DD279031A5

DD279031A5 - Verfahren zur herstellung eines gesinterten hartmetallkoerpers und gesinterter hartmetallkoerper

Info

Publication number: DD279031A5
Application number: DD89326090A
Authority: DD
Inventors: Hans Kolaska; Peter Ettmayer
Original assignee: ��@��@��k��
Priority date: 1988-03-02
Filing date: 1989-02-28
Publication date: 1990-05-23
Also published as: DE58904302D1; EP0330913A2; ES2054893T3; DE3806602C2; EP0330913B1; EP0330913A3; US4944800A; JPH0711042B2; ATE89329T1; JPH01294842A; DE3806602A1

Abstract

Zur Verbesserung der Warmfestigkeitseigenschaften von Sinterhartmetallen, insbeosndere im Hinblick auf die Erzielung hoeherer Schnittleistungen bei Verwendung als Schneidwerkzeug, wird der Vorschlag unterbreitet, dem mit zumindest einer Hartstoffphase versetzten Bindermetall aluminiumhaltige Komplexnitride und/oder aluminiumhaltige Komplexcarbide, insbesondere aus der Familie der H-, Chi- oder Kappa-Phasen, zu legieren.

Description

Hierzu 3 Seiten Zeichnungen

Anwendungsgebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Hartmetallkörpers, der aus zumindest einem Haitstoff aus dem Bereich der Carbide, Nitride und/oder Carbonitride der Übergangsmetalle der Gruppen 4,5 und/oder 6 des Periodensystems besteht und wenigstens eines der Sindermetalle Eisen, Nickel und Cobalt enthält, wobei der Hartstoff als Carbid und/oder Mischcarbid und/oder Nitrid und/oc ar Mischnitrid in Form kubischer Kristalle bzw. Mischkristalle vorliegt, und durch Mischen sowie Mahlen pulverförmiger Ausgan jsstoffe und durch Verpressen und anschließendes Sintern der Ausgangspulvermischung hergestellt wird. Gegenstand der Erfindung ist außerdem ein gesinterter Hartmetallkörper, der mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens herstellbar ist.

Charakteristik des bekannten Standes der Technik

Verfahren zur Herstellung gesinterter Hartmetallkörper sind grundsätzlich aus z.B. Kieffer-Benesovsky, „Hartmetall", 1965, Springer-Verlag sowie „Hartmetall für den Praktiker, Aufbau, Herstellung, Eigenschaften und industrielle Anwendung einer modernen Werkstoffgruppe", VDI-Verlag GmbH, 1988, ebenso bekannt, wie die möglichen Zusammensetzungen der Hartmetallkörper. Insbesondere ist es bekannt, daß der Binderanteil zwischen 3 und 30Ma.-% liegt.

Gesinterte Hartmetalle auf der Basis von Titancarbid (US-PS 2967349) oder Titancarbonitrid als Hartstoffphase (AT-PS 2 99561, US-PS 3994692) - die jeweils durch einen Nickel-Molybdän-Binder gebunden ist - zeichnen sich bekanntlich gegenüber herkömmlichem Hartmetall mit Wolframcarbid als der einen Hartstoffphase sowie kubischen Titan-Mischcarbiden - in denen ein Teil der Titanatome durch Tantal, Niot, Wolfram ersetzt ist - als der zweiten Hartstoffphase und Cobalt als Bindermittel durch erhöhte Verschleißfestigkeit aus. Als Schneidwerkzeuge, insbesondere bei hohen Schnittgeschwindigkeiten und bei zyklischer thermischer Belastung (wie beim Fräse η) sind Titancarbid- und Titancarbidhartmetall allerdings nur beschränkt einsetzbar; unter der Wirkung der an der Schneidkante auftretenden hohen Temperaturen verliert das Bindermetall nämlich seine Festigkeit und neigt unter dem Einfluß der ochnittkräfte zu plastischer Verformung. Die im Vergleich zu Wolframcarbid deutlich geringere Wärmeleitfähigkeit der TiC-Mo, Ni- und Ti(C, N)-Mo, Ni-Hartmetalle führt gerade an der höchst beanspruchten Stelle zu einem Hitzestau.

Um diesen Nachteil der hinsichtlich ihrer Verschließfestigkeit überlegenen TiC-Mo, Ni- und Ti(C₁N)-Mo, Ni-Hartmetalle zu beseitigen, wurde bereits der Vorschlag unterbreitet, Carbonitridhartmetalle unter Zusatz von Wolframcarbid und einem legierten Nickel- oder Cobaltbinder zu sintern (US-PS 3840367, DE-OS 2546623). Wegen der Reaktionsbereitschaft von Ti(C,N) mit Wolframcarbid muß der Hartmetallkörper allerdings unter einem von der Zusammensetzung und der Sintertemperatur abhängigen Stickstoffpartialdruck gesintert werden wodurch im Gefüge Mikroporosität entsteht und somit eine Qualitätsminderung des Hartmetalls verursacht wird.

