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Die
Erfindung betrifft ein feinkörniges,
Chrom enthaltendes Sinterhartmetall, bestehend aus einer ersten
Phase auf Basis von Wolframcarbid (WC), die mittels einer zweiten
Phase aus einem metallischen Binder auf Basis von Co oder CoNiFe
gebunden ist, und aus mindestens einer zusätzlichen Phase, die mindestens ein
Carbid oder Mischcarbid von Tantal umfaßt.
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Solche
Mehrphasen-Hartmetalle sind seit langem bekannt, wobei man die Hartmetallsorten
nach dem für
jeden Verwendungszweck verschieden gewählten Kompromiß physikalischer
Eigenschaften (Härte,
Biegebruchfestigkeit, Druckfestigkeit, Elastizitätsmodul etc.) unterscheidet.
So werden die Hartmetalle nach der internationalen Norm ISO/Tc29
eingeteilt in die für
Zerspanungszwecke geeigneten P-, M- und K-Sorten und die vorzugsweise
für spanlose
Formgebung und Verschleißteile
geeigneten G-Sorten,
die unterschiedliche Gehalte an Bindermetall und unterschiedliche
Gehalte an Zusatzcarbiden, neben dem Hauptbestandteil Wolframcarbid,
aufweisen. Je härter
eine Hartmetallsorte ist, um so besser ist die Verschleißfestigkeit,
um so schlechter aber die Biegebruchfestigkeit.
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Bei
Hartmetallen für
Zerspanungszwecke wird die Güte
einer Hartmetallsorte ganz wesentlich durch ihre Hochtemperatureigenschaften
bestimmt. Die Härte
der Hartmetalle sinkt mit steigender Temperatur teilweise dramatisch
ab, gleichzeitig steigen schädliche
Zunder- und Diffusionsvorgänge
an, und das Verformungsverhalten von aus dem Hartmetall hergestellten
Schneideinsätzen
oder sonstigen Körpern ändert sich ebenfalls
drastisch.
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So
besitzt ein einfaches WC-Co-Hartmetall mit einem Kobaltanteil von
etwa 10 % bei 800°C
nur noch etwa ein Drittel seiner Härte bei Raumtemperatur, während ein
P10-Hartmetall,
das Zusätze
von TiC und (Ta, Nb)C enthält,
noch etwa die Hälfte
seiner Härte
bei Raumtemperatur aufweist.
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Schließlich werden
die mechanischen Eigenschaften der Sinterhartmetalle durch die Art
und Weise ihrer pulvermetallurgischen Herstellung beeinflußt. Ein
beim Sintern und Heißisostatisch-Verpressen
(HIPping) der entsprechenden Grünlinge
nahezu unvermeidliches Kornwachstum wirkt sich negativ auf die Biegebruchfestigkeit
des gesinterten Hartmetalls aus. Deshalb werden bestimmte Carbide
als Kornwachstumsinhibitoren dem Ausgangspulvergemisch zugemischt.
Die am häufigsten
verwendeten Kornwachstumsinhibitoren sind Tantal-, Chrom- und Vanadiumcarbid,
wobei Tantalcarbid wegen der natürlichen
Vergesellschaftung der Metalle Tantal und Niob, und aus Kostengründen, in
der Regel als (Ta, Nb)C-Mischcarbid eingesetzt wird. Die Wirksamkeit
der drei genannten, üblichen
Kornwachstumsinhibitoren nimmt in der genannten Reihenfolge von
Ta über
Cr zu V zu.
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Die
Komplexität
der bei der Hartmetallherstellung ablaufenden Vorgänge wird
dadurch weiter erhöht, daß sowohl
Wolfram aus dem Wolframcarbid als auch die Metalle der Kornwachstumsinhibitoren
in die Binderphase eindiffundieren und sich darin unter Bildung
einer festen Lösung
lösen.
Da die Löslichkeit
dieser Metalle im Bindermetall bei höherer Temperatur natürlich größer ist
als bei Raumtemperatur, kann die Löslichkeit, also die bei einer
bestimmten Temperatur größtmögliche gelöste Konzentration, überschritten
werden, wodurch die überschüssige, nicht
mehr lösliche
Menge wieder aus der Binderphase ausgeschieden wird oder sich auf
der Oberfläche
der WC-Körner
abscheidet. Eine solche Abscheidung verschlechtert aber die Benetzung
der Körner
mit dem Bindermetall, und dies wiederum führt zu einer Verschlechterung
der Biegebruchfestigkeit. Dem Fachmann war und ist also bewußt, daß Kornwachstumsinhibitoren nur
in sehr geringer Menge eingesetzt werden sollten, um einen möglichst
guten Kompromiß zwischen
der Verhinderung des Kornwachstums beim Sintern und der Verschlechterung
der Benetzung der WC-Körner
mit Bindermetall zu erzielen.
