimmten die Streckspannung (Streckfestigkeit) und der Young1sehe Modul der Legierung mit den einfachen Verbundregeln, wie sie in Beispiel 2 ange-
geben sind, überein. -
BEISPIEL 8
Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt:
Die feinen Teilchen aus BN hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 μπι. Jede der so hergestellten superabgeschreckten Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen lag in Form eines Bandes mit einer Breite von etwa 4 mm, einer Dicke von etwa 30 μπι und einer Länge von etwa 3 m vor. Durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop wurde festgestellt, daß die Teilchen aus BN innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren und
gO daß in der Legierungsmatrix kein Loch vorlag. Die superabgeschreckte Legierungsmatrix lag, wie durch Röntgenbeugung gefunden wurde, in einer amorphen Phase vor. Ähnlich wie die Legierung des Beispiels 2 wies die Legierung dieses Beispiels jeweils die Eigenschaften der superabgeschreckten amorphen Legierungsmatrix und der Sekundärphasen-Teilchen in organischer Kombination auf, wobei die mechanischen
— 1 -Eigenschaften einander ergänzten. Auf diese Weise erhielt
man ein Verbundmaterial mit einer hohen Festigkeit und
einer hohen Zähigkeit. In der Legierung dieses Beispiels
standen ähnlich wie in derjenigen des Beispiels 2 die
Streckspannung (Streckfestigkeit) und der Young'sehe Modul
in Übereinstimmung mit den einfachen'Verbundregeln.
BEISPIEL 9
Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt :
(Cu60ZrV90(S1C>10
Die feinen Teilchen aus SiC hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 3 um. Jede der superabgeschreckten
Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen lag in Form eines Bandes mit einer Breite von 4 mm, einer
Dicke von 30 μ,ΐη und einer Länge von 3 m vor. Durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop wurde festgestellt, daß die feinen Teilchen aus SiC innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein Loch vorhanden war. Durch Röntgenbeugung wurde gefunden, daß die superabgeschreckte Legierungsmatrix in einer amorphen Phase vorlag. Dieses Beispiel zeigt, daß eine superabgeschreckte
Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen
aus einer Legierungsmatrix und feinen Teilchen der hier beschriebenen Art hergestellt werden kann. Die Legierung dieses Beispiels wies ähnlich wie diejenige des Beispiels 2 eine
höhere Streckspannung (Streckfestigkeit) sowie auch eine
höhere Zugfestigkeit auf als die konventionelle amorphe
Legierung mit der Zusammensetzung Cu,»Zr..
■■- BEISPIEL 10
Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen hergestellt
(Fe82Bl8)99(Fe)l
Die feinen Teilchen aus Fe hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 5 μπι. Auch in diesem Beispiel wurde durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop bestätigt, daß die feinen Teilchen aus Fe gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren. Die superabgeschreckte Legierungsmatrix bestand aus einer Invar-Legierung. Die .
amorphe Legierung auf Fe-B Basis wies eine ausreichend hohe Sättigungsflußdichte auf, um als Transformatormaterial verwendbar zu sein. Die magnetischen Eigenschaften, die ein Transformatormaterial aufweisen muß, umfassen (1) eine hohe Sättigungsflußdichte, (2) niedrige Eisenverluste, (3) .eine hohe Permeabilität, (4) eine geringe Magnetostriktion, (5) eine geringe magnetische Verschlechterung. Das heute verfügbare amorphe Transformatormaterial ist der Siliciumstahlplatte überlegen, weil es der zweiten und dritten der obengenannten fünf Forderungen genügt. In be.zug auf die übrigen Forderungen ist das amorphe Transformatormaterial noch verbesserungsfähig.
In diesem Beispiel war die Sättigungsflußdichte der Legierung bis zu 3% höher als diejenige der amorphen Legierungsmatrix, wenn sie die feinen Teilchen aus Fe in einer Menge .' von etwa 1 Volumenprozent eingearbeitet.enthielt.
BEISPIEL 11 35
Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurde eine superabgeschreckte Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-
Teilchen der nachstehend angegebenen Zusammensetzung hergestellt : . - "
Die feinen Teilchen aus NbN hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 3 \im. .
Die Legierung dieses Beispiels enthielt, wie durch Betrachten unter einem Abtastelektronenmikroskop festgestellt wurde, die feinen Teilchen aus NbN innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix in gleichmärßig dreidimensional dispergierter Form und sie enthielt in der Legierungsmatrix kein nachweisbares Loch. Die superabgeschreckte Legierungsmatrix lag, wie durch Röntgenbeugung bestätigt wurde, in der amorphen Phase vor.