In der US-PS 3971656 wird ein Hartmetall beschrieben, in dem die Hartstoffteilchen aus zwei Phasen bestehen, nämlich aus einer titan- und stickstoffreichen Carbonitridmischphase im Inneren des Harstoffteilchens und einer anderen Phase, die roieh an Metallen der 6. Gruppe des Periodensystems und arm an Stickstoff ist und wtJche die Carbonitridmischphase umhüllt. Es ist bekannt, daß Titannitrid gegenüber Titancarbid die Kalkfestigkeit von Hartmetallen bei Spannungsoperationen erhöht. Nach der Lehre der US PS 3971656 wird vorausgesetzt, daß sich innerhalb des aus zwei Mischphasen bestehenden Hartstoffteilchens das Gleichgewicht einstellt. Der Kern des Hartstoffteilchens besteht demnach aus relativ kohlenstoffreichem Carbonitrid, da unlegiertes Titannitrid mit der geforderten zweiten (Mo, W)-reichen Phase nicht im Gleichgewicht stehen kann. Nach der US-PS 3971656 wird somit ein Hartmetall geschaffen, dessen Verschleißfestigkeit noch nicht optimal ist.

Eine andere Möglichkeit, Sinterhartmetalle mit verbesserter Hochtemperaturfestigkeit zu schaffen, besteht in der Erhöhung üer Warmfestigkeit des Bindermetalls. Beispielsweise wurden dem Bindermetall außer Molybdän, das Nickel durch Mischkristallverfestigung zu härten vermag, zusätzlich Aluminium zulegiert, um den von den Superlegierungen her bekannten Effekt der^-Härtung (Härtung durch Ausscheidung kohärenter Partikel mit kfz-Struktur) in der Binderphase nachzubilden. Durch elektronenmikroäkopische Untersuchungen von aluminiumlegierten Binderphasen in Ti(C₁N)-Mo, Ni-Hartmetallen konnte das Auftreten vony-Phasen nachgewiesen werden. Der Aluminiumzusatz hatte eine Erhöhung der bei Raumtemperatur gemessenen Härte zur Folge, mit der allerdings eine Abnahme der Biegefestigkeit verbunden ist (H. Doi und K. Nishigaki: in H. H. Hausner (ed.) Modern Development in P/M 10,525-542; D. Moskowitz und M. Humenik; in H. H. Hausner |ed.) Modern Development in P/M 14,

307,1980). Bei dem in Rede stehenden Verfahren wurde der Aluminiumanteil dem Hartmetallansatz in Form gepulverter, d. h. sehr feinkörniger Ni-Al-Legierungen mit Körngrößen im μπνΒο, eich zugesetzt, deren Herstellung wegen der sehr großen Plastizität der intermetallischen Legierungen im System Ni-Al äußerordentlich schwierig und aufwendig ist. Zur Erzielung optimaler Eigenschaften des Bindermetalls muß außerdem der vorgeschriebene Kohlenstoffgehalt der gesinterten Legierung genau eingehalten werden, damit die für eine kohärente Ausscheidung von y-Phase notwendige Menge an Titan aus dem Hartstoff in Lösung geht. Nur dann, wenn das Verhältnis des im Bindermetall gelösten Anteils an Aluminium und an Titan etwa gleich groß ist, ist eine merkliche Beeinflussung der Eigenschaften des Bindermetalls zu erwarten. Bei zu hohem Titangehalt wird die y-Ausscheidung metastabil; bei Abwesenheit von Titan wird die Kohärenzspannung zu klein, wodurch der Härtungseffekt bei mittleren Temperaturen absinkt.

Dem in der DE-PS 2830010 beschriebenen Binder wird zur Verbesserung der Warmfestigkeit AIN zugesetzt; dieses verbleibt als „dispergierte Phase" im Gefüge und verbessert die Härte. AIN bildet jedoch unter Sinterbedingungen weder mit TiC noch mit TiN Mischkristalle, stellt einen nichtmetallischen Hartstoff dar, der keine guten Benetzungseigenschaften besitzt, ist außerdem in feinverteilter Form unbeständig gegen Luftfeuchtigkeit und zersetzt sich unter deren Einwirkung zu AI(OH)₃ und NH₃. Dies wirkt sich vor allem bei der Mahlung mit nicht gänzlich wasserfreien Mahlflüssigkeiten sehr nachteilig aus.

Ziel der Erfindung

Es ist das Ziel der Erfindung, ein Verfahren der gattungsgemäßen Art zur Anwendung zu bringen, das verbesserte Gebrauchsvjqrteigenschaften des Produktes, insbesondere seiner Standzeit gewähl leistet.

Darlegung des Wesens der Erfindung

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Hiirtmetallkörpers, der aus zumindest einem Hartstoff aus dem Bereich der Carbide, Nitride und Carbonitride der Übergangsmet ille der Gruppen 4,5 und 6 des Periodensystems besteht und wenigstens eines der Bindemetalle Eisen, Nickel und Cobalt enthält, wobei der Hartstoff als Carbid und/oder Mischcarbid und/oder Nitrid und/oder Mischnitrid in Form kubischer Kristalle bzw. Mischkristalle vorliegt und durch Mischen sowie Mahlen pulverförmiger Ausgangsstoffe und durch Verpressen und anschließendes Sintern der Ausgangspulvermischung hergestellt wird, sowie einen gesinterten Hartmetallkörper, der mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellt ist, zu schaffen, welches eine erhöhte Verschließfestigkeit auch bei höheren Temperaturen aufweist. Das gesinterte Hartmetall soll insbesondere auch als Schneidwerkzeug bzw. Schneidplatte einsetzbar sein und vor allem bei der spanenden Bearbeitung kurz- und langspanender Werkstückstoffe deutlich verbesserte Schnittleistungen aufweisen.