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Zunächst lag
es nahe, dem Kornwachstum auch dadurch entgegenzuwirken, daß man von
vorneherein feinteiligere Ausgangspulver verwendete, also anstelle
grober (2,5 bis 6,0 μm)
oder mittelgrober Teilchen (1,3 bis 2,5 μm) feine (0,8 bis 1,3 μm), feinste
(0,5 bis 0,8 μm),
ultrafeine (0,2 bis 0,5 μm)
oder sogar Nano-Teilchen (< 0,2 μm) für die Herstellung
des Ausgangspulvergemisches zu verwenden, auch wenn die Pulver mit zunehmender
Feinheit teurer werden und zusätzliche
Schwierigkeiten bei der Handhabbarkeit und bei der Herstellung der
Grünlinge
verursachen. Mit der Verwendung feinerer Ausgangsteilchen würde man
einen Teil der Kornwachstumsinhibitoren überflüssig werden lassen. Dieser
Weg wurde, auf unterschiedliche Weise, beschritten durch die
US-PS 5 918 102 und die
DE-PS 40 00 223.
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Gemäß der
US-PS 5 918 102 wird ein
Pulvergemisch aus ultrafeinem WC und 6 bis 15 Gew.-% Bindermetall
verwendet, dem bis zu etwa 1 Gew.-%. Kornwachstumsinhibitoren in
Form von einem oder mehreren der Carbide TiC, TaC, NbC, HfC, ZrC,
Mo
2C und VC zugesetzt werden.
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Die
DE-PS 40 00 223 beschreibt einen Mikrobohrer aus Hartmetall auf
Basis von WC und Co, der zur Herstellung feinster Löcher in
Leiterplatten bestimmt ist und aus feinstem Wolframcarbidpulver
mit einer mittleren Teilchengröße von 0,6 μm hergestellt
wird, dem 4 bis 10 Gew.-% (Cr + V), bezogen auf das Gesamtgewicht
der Binderlegierung auf Basis von Kobalt, zugesetzt werden, weil
die Verfasser dieser Druckschrift herausgefunden haben, daß das Kornwachstum
von Wolframcarbid durch Zugabe einer derartigen Menge an V und Cr
wirksamer verhindert werden kann als durch Zugabe von Tantalcarbid.
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Es
hat sich jedoch gezeigt, daß die
in den beiden Patenten genannten Hartmetallsorten für Zerspanungszwecke,
insbesondere für
die Zerspanung von Stahl, deshalb weniger geeignet sind, weil sie
nicht über die
notwendigen Hochtemperatur eigenschaften (Warmhärte, Zunder- und Diffusionsbeständigkeit,
Verschleißverhalten
im Zerspanungstest) verfügen.
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Aus
DD 267063 A1 ist
ein Sinterhartmetall mit einem Binder auf Basis von Co bekannt,
bei dem der Ta-Gehalt 0,56%, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten
Hartmetalls, beträgt
und die Binderphase neben Co die Metalle W, Cr, Cu und Ta in fester
Lösung
enthält.
Die Korngröße des WC
nach dem Sintern ist nicht angegeben. Eine lichtmikroskopisch sichtbare
TaC-Phase ist nicht erwähnt.
Aus den angegebenen Mengenverhältnissen
und der Tatsache, daß TaC
kein zwingender Bestandteil ist, kann geschlossen werden, daß TaC hier
als üblicher
Kornwachstumsinhibitor in der dafür erforderlichen Menge zugesetzt
worden ist.
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Auch
aus JP 3-24922 A1 ist ein Sinterhartmetall bekannt, dem TaC als
Kornwachstumsinhibitor zugegeben werden kann. Als Binder wird eine
Co-Cr-Legierung verwendet, und die durchschnittliche Korngröße des Hauptbestandteils
WC liegt nach dem Sintern unterhalb von 0,8 μm. Eine lichtmikroskopisch sichtbare TaC-Phase
ist darin nicht beschrieben.
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In
EP 214 679 A1 wird
ein Sinterhartmetall auf Basis von WC, einem Ni-Co-Cr-Binder und einem
oder mehreren weiteren Carbiden beschrieben, wobei 15-60 Gew.-%
der vereinten Hartstoffphasen aus TaC bestehen können. WC-Korngrößen sind
nur für
das Ausgangsmaterial angegeben.