BEISPIEL 12
Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabge-20-schreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammen-.Setzungen hergestellt :
(Co70.5Fe4.5S115B10>99(C)l (Co70.5Fe4.551I5 13Io)9
(C70.5 Pe4.5 Sil5 B10>90<C>
10
Die feinen Teilchen aus C hatten einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1 μΐη. Jede der so hergestellten superabgeschreckten Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen lag in Form eines Bandes mit einer Breite von 4 mm, einer Dicke von 30 \im und einer Länge von 4 m vor. Wenn dieses Band unter einem Abtastelektronenmikroskop betrachtet wurde, so enthielt es die feinen Teilchen aus C, wie gefunden wurde, innerhalb der superabge-
schreckten Legierungsmatrix in einer gleichmäßig drei-' dimensional dispergierten Form und es wies eine kompakte Struktur ohne nachweisbares Loch in der Legierungsmatrix auf. Die superabgeschreckte Legierungsmatrix lag, wie durch Röntgenbeugung bestätigt wurde, in amorpher Phase vor..
Nachstehend werden Beispiele für eine superabgeschreckte Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen näher beschrieben, die eine superabgeschreckte kristalline Legierung und Sekundärphasen-Teilchen umfaßt.
■BEISPIEL 13
Nach dem Verfahren des Beispiels 2 wurden superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit den nachstehend angegebenen Zusammensetzungen,· nämlich Legierungen mit feinen Teilchen aus NbC., die in FePQ ,MoQ-
C1, dispergiert waren, in einer Nicht-Gleichgewichts-Ί , b · · ■
Austenit-Phase hergestellt :
■ /„
39·^ 9 I.698
(Fe3g^Mo9C1>6)95(NbC);
Beim Betrachten jeder der so hergestellten Legierungen unter einem Abtastelektronenmikroskop wurde gefunden, daß die feinen Teilchen aus NbC innerhalb der superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergiert waren und daß in der Legierungsmatrix kein nachweisbares Loch enthalten war. Es wurde bestätigt, daß die superabgeschreckte Legierungsmatrix aus/siner Nicht-Gleichgewichts- γ -Austenit-Phase mit einer Struktur aus extrem feinen Kristallkörnern bestand. Da die die superabgeschxeckte Legierungsmatrix bildende Nicht-Gleichgewichts- y-Austenit-Phase eine kristalline Legierung war, wies sie eine
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höhere Wärmebeständigkeit auf als eine amorphe Legierung. ".-""" Obgleich die Festigkeit und Zähigkeit dieser Phase für eine kristalline Legierung hoch waren, waren sie doch schlechter als diejenigen einer amorphen Legierung. Insbesondere betrug die Festigkeit 100 bis'150 kg/mm2, ein Wert, der etwa der Hälfte der Festigkeit einer Legierung aus einer amorphen Phase entspricht. In den Legierungen des erfindungsgemäßen Beispiels betrugen die Festigkeiten, wenn der Gehalt an feinen Teilchen aus NbC jeweils 5 Volumenprozent' bzw. 10 Volumenprozent betrug, 200 bis 300 kg/mm2, Werte also, die mit den Werten von amorphen Legierungen auf Eisenbasis vergleichbar waren. Da diese Legierungen y· -Austenit-Matrices aufwiesen, wiesen sie eine höhere Wärmebeständigkeit auf als amorphe Metalle.
Ein Weg, Sekundärphasen-Teilchen in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix zu dispergieren, ist möglicherweise der Gedanke, ein Verfahren anzuwenden, das umfaßt das Schmelzen einer für die Bildung der superabgeschreckten Legierungsmatrix bestimmten Mutterlegierung und die Einarbeitung der Sekundärphasen-Teilchen in die geschmolzene Mutterlegierung. Die in der Legierung gemäß diesem Verfahren gleichmäßig zu dispergierenden Sekundärphasen-Teilchen sollten in der Nähe der öffnung injiziert werden, durch welche die geschmolzene Mutterlegierung ausgespritzt wird. Diese Arbeitsweise bringt den Nachteil mit sich, daß insbesondere der Aufbau des Düsenabschnittes kompliziert wird.
Die Erfindung ist wie vorstehend beschrieben beschaffen. Da die Sekundärphasen-Teilchen vor der Herstellung eines Blockes aus der für die Bildung einer superabgeschreckten Legierungsmatrix bestimmten Mutterlegierung zugesetzt werden, wird die Einarbeitung der Sekundärphasen-Teilchen in die Legierung leicht erzielt, ohne den Aufbau der für die Herstellung der superabgeschreckten Legierung verwendeten
EPO
^ 1 Apparatur zu komplizieren. -
Da die Sekundärphasen-Teilchen zwangsweise in die bereits im geschmolzenen Zustand vorliegende Mutterlegierung injiziert werden, werden sie innerhalb der geschmolzenen ·· Mutterlegierung in intaktem Zustand gleichmäßig in Form von individuellen voneinander getrennten Teilchen dispergiert, ohne zu konglomerieren. Da die Sekundärphasen-Teilchen mit einer geringen Geschwindigkeit innerhalb der geschmolzenen Mutterlegierung aufschwimmen, unterliegen sie keiner Segregation. In der geschmolzenen Mutterlegierung sind die Sekundärphasen-Teilchen mit großer Einheitlichkeit in geringen Abständen dispergiert. Die vorliegende Erfindung liefert daher superabgeschreckte Legierungen mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen mit einer hevorragenden mechanischen Festigkeit und hervorra genden sonstigen Eigenschaften
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Leerseite -
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Claims (1)

  1. ilADOR · KLUNKER · SCHMITT-NILSON · KIRSQr - -" : : *"■" ίΆΤΕΝΤΆΝΜίΤΕ !