Erfindungsgemäß wird die Aufgabe dadurch gelöst, daß der Ausgangspulvermischung zumindest ein Komplexcarbid und/oder -nitrid beigegeben wird, das zu Beginn des Aufschmelzens der Bindephase unter Bildung eines Übergangsmetallcarbides und/oder -nitrides zerfällt und unter Bi'dung einer diffusionshemmenden Schicht auf die Oberfläche der Hartstoffteilchen der Ausgangspulvermischung aufwächst.

Es ist im Sinne der Erfindung, daß bis zu 3% Massegewichtsanteile - bezogen auf die gesamte Ausgangspulvermischung Komplexcarbid und/oder -nitrid beigegeben werden.

Ausgestaltet, ist die Erfindung, wenn der Ausgangspulvermischung ein aluminiumhaltiges Komplexnitrid bzw. aluminiumhaltiges Kompiexcarbid zugesetzt wird.

Vorzugsweise sollen aluminiumhaltige Komplexcarbide bzw. Komplexnitride verwendet werden, ferner solche Komplexcarbide bzw. Komplexnitride, die dem Aluminium wirkungsgleich l?w. wirkungsähnliche Stoffe enthalten. Insbesondere bieten sich die Stoffe NbCrN, TaCrN, V₅Si₃N, _ „, Mo₅Si₃₀.6, an.

Eine Ausbildung der Erfindung ist es, daß der Ausgangspulvermischung ein aluminiumhaltiges Komplexnitrid oder aluminiumhaltiges Komplexcarbid aus der Familie der Chi-Phasen zugesetzt wird, wie ausführend Nb₃AI₂C, Ta₃AI₂C, Nb₃AIN oder Mo₃AI₂C zugesetzt wird.

Ausgebildet ist die Erfindung, wenn der Ausgangspulvermischung ein aluminiumhaltiges Komplexnitrid oder alui.Mniumhaltiges Komplexcarbid aus der Familie der Kappa-Phasen zugesetzt wird, wie ausführend Mo-Ni-Al-C, Mo-Co-Al-C, Mo-IV.'i-AI-C, W-Mn-Al-C oder W-Fe-Al-C zugesetzt wird.

Im weiteren Sinne der Erfindung ist es, daß das aluminiumhaltige Komplexcarbid bzw. aluminiumhalt^:ge Komplexnitrid in einer solchen Menge zugesetzt wird, daß im gesinterten Hartmetallkörper der Aluminiumgehalt im Bindermetall 2CMa.-%, vorzugsweise 10Ma.-%, nicht übersteigt, oder ausgestaltet, daß das aluminiumhaltige Komplexcarbid bzw. aluminiumhaltige Komplexnitrid in einer solchen Menge zugesetzt wird, daß im gesinterten Hartmetallkörper der Aluminiumgehalt im Bindermetall 2 bis 8Ma.-% nicht übersteigt.

Es ist eine Form der Erfindung, daß eines oder mehrere der folgenden Komplexcarbide oder -nitride der Ausgangspulvermischung beigegeben wird bzw. werden: Ti₂AIN, Ti₂AIC, V₂AIC, Nb₂AIC, Ta₂AIC, Cr₂AIC, Nb₃AI₂C, Ta₃Ai₂C, Nb₃AIN, Mo₃AI₂C, MoCr₂AI₂C, Mo-Ni-Al-C, Mo-Co-Al-C, Mo-Mn-Al-C, W-Mn-Al-C, NbCrN, TaCrN, V₅Si₃N, - „, Mo₅Si₃C₀₆, Ni-Mo-N.

Eine sinnvolle Ausgestaltungsform ist es, daß eines oder mehrere der folgenden Komplexcarbide oder -nitride zugegeben wird/werden: Ti₂AIC, Ti₂AIN, V₂AIC, Nb₂AIC, Ta₂AIC, NbCrN, TaCrN, oder weiter ausgestaltend eines oder mehrere der folgenden Komplexcarbidp oder -nitride zugegeben wird/werden: Ti₂AIC, Ti₂AIN, V₂AIC, Ta₂AIC.

Weiterhin ausgestaltet ist die Erfindung, wenn der Ausgangspulvermischung ein aluminiumhaltiges Komplexnitrid bzw. aluminiumhaltiges Komplexcarbid aus der Familie der Η-Phasen zugesetzt wird, wie ausgestaltend Ti₂AIN, Ti₂AIC, V₂AIC, Nb₂AIC, Ta₂AIC oder Cr₂AIC zugesetzt wird.