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Der
Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, neue, feinkörnige und
zugleich korrosionsfeste Sinterhartmetallsorten mit verbesserten
Hochtemperatureigenschaften, insbesondere mit verbessertem Verschleißverhalten
im Zerspanungstest, bereitzustellen, die für Zerspanungszwecke aller Art
eingesetzt und insbesondere zur Herstellung von Schneideinsätzen und
anderen Schneidwerkzeugen, aber auch zur Herstellung stark beanspruchter
Verschleißteile,
wie z.B. Walzen verwendet werden können.
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Diese
Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch
ein feinkörniges,
Chrom enthaltendes Sinterhartmetall, bestehend aus einer ersten
Phase auf Basis von Wolframcarbid (WC), die mittels einer zweiten
Phase aus einem metallischen Binder auf Basis von Co oder CoNiFe
gebunden ist, und aus mindestens einer zusätzlichen Phase, die mindestens
ein Carbid oder Mischcarbid von Tantal umfaßt, bei dem das Sinterhartmetall etwa
0,3 bis 4 % Ta, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls
enthält,
das WC eine Korngröße von zwischen
0,1 und 1,3 μm
besitzt, die Binderphase die Metalle W, Cr und Ta in fester Lösung enthält und mindestens
eine zusätzliche
Phase eine lichtmikroskopisch sichtbare TaC- oder Tantalmischcarbid-Phase ist.
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Mit
der Erfindung ist es überraschenderweise
gelungen, erstmals ein feinkörniges,
chromhaltiges Sinterhartmetall bereitzustellen, bei dem durch wirksame
Unterdrückung
oder Begrenzung des Kornwachstums einerseits durch Zugabe eines
an sich bekannten Kornwachstumsinhibitors, nämlich TaC bzw. (Ta,Nb)C, und andererseits
durch Verwendung von feinem, feinstem und/oder ultrafeinem Wolframcarbidpulver
ein guter Kompromiß zwischen
Härte und
Biegebruchfestigkeit erzielt wird und bei dem darüber hinaus
durch Zugabe von Tantal in relativ großen Mengen von bis zu etwa
4 Massen % bei gleichzeitiger Anwesenheit von Chrom die Löslichkeit
des Tantals in der Binderphase bei Raumtemperatur überschritten
wird, so daß eine
zusätzliche Phase
ausgeschieden wird, die eine im gesinterten Hartmetall lichtmikroskopisch
sichtbare TaC-Phase umfaßt.
Durch die Sättigung
der Binderphase mit Ta und die gleichzeitige Anwesenheit von Chrom
in der festen Lösung
der Binderphase, und durch die Ausscheidung der zusätzlichen
TaC-Phase in Form einer diskreten, lichtmikroskopisch sichtbaren
Phase, werden das Verformungsverhalten, die Zunder- und Diffusions beständigkeit,
vor allem aber die Hochtemperatureigenschaften des erfindungsgemäßen Hartmetalls
und der daraus hergestellten Formkörper derart verbessert, daß die erfindungsgemäßen Hartmetallsorten – anders
als die aus der DE-PS 40 00 223 und der
US-PS 5 918 102 bekannten Sorten – auch und
insbesondere für
Zerspanungszwecke verwendet werden können, bei denen extrem hohe
Temperaturen und starke Temperaturwechselbeanspruchungen auftreten
können.
Damit werden die bisher bekannten Anwendungsfelder für feinste
und ultrafeine Sinterhartmetalle im Gebiet der spanabhebenden Metallbearbeitung
erheblich erweitert, was für
die Fachwelt mit Rücksicht
auf den Stand der Technik völlig überraschend
ist.
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Zur
Herstellung des Sinterhartmetalls, vorzugsweise in Form eines dreidimensionalen
Körpers,
beispielsweise eines Schneideinsatzes, werden feinteilige pulverförmige Ausgangsstoffe,
die WC als Hauptbestandteil, Co oder CoNiFe als Binder und Verbindungen
von Cr und Ta sowie gegebenenfalls V und/oder Nb einschließen, in
einer Kugelmühle
oder einem Attritor unter Zugabe von Kohlenstoff oder Wolfram und üblichen Mahl-
und/oder Sinterhilfsmitteln vermahlen, zu einem Grünling gewünschter
Form verpreßt
und anschließend gesintert
und gegebenenfalls mit einer harten, verschleißfesten Beschichtung versehen,
wobei nur feinste und ultrafeine Wolframcarbidsorten mit Korngrößen von
zwischen etwa 0,1 und 0,8 μm
verwendet werden und wobei Cr und Ta sowie gegebenenfalls V und/oder
Nb dem Pulvergemisch in Mengen zugegeben werden, die die Löslichkeit
dieser Metalle in der Binderphase bei Raumtemperatur übersteigen.