    ' ' " "" EimOPH\MÄTENTATTO«NE« *
    K21 255 S/8ma ■ . 29..Juni.1984
    1. ALPS ELECTRIC CO., LID., 1-7 Yukigaya Otsuka-Cho, Ota-Ku .. Tokyo 145, Japan ' ·'
    ~ 2. Tsuyoshi M&SUiyDIO, 3-8-22 Kamisugi, Sendai-shi, Miyagi-ken, Japan
    3. Hiroshi KIMURA, 36-9 Aza-Raijindosan, Araroaki, Sendai-shi, Miyagi-ken, Japan
    4. Masayoshi HASEGfiWA, 4-24-22 Kugayama, Suginami-ku, Tokyo-to, Japan
    Priorität: 9. Juli 1983 - Japan - No. 124100/83 (Patentanmeldung)
    Verfahren zur Herstellung einer superabgeschreckten Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen
    Patentansprüche
    1. Verfahren zur Herstellung einer superabgeschreckten Legierung mit darin dispergierten Sekundärphasen-Teilchen, die mindestens eine Art von Sekundärphasen-Teilchen aufweist, die dreidimensional gleichmäßig dispergiert sind in einer superabgeschreckten Legierungsmatrix aus einer amorphen Phase, einer kristallinen Phase oder einer Phase aus einer Mischung dieser beiden Phasen, · · gekennzeichnet durch die folgenden Stufen :
    thermisches Schmelzen der Mutterlegierung, die für die Bildung der superabgeschreckten Legierungsmatrix bestimmt ist, Injizieren und Dispergieren der Sekundärphasen-Teilchen in Verbindung mit einem aus einem Inertgas bestehenden Injektionsmedium in die geschmolzene Mutterlegierung, bevor diese erstarrt ist,
    Abkühlenlassen der geschmolzenen Mutterlegierung unter Ausbildung eines Blockes, der die Sekundärphasen-Teilchen enthält,
    Schmelzen des Blockes in einem solchen Ausmaß, daß kein Schmelzen der Sekundärphasen-Teilchen auftritt., und
    BPQ COPY
    ■___ I anschließendes Superabschrecken des geschmolzenen Blockes, um zu bewirken, daß die Sekundärphasen-Teilchen in der superabgeschreckten Legierungsmatrix gleichmäßig dreidimensional dispergiert werden..
    2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
    daß die superabgeschreckte Legierungsmatrix aus einer ■ ' . amorphen Legierung vom Kobalt-Typ mit Kobalt als·ihrer Hauptk-omponente besteht.
    '
    -— 3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
    • daß die superabgeschreckte Legierungsmatrix aus einer amorphen Legierung vom Eisen-Typ mit Eisen als ihrer Hauptkomponente besteht.
    15
    4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
    .daß die superabgeschreckte Legierungsmatrix aus einer
    amorphen Legierung vom Nickel-Typ mit Nickel als ihrer ; Hauptkomponente besteht.
    ' 20 5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Sekundärphasen-Teilchen aus Kohlenstoff • oder einem Carbid bestehen.
    6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet/ daß die Sekundärphasen-Teilchen aus Wolframcarbid bestehen.
    7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Sekundärphasen-Teilchen aus einem Nitrid bestehen.
    30
    8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Sekundärphasen-Teilchen aus einem Oxid bestehen.
    9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Sekundärphasen-Teilchen aus einem Borid bestehen. . -
    10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Sekundärphasen-Teilchen aus einem Silikat bestehen.
    11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß_ die Sekundärphasen-Teilchen aus einer metallischen Substanz bestehen.
    12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß es sich bei dem Inertgas um Argon handelt.
    13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß der geschmolzene Block auf die vereinigten Oberflächen von zwei si'ch mit hoher Geschwindigkeit drehenden Walzen aufgespritzt wird und dadurch superabgeschreckt und erstarren gelassen wird.
    14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß der geschmolzene Block auf die äußere Oberfläche einer sich mit hoher Geschwindigkeit drehenden Walze aufgespritzt wird und dadurch superabgeschreckt und erstarren gelassen wird.
    en COPY
DE3424022A 1983-07-09 1984-06-29 Verfahren zur herstellung einer superabgeschreckten legierung mit darin dispergierten sekundaerphasen-teilchen Granted DE3424022A1 (de)

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