Bei einer vorteilhaften Weiterbildung des erfindungsgemäßen Verfahrens kommen aluminiumhaltige Komplexcarbide und/ oder -nitride aus der Fami'ie der Η-Phasen und/oder Chi-Phasen und/oder Kappa-Phasen zur Anwendung.

Der Begriff Komplexcarbide wird u. a. in „Angew. Chem." 84ster Jahrgang, 1972, Nr. 20, S.973ff., erläutert. Weite.-d

Informationen über die Kristallchemie werden z. B. in Peter S. Rudman, John Stringer, Robert I. Jaffee: „Phase Stability in Metals and Alloys", Mc-Graw-Hill Book Company, New York, 1967, S.319 bis 336, und „Journal of the Institute of Metals", 1969, Vol.97, S. 180 bis 186, gegeben.

Beim Sintern einer durch Pressen verdichteten Ausgangspulvermischung aus den harten und verschleißfesten Carbiden und/oder Nitriden der Übergangsmeialle unter Zusatz zumindest eines Komplexcarbids und/oder -nitrids (insbesondere aus dar Familie der H-, Chi- oder Kappa-Phasen) und Nickel und/oder Cobalt und/oder Eisen bilden sich nämlich in überraschender Weise besonders harte und verschleißfeste Legierungen aus, die vor allem bei der Bearbeitung kurz- und !angspanender Werkstoffe im kontinuierlichen und unterbrochenen Schnitt sowie beim Fräsen den herkömmlichen Hartmetallen überlegen sind.

Als aluminiumhaltige Komplexcarbide oder Komplexnitride aus der Familie der H-, Chi- und Kappa-Phasen kommen beispielsweise folgende Verbindungen in Frage:

Ti₂AIN, Ti₂AIC, V₂AIC, V₂AIN, Nb₂AIC, Ta₂AIC, Ci₂AIC, Nb₃AI₂C, Ta₃AI₂C, Nb₃AIN, Mo₃AI₂C, MoCr₂AI₂CI, Mo-Ni-Al-C, Mo-Co-Al-C, Mo-Mn-Al-C, W-Mn-Al-C, W-Fe-Al-C.

Die aluminiumhaltigen Komplexcarbide und -nitride werden durch Reaktion des Nitrids odor Carbids des Aluminiums mit den pulverförmigen Übergangsmetallen oder durch Reaktion der Nitride oder Carbide der Übergangsmetalle mit Aluminium hergestellt. Sie werden nach den in der Hartmetallindustrie üblichen Zerkleinerungsmethoden pulverisiert und mit den übrigen Legierungsbestandteilen des Hartmetalle in an sich bekannter Weise zu einem gesinterten Hartmetallkörper- insbesondere zu Schneidwerkzeugen bzw. Schneidplatten-verarbeitet.

Die relativen Mengenverhältnisse zwischen dem aluminiumhaltigen Komplexcarbid oder -nitrid und Bindermetall werden dabei zur Erzielung optimaler Eigenschaften so gewählt, daß - unter der Annahme, daß der gesamte Aluminiumgehalt des Komplexcarbides oder -nitrides im gesinterten (also fertiggestellten) Hartmetallkörper verbleibt - der Aluminiumgehalt des Bindermetalls 20Ma.-%, vorzugsweise 10Ma.-%, nicht übersteigt; im gesinterten Hartmetallkörper sollte der Mindestgehalt an Aluminium im Bindermetall dabei in der Größenordnung um 1 Ma.-% liegen.