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Die
Löslichkeit
des Tantals in der Binderphase bei Raumtemperatur ist bei etwa 0,3
%, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, bereits überschritten.
Daraus ergibt sich die Untergrenze des beanspruchten Tantalgehalts.
Die Obergrenze von etwa 4 % Tantal sollte nicht überschritten werden, weil sonst
die Gefahr von Gefügeänderungen
im gesinterten Hartmetall entsteht, die die guten Hochtemperatureigenschaften
des Sinterhartmetalls wieder verschlechtern können.
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Die
besten Ergebnisse konnten mit einem Tantalgehalt von etwa 0,8 bis
1,2 %, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls,
erzielt werden.
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Aus
Kostengründen
ist es vorteilhaft, ein Tantal zu verwenden, bei dem bis zu 50 Masse-%
durch Niob ersetzt sind. In diesem Falle ist in der Binderphase
auf Basis von Co oder CoNiFe neben den Metallen W und Cr nicht nur
Tantal, sondern auch Niob in fester Lösung gelöst enthalten, und die mindestens
eine zusätzliche Phase
umfaßt
dann neben der TaC-Phase auch eine lichtmikroskopisch sichtbare
(Ta, Nb)C-Phase. Das erfindungsgemäße Sinterhartmetall kann also
bis zu etwa 2 % Nb, vorzugsweise etwa 0,4 bis 0,6 % Nb, bezogen auf
die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, enthalten.
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Die
Korngröße der WC-Körner im
gesinterten Hartmetall liegt erfindungsgemäß zwischen 0,1 und 1,3 μm, vorzugsweise
zwischen etwa 0,3 und 0,6 μm.
Bis zu 3 Massen-%
des Wolframcarbids können
durch mindestens einen Hartstoff ersetzt sein, der ausgewählt ist
aus den Carbiden, Nitriden, Carbonitriden, einschließlich ihrer
Gemische und festen Lösungen,
der Metalle Titan, Zirkonium, Hafnium und Molybdän.
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Zur
Herstellung der erfindungsgemäßen Sinterhartmetalle
können
mit Vorteil auch solche handelsüblichen
WC-Sorten verwendet werden, die mit einem oder mehreren Kornwachstumsinhibitoren
dotiert sind, beispielsweise mit Chromcarbid (Cr3C2) und/oder mit Vanadiumcarbid (VC). Besonders
bevorzugt ist die Verwendung solcher WC-Sorten, die bis zu 0,6 Gew.-%
Cr3C2 und/oder bis
zu 0,4 Gew.-% VC enthalten.
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Die
Binderphase macht bei dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall vorzugsweise
etwa 3 bis 18 % der Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls aus.
Wenn der Anteil über
18 % liegt, leidet darunter die Härte, und wenn der Anteil unterhalb
von etwa 3 % liegt, sinkt die Biegebruchfestigkeit des gesinterten
Hartmetalls.
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Die
Binderphase kann bis zu 20 % Wolfram enthalten, bezogen auf ihre
Masse und in fester Lösung gelöst. Der
Chromgehalt des gesinterten Hartmetalls beträgt etwa 1 bis 40 %, bezogen
auf die Gesamtmasse der Binderphase. Besonders bevorzugte Bereiche
des Chromgehaltes liegen bei etwa 6 bis 12 % und bei etwa 17 bis
30 %, jeweils bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase. Wenn
der Chromgehalt innerhalb des Fensters von etwa 6 bis 12 % liegt,
bildet sich im erfindungsgemäßen Sinterhartmetall
keine zusätzliche
(Cr, Co)-reiche Mischcarbidphase aus. Liegt der Chromgehalt dagegen
im Fenster zwischen etwa 17 und 30 %, dann bildet sich eine zusätzliche
(Cr, Co)-reiche Mischcarbidphase aus, wobei die Bruchzähigkeitswerte
innerhalb beider Chromgehaltsfenster hoch sind. Überraschenderweise fällt die
Biegebruchfestigkeit im dazwischenliegenden Bereich oberhalb von
12 % und unterhalb von 17 % Chrom aus Gründen, für die es bisher keine Erklärung gibt,
steil ab. Die Hochtemperatureigenschaften des Sinterhartmetalls
sind jedoch über
den gesamten Bereich besser als diejenigen der bekannten feinen
bis ultrafeinen Sinterhartmetalle.