Besonders günstige Ergebnisse sind erzielbar, wenn der Aluminiumgehalt des Bindermetalls zwischen 2 und 8Ma.-% beträgt. Die Komplexcarbide und -nitride sind gegen die üblicherweise verwendeten Mahlhilfsmittel weitgehend resistent. Ein chemischer Angriff auf die Komplexcarbide und -nitride oder eine Hydrolyse dieser Verbindungen ist nicht zu befürchten. Die in Rede stehenden KomplexcarbidG und -nitride zersetzen sich in Gegenwart von Nickel und/oder Cobalt bei den üblicherweise angewendeten Sintertemperaturen (etwa 1350 bis 1550⁰C), wobei sich aus ihnen in der Regel die Monocarbide bzw. Mononitride dor Übergangsmetalle der 4. bis 6. Gruppe des Periodensystems ausscheiden, während Aluminium im Überschuß des Nickel-Cobalts gelöst wird, durch Mischkristallhärtung den Binder verfestigt und sich bei Überschreiten eines Mindestgehaltes an Aluminium im Binde^rmetall beim Abkühlen ggf. als Phase ausscheidet (z. B. H. Nowotny et al; Montash. Chem. 114 [1985], 127-135). Bei Komplexcarbiden mit Chrom, Molybdän und Wolfram als Übergangsmetallkomponenten diffundiert ein Teil des Übergangsmetalls in die Hartstoffteilchen; ein anderer Teil bleibt im Binrlermetall gelöst und festigt das Bindermetall durch Mischkristallhärtung. Die während der Umsetzung der Komplexcarbide und -nitride mit dem flüssigen Bindermetall sich bildenden Monocarbide und -nitride der Übergangsmetalle schlagen sich epitaktisch an der Oberfläche der Hartstoffteilchen nieder und umhüllen das Hartstoffteilchen vollständig. Bei Sintertemperaturen zwischen 1350°C und 1550⁰C sowie Sinterzeiten bis zu 2 Stunden reichen die Diffusionsgeschwindigkeiten in den Hartstoffteilchen nicht aus, um ein metallurgisches Gleichgewicht zwischen dem betreffenden Hartstoffteilchen und seiner Hülle aus Monocarbiden bzw. -nitriden der Übergangsmetalle herbeizuführen. Vielmehr bildet die Hülle aus Monocarbiden bzw. -nitriden der Übergangsmetalle eine diffusionshemmende Sperrschicht, die auch den weiteren Stoffaustausch zwischen dem betreffenden Hartstoffteilchen und dem Bindermetall verhindert. Die chemische Zusammensetzung des Kerns des umhüllten Hartstoffteilchens im gesinterten Hartmetall ist somit im wesentlichen mit der chemischen Zusammensetzung des entsprechenden Hartstoffteilchens in der Ausgangspulvermischung, aus welcher der Hartmetallkörper durch Verpressen und Sintern hergestellt worden ist, identisch. Der das umhüllte Hartstoffteilchen bildende kubische Mischkristall verbleibt auch im gesinterten Hartmetallkörper in einem Ungleichgewichtszustand. Im metallographischen Schliff macht sich diese Erscheinung dadurch bemerkbar; daß auch feinkörnige Hartstoffteilchen eine deutlich erkennbare Randzone aufweisen. Von der Kernzone des Hartmetallteilchens ist diess Randzone aus Monocarbiden und -nitriden der Übergangsmetalle sowohl hinsichtlich ihrer Metallkomponenten (allgemein: Übergangsmetalle der 4. und 6. Gruppe des Periodensystems) als auch ihrer Nichtmetallkomponenton (Kohlenstoff und Stickstoff) deutlich zu unterscheiden.

Ausgeübt ist die Erfindung dadurch, daß verfahrensgemäß ein gesinterter Hartmetallkörper hergestellt wird, der zumindest aus einem Hartstoff aus dem Bereich der Carbide, Nitride und/oder Carbonitride dar Übergangsmetalle der Gruppen 4,5 und/oder 6 des Periodensystems besteht und wenigstens eines der Bindermetalle Eisen, Nickel und Cobalt enthält, wobei der Hartstoff als Carbid und/oder MiQchcarbid und/oder Nitrid und/oder Mischnitrid in Form kubischer Kristalle bzw. Mischkristalle vorliegt, wobei die Hartstoffe der Ausgangspulvermischung im wesentlichen in ihrer ursprünglichen Zusammensetzung enthalten sind. Es ist im Sinne der Erfindung, daß die Hartstoffe der Ausgangspulvermischung von einer diffusionshemmenden Hülle aus epitaktisch an ihier Oberfläche niedergeschlagenen Monocdrbiden und/oder nitriden und/oder Mischcarbiden und/oder Mischnitriden umgeben sind.

Eine Ausführungsform der Erfindung ist es, daß der Komplexcarbid- und/oder Komplexnitrid-Antcil an der gesamten Ausgangsmischung vor dem Sintern maximal 3% beträgt.

Eine vorteilhafte Form der Ausgestaltung ist es, daß im gesinterten Hartmetallkörper der Aluminiumgehak im Bindermetall 20Gew.-%, vorzugsweise 10Gew.-%, nicht übersteigt oder sinnvoll ausgebildet im gesinterten Hartmetallkörper der Aluminiumgehalt im Bindermetall 2 bis 8Gew.-% nicht übersteigt.

Das erfindungsgemäße gesinterte Hartmetall vereint die günstigen Eigenschaften der von den üblichen Bindermetallen gut benetzbaron Carbide der Übergangsmetalle in der Randzone mit der hohen Verschleißfestigkeit der Nitride im Kern und besitzt aufgrund des Gehalts an Titan und Aluminium im Bindermetall eine so hohe Verschleißfestigkeit, daß die daraus hergestellten Schneidwerkzeuge bzw. Schneidplatten deutlich verbesserte Schnittleistungen aufweisen. Ein weiterer Vorteil des erfindungsgemäßen Hartmetalls besteht darin, daß die während der Umsetzung der Komplexcarbide und -nitride mit dem flüssigen Bindermetall sich bildenden Monocarbide und -nitride der Übergangsmetalle sich an der Oberfläche der Hartstoffteilchen epitaktisch niederschlagen und damit eine weitere Veränderung des Hartstoffkerns unter der Wirkung des

flüssigen Bindermetalls verhindern Auf dieso Weiso ist es z. B. möglich, den Stickstoffgehalt eines feinkörnigen Titannitrids im Kern der Hartstoffteilchen auch iiyi Sinterung im Vakuum weitgehend zu erhalten, beispielsweise wenn Titannitrid mit Ti₂AIC oder ^V'₂AIC und Nickel zur Anwendung kommt.

Der gesinterte Hartmetallkörper, der sich mittels des errindungsgemäßen Verfahrens herstellen läßt, ist im wesentlichen dadurch gekennzeichnet, daß die Ausgangspulvermischung mitbildenden Hartstoffe im gesinterten Hartmetallkörper (d. h. nach Abschluß des Herstellvorgangs) im wesentlichen in ihrer ursprünglichen Zusammensetzung vorliegen:

Die vorhandenen, mit einer diffusionshemmenden Schicht umhüllten Carbide und/oder Mischcarbide und/oder Nitride und/ oder Mischnitride lassen also an ihrem Aufbau erkennen, f'~", zwischen den verschiedenen Hartstoffen innerhalb des Hartstoffteilchens eine Gleichgewichtseinstellung im metallurgischen Sinne vermieden worden ist. Dieser bewußt herbeigeführte Ungleichgewichtszustand hat die bereits erwähnte verbesserte Verschleißfestigkeit - auch unter extremen Arbeitsbedingungen-zur Folge.

Ausführungsbeispiele

Die Erfindung soll nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen im einzelnen erläutert werden. In der zugehörigen Zeichnung zeigen:

Fig. 1: im Vergleich die Werte der Kolktiefe und des Freiflächenverschleißes für eine Schneidplatte aus einem herkömmlichen Hartmetall bzw. aus zwei Hartmetallen, denen unterschiedliche Gehalte an Komplexnitrid aus der Familie der H-Phasen nämlich Ti₂AIN -zugesetzt worden sind, und zwar beim Drehen von Stahl Cm45N im kontinuierlichen Schnitt;

Fig. 2: im Vergleich die Werte der Schlagzahlen, welche die im Zusammenhang mit Fig. 1 beschriebenen Hartmetalle beim Drehen von Stahl CK45N im unterbrochenen Schnitt erreichen;

Fig. 3: im Vergleich die Werte der Fräslänge der im Zusammenhang mit Fir,-1 beschriebenen Hartmetalle und

Fig.4: p'na Tabelle mit acht Ausführungsbeispielen für die Zusammensetzung der Ausgangspulvsrmischiing und des erfindungsgemäßen Hartmetallkörpers.

Das zum Vorgleich herangezogene herkömmliche Hartmetall (vgl. Fig. 1, linke Blöcke) besteht aus 57% TiC, 10% TiN, 10% WC, 2%VC, 10% Mo sowie 5,5% Ni und 5,5% Co. Die erfindungsgemäßen Hartmetalle mit komplexnitridmodifiziertem Bindermetall (vgl. die Blöcke in der Mitte und auf der rechten Seite der Fig. 1) wurden aus dem gleichen Grundwerkstoff unter Zusatz 'on 0,8% bzw. 2,2% Ti₂AIN unter gleichzeitiger Verminderung des Nickel- und Coh iltgehalts auf 5,2% bzw. 4,4% auf an sich bekannte Weise hergestellt; im gesinterten Hartmetall beträgt der zugehörige Aluminiumgehalt im Binder etwa 2 bzw. etwas mehr als 7 %.

Wie die in Rede stehenden Darstellung zeigt, liegt die Kolktiefe KT bei Schr.eidversuchen im Werkstückstoff Cm45N bei einer Schnittgeschwindigkeit von 355 m/min, einer Schnittzeit von 12,5 min sowie einem Produkt aus Schnittiefe und Vorschub in der Größenordnung von 1,0mm χ 0,1 mm/U bei den miteinander zu vergleichenden Hartmetallen im Bereich zwischen etwa 30 bis 35pm.

Die verbesserte Verschleißfestigkeit - welche die erfindungsgemäßen Hartmeta'le auch für andere Anwendungsbereiche interessant macht - beruht darauf, daß die Ausgangsmischung zur Herstellung des Hartmetalls bzw. Hartmetallkörpers in der Weise zusammengestellt ist, daß zu Beginn des Aufschmelzen der Bindephase sehr rasch bestimmte chemische Reaktionen eingeleitet werden, welche die Bildung einer diffusionshemmenden ochicht um dis Oberfläche der Hartstoffteilchen der Ausgangsmischung zur Folge haben. Die bewußte Auswahl der die Ausgangspulvermischung bildenden Bestandteile führt also dazu, daß sich im fertigen Hartmetall bzw. Hartmetallkörper kein metallurgisches Gleichgewicht einstellen kann. Dadurch wird erreicht, daß die für die vorgesehenen Anwendungen jeweils optimalen Eigenschaften der unterschiedlichen Hartstoffteilchun wie etwa die bekannte Verschleißfestigkeit des Titannitrids und die bekannte hervorragende Härte des Titancarbids - im fertigen Hartmetall erhalten bleiben. Durch die Einstellung des metallurgischen Gleichgewichts, die nach dem Stand der Technik üblicherweise gegeben ist, wurden diese individuellen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Haitstoffteilchen zumindest teilweise verloren gehen.

Die Erfindung besteht also im Gegensatz zum bekannten Stand der Technik darin, daß ausdrücklich kein metallurgisches Gleichgewicht angestrebt wird und vorliegt.