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Eine
besonders bevorzugte Ausführungsform
des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls
enthält
zusätzlich
noch bis zu 8 % Vanadium, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase,
besonders bevorzugt mindestens 2 % V. In diesem Falle enthält die Binderphase
zusätzlich
in der aus Kobalt und den übrigen
genannten Metallen oder aus CoNiFe und den genannten Metallen bestehenden
festen Lösung
gelöstes
Vanadium.
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Wenn
die Löslichkeit
von Vanadium in der Binderphase bei Raumtemperatur überschritten
wird, werden weitere lichtmikroskopisch sichtbare Phasen ausgeschieden:
Die mindestens eine zusätzliche
Phase umfaßt
dann mindestens noch eine der Phasen (Ta, V)C und (Ta, Nb, V)C.
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Dabei
wird erfindungsgemäß grundsätzlich bevorzugt,
daß die
in der Binderphase gelösten
Metalle, mit Ausnahme von Wolfram, in einer Menge in der Binderphase
gelöst
sind, die ihrer jeweiligen Löslichkeit
in der Binderphase bei Raumtemperatur entspricht, also ihrer jeweiligen
Maximalkonzentration unter den gegebenen Verhältnissen und bei Raumtemperatur.
Lediglich der in der Binderphase gelöste Anteil des Wolframs ist
vorzugsweise auf maximal 20 %, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase,
beschränkt.
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Die
Porosität
des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls
liegt vorzugsweise unterhalb des Grades A 02.
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Vorzugsweise
ist das erfindungsgemäße Sinterhartmetall
mit einer harten, durch physikalische oder chemische Dampfabscheidung
(PVD oder CVD) aufgebrachten verschleißfesten Beschichtung versehen,
die üblicherweise,
wie bei bekannten Sinterhartmetallsorten, aus einer oder mehreren
Schichten beispielsweise aus TiC, TiN, TiCN, TiAlN und/oder Al2O3 besteht.
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Bei
der Herstellung der erfindungsgemäßen Sinterhartmetalle werden
die Metalle Chrom und Tantal sowie gegebenenfalls Vanadium und/oder
Niob dem Ausgangspulvergemisch vorzugsweise einzeln oder in fester
Lösung
in Form von Carbiden und/oder Oxiden zugegeben.
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Die
dem Ausgangspulvergemisch zuzugebende Menge an Kohlenstoff oder
Wolfram ist dem Fachmann auf dem vorliegenden Gebiet bekannt und
geläufig,
da das Produkt aus W und C im kobaltreichen Mischkristall der Bindephase
immer konstant bleibt. Die zuzugebenden Mengen sind so zu wählen, daß weder
spröde η-Phase noch
freier Kohlenstoff entsteht.
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Vorzugsweise
wird das erfindungsgemäße Hartmetall
verwendet, um daraus Schneidwerkzeuge mit einer Spanfläche und
einer Freifläche
und mit einer Schneidkante am Zusammentreffen von Spanfläche und Freifläche herzustellen,
besonders bevorzugt in Form eines Bohrers, Bits, Fräsers oder
eines Teils dieser Werkzeuge, in Form eines Schneideinsatzes oder
einer Wendeschneidplatte. Aber auch Werkzeuge für die spanlose Formgebung und
Verschleißteile
wie Rollen und Walzen können
mit besonderem Vorteil aus den erfindungsgemäßen Sinterhartmetallsorten
hergestellt werden.