Der Freiflächenverschleiß VB beträgt für das herkömmliche Hartmetall (links) 450μηι und wird mit zunehmendem Gehalt an Ti₇AIN geringer (Mitte und rechte Seite der Darstellung). Während die Kolktiefe KT durch das Zusetzen von Ti₂AIN nicht verbessert werden konnte, nimmt der festgestellte Freiflächenverschleiß VB mit zunehmenden Ti₂AIN-Gehalt von etwa 450 auf 280pmab.

In Fig.2 ist die Schlagzahl von 10 Schneiden für die drei zuvor erwähnten Hartmetalle dargestellt. Der Schneidversuch wurde an einer Welle aus dem Werkstückstoff CK45N durchgeführt, und zwar mit einer Schnittgeschwindigkeit von 200m/min bei einem Produkt aus Schnittiefe und Vorschub von 2,5 mm χ 0,2 mm/U.

Während das herkömmliche Hartmetall (links) nur eine Schlagzahl von etwa 10000 erreicht, wird durch das Zusetzen von 0,6% Ti₂AIN bereits eine Verdopplung der Schlagzahl auf 20000 erzielt; demgegenüber hält das Hartmetall, dessen Ausgangsmischung 2,2% Ti₂AIN zugesetzt worden ist (rechter Block in der Darstellung) sogar 160000 Schlagen stand. Beim Drehen im unterbrochenen Schnitt sind die erfindungsgemäß ausgebildeten Hartmetalle dem herkömmlichen Hartmetali also deutlich überlegen.

Beim Fräsen (vgl. Fig.3) kann mit einem Werkzeug bzw. einer Schneidplatte aus einem erfindungsgemäß ausgebildeten Hartmetall im Vergleich zu einem Werkzeug aus herkömmlichem Hartmetall eine erheblich größere Schnittleistung erbracht werden: Durch Zusatz von 0,6 bzw. 2,2% Ti₂AIN erhöht sich der erzielte Fräsweg von etwa 800mm auf 1200mm bzw. 1600mm.

Die Fräsversuche, deren Ergebnis in der Zeichnung in Form des Fräsweges LF (in mm) festgehalten ist, wurden-an einer Welle aus vergütetem Stahl 42CrMo4 bei einer Schnittgeschwindigkeit von 250m/min durchgeführt; das zugehörige Produkt aus Schnittiefe, Spanungsquerschnitt und Vorschub pro Zahn liegt bei 1,0mm x 120mm χ 0,1 mm/Zahn.

Werkzeuge bzw. Schneidplatten aus Hartmetall, dessen Ausgangsmischi'ig alumlniumhaltige Komplexnitride zugesetzt

worden sind, sind somit -wie die Versuchsergebnissn belegen - L füglich der Schnittleistung insbesondere beim Drohen im unterbrochenen Schnitt und beim Fräsen den Werkzeuge, ι b^»v. Schneidplatte!), die aus herkömmlichen Hartmetallen hergestellt worden sind, deutlich überlegen.

Fig.4 zeigt eine Tabelle mit acht Ausführungsbeispielen fü· die Zusammensetzung der Ausgangspulvermischung des erfindungsgemäßen Hartmetallkörpers.

Bei den Hartmetallen Nr. 1 bis 4 werden - mit Ausnahme des Komplexcarbids/-nitrids - zur Herstellung des gesinterten Hartmetallkörpers ausschließlich Pulve.· in Form der reinen Komponenten (z. B. TiC, TiN, WC usw.) verwendet Für die Herstellung der Hartmetalle Nr. 5 bis 8 wurden pulverförmige Vorlegierungen (z. B. Ti(N, C), (W, Ti, Ta, Nb) C) eingesetzt. Diese Herstellur, jsvariante hat den Vorteil, daß, im Vergleich zur Herstellung des gesinterten Hartmetalls cus den reinen Komponenten, infolge eines geringeren Bedarf an chemischen Reaktionen zwischen den einzelnen Bestandteilen der Ausgangspulvermischung, ein Produkt mit deutlich verbesserter Qualität geschaffen werden kann. Bei allen %-angaben handelt es sich um Massengehaits-%.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Hartmetallkörpers, der aus zumindest einem Hartstoff aus dem Bereich der Carbide, Nitride und/oder Carbonitride der Übergangsmetalle der Gruppen 4, 5 und/oder 6 des Periodensystems besteht und wenigstens eines der Bindermetalle Eisen, Nickel und Cobalt enthält, wobei der Hartstoff als Carbid und/oder Mischcarbid und/oder Nitrid und/oder Mischnitrid in Form kubischer Kristalle bzw. Mischkristalle vorliegt und durch Mischen sowie Mahlen pulverförmiger Ausgangsstoffe und durch Verpressen und anschließendes Sintern der Ausgangspulvermischung hergestellt wird, dadurch gekennzeichnet, daß der Ausgangspulvermischung zumindest ein Komplexcarbid und/oder -nitrid beigegeber, wird, das zu Beginn des Aufschmelzens der Bindephase unter Bildung eines Übergangsmetallcarbides und/ oder -nitrides zerfällt und unter Bildung einer diffusionshemmenden Schicht auf die Oberfläche der Hartstoffteilchen der Ausgangspulvermischung aufwächst.

2. Verfahren nach Anspruch I, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 3% Massenanteile- bezogen auf die gesamte Ausgangspulvermischung - Komplexcarbid und/oder -nitrid beigegeben werden.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Ausgangspulvermischung ein aluminiumhaltiges Komplexmtrid bzw. aluminiumhaltiges Komplexcarbid zugesetzt wird.

4. Verfahren nach zumindest einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Ausgangspulvermischung ein aluminiumhaltiges Komplexnitrid bzw. aluminiumhaltiges Komplexcarbid aus der Familie der Η-Phasen zugesetzt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß Ti₂AIN, Ti₂AIC, V₂AIC, Nb₂AIC, Ta₂AIC oder Cr₂AIC zugeset7t wird.

6. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Ausgangspulvermischung ein aluminiumhaltiges Komplexnitrid oder aluminiumhaltiges Komplexcarbid aus der Familie der Chi-Phasen zugesetzt wird.

7. Verfahren nach A\nspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß Nb₃AI₂C, Ta₃AI₂C, Nb₃AIN oder Mo₃AI₂C zugesetzt wird.

8. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Ausgangspulvermischung'ein aluminiumhaltiges Komplexnitrid oder aluminiumhaltiges Komplexcarbid a\js der Familie der Kappa-Phasen zugesetzt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß Mo-Ni-Al-C, Mo-Co-Al-C, Mo-Mn-Al-C, W-Mn-Al-C oder W-Fe-Al-C zugesetzt wird.

10. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß das aluminiumhaltige Komplexcarbid bzw. aluminiumhaltige Komplexnitrid in einer solchen Menge zugesetzt wird, daß im gesinterten Hartmetallkörper der Aluminiumgehalt im Bindermetall 20% Massenanteile, vorzugsweise 10% Massenanteile, nicht übersteigt.

11. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß das aluminiumhaltige Komplexcarbid bzw. aluminiumhaltige Komplexnitrid in einer solchen Menge zugesetzt wird, daß im gesinterten Hartmetallkörper der Aluminiumgehalt im Bindermetall 2 bis 8 Ma.-% nicht übersteigt.

12. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß eines oder mehrere der folgenden Komplexcarbide oder -nitride der Ausgangspulvermischung beigegeben wird bzw. werden: Ti₂AIN, Ti₂AIC, V₂AIC, Nb₂AIC, Ta₂AIC, Cr₂AIC, Nb₃AI₂C, Ta₃AI₂C, Nb₃AIN, Mo₃AI₂C, MoCr₂AI₂C, Mo-Ni-Al-C, Mo-Co-Al-C, Mo-Mn-Al-C, W-Mn-Al-C, W-Fe-Al-C, NbCrN, TaCrN, V₅Si₃N₁ _ _x, Mo₅Si₃C_0-6, Ni-Mo-N.

13. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß eines oder mehrere der folgenden Komplexcarbide oder -nitride zugegeben wird/werden: Ti₂AIC, Ti₂AIN, V₂AIC, Nb₂AIC, Ta₂AIC, NbCrN, TaCrN.

14. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß eines oder mehrere der folgenden Komplexcarbide oder -nitride zugegeben wird/werden: Ti₂AIC₁Ti₂AIN, V₂AiC, Ta₂AIC.

15. Gesinterter Hartmetallkörper, der zumindest aus einem Hartstoff aus dem Bereich der Carbide, Nitride und/oder Carbonitride der Übergangsmetalle der Gruppen 4,5 und/oder 6 des Periodensystems besteht und wenigstens eines der Bindermetalle Eisen, Nickel und Cobalt enthält, wobei de Hartstoff als Carbid und/oder Mischcarbid und/oder Nitrid und/oder Mischnitrid in Form kubischer Kristalle bzw. Mischkristalle vorliegt, dadurch gekennzeichnet, daß die Hartstoffe der Ausgangspulvermischung im wesentlichen in ihrer ursprünglichen Zusammensetzung enthalten sind.

16. Gesinterter Hartmetallkörper nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Hartstoffe der Ausgangspulvermischung von einer diffusionshemmenden Hülle aus epitaktisch an ihrer Oberfläche niedergeschlagenen Monocarbiden und/oder -nitriden und/oder Mischcarbiden und/ oder Mischnitriden umgeben sind.

17. Gesinterter Hartmetallkörper nach Anspruch 15 und 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Komplexcarbid- und/oder Komplexnitrid-Anteil an der gesamten Ausgangsmischung vor dem Sintern maximal 3% Gewichtsanteile beträgt. _e

18. Gesinterter Hartmetallkörper nach den Ansprüchen 15 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß im gesinterten Hartmetallkörper der Aluminiumgehalt im Bindermetall 20% Gewichtsanteile, vorzugsweise 10% Gewichtsanteile, nioht übersteigt.

19. Gesinterter Hartmetallkörper nach einem der Ansprüche 15 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß im gesinterten Hartmetallkörper der Aluminiumgehalt im Bindermetall 2% bis 8% Gewichtsanteile nicht übersteigt.