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Somit
umfaßt
die Erfindung unter anderem folgende Ausführungsformen eines feinkörnigen,
Chrom und Tantal enthaltenden Sinterhartmetalls:
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I. Gruppe
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- Eingesetzte Hartstoffkombination: WC+Cr3C2+TaC
- Binderphase: W+Cr+Ta, gelöst
in Co oder in CoNiFe, wobei Ta und Cr bis zu ihrer jeweiligen Löslichkeitsgrenze
bei Raumtemperatur gelöst
sind
- Zusätzliche,
lichtmikroskopisch sichtbare Phase: TaC
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II. Gruppe
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- Eingesetzte Hartstoffkombination: WC+Cr3C2+(Ta, Nb)C oder TaC + NbC
- Binderphase: W+Cr+Ta+Nb, gelöst
in Co oder CoNiFe, wobei Ta, Nb und Cr bis zu ihrer jeweiligen Löslichkeitsgrenze
bei Raumtemperatur gelöst
sind
- Zusätzliche,
lichtmikroskopisch sichtbare Phase: TaC+(Ta, Nb)C
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III. Gruppe
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- Eingesetzte Hartstoffkombination: WC+Cr3C2+TaC+VC
- Binderphase: W+Cr+Ta+V, gelöst
in Co oder CoNiFe, wobei Ta, Cr und V bis zu ihrer jeweiligen Löslichkeitsgrenze
bei Raumtemperatur gelöst
sind
- Zusätzliche,
lichtmikroskopisch sichtbare Phase: TaC+ (Ta, V)C
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IV. Gruppe
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- Eingesetzte Hartstoffkombination: WC+Cr3C2+VC+(Ta, Nb)C oder TaC + NbC
- Binderphase: W+Cr+Ta+Nb+V, gelöst in Co oder CoNiFe, wobei
Ta, Nb, Cr und V jeweils bis zu ihrer Löslichkeitsgrenze bei Raumtemperatur
gelöst
sind
- Zusätzliche,
lichtmikroskopisch sichtbare Phase: TaC+ (Ta, V)C+(Ta, Nb, V)C
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V. bis VIII. Gruppe
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- Wie I. bis IV. Gruppe, jedoch jeweils mit einer weiteren
zusätzlichen,
lichtmikroskopisch sichtbaren Phase aus (Cr, Co)-reichen MxCy-Carbiden
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IX, bis XVI. Gruppe
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- Wie I. bis VIII. Gruppe, jedoch mit einem zusätzlichen
Anteil von bis zu 3 Masse-%, bezogen auf die Masse des Wolframcarbids,
an mindestens einem Hartstoff, der ausgewählt ist aus den Carbiden, Nitriden,
Carbonitriden, einschließlich
ihrer Gemische und festen Lösungen,
der Metalle Ti, Zr, Hf und Mo.
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Für alle diese
Ausführungsformen
gelten die in den Patentansprüchen
angegebenen Korngrößen und Mengenverhältnisse.
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Die
Erfindung wird nachfolgend anhand von Schliffbildern, Graphen und
Ausführungsbeispielen
näher erläutert:
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Die 1 und 2 sind
Photographien lichtmikroskopischer Vergrößerungen (200-fach) geätzter Mikroschliffe
von Ausführungsformen
des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls,
die die Ausbildung mindestens einer zusätzlichen, lichtmikroskopisch
sichtbaren Phase aus (Ta, V)C und/oder (Ta, Nb, V)C, welche hier
als "δ-Phase" bezeichnet werden,
sowie deren gleichförmige
Verteilung über
den Querschnitt des Sinterhartmetalls zeigen.
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In 2 ist
zusätzlich
zur δ-Phase
die Ausbildung einer Phase aus (Cr, Co)-reichen Mischcarbiden der allgemeinen
Formel MxCy gut
zu erkennen.
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3 ist
ein Diagramm, bei dem für
drei verschiedene erfindungsgemäße Sinterhartmetallsorten
mit unterschiedlichen Binderphasen, nämlich (1) Cr+Ta bis zu ihrer
Löslichkeitsgrenze
bei Raumtemperatur in Co gelöst,
(2) V+Cr+Ta bis zu ihrer Löslichkeitsgrenze
bei Raumtemperatur in Co gelöst
und (3) Cr+Ta bis zu ihrer Löslichkeitsgrenze
bei Raumtemperatur in CoNiFe gelöst,
die Biegebruchfestigkeit (TRS), gemessen in MPa (Ordinate), des
gesinterten Hartmetalls gegen den Chromgehalt der Binderphase, angegeben
in Masse-% (Abszisse), aufgetragen ist.
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Aus
dem erstaunlichen Verlauf der drei Graphen der 3 ergibt
sich, daß ein
Chromgehalt, der zwischen etwa 12 und 17 Massen-% liegt, zu Biegebruchfestigkeiten
führt,
die deutlich unter den Biegebruchfestigkeiten sowohl für Chromgehalte < 12 % als auch für Chromgehalte > 17 % liegen. Ausgehend
von den Grenzen des genannten Fensters, steigen die Biegebruchfestigkeiten überraschenderweise
in beiden Richtungen steil an, sowohl in Richtung auf niedrigere
Chromgehalte als auch in Richtung auf höhere Chromgehalte.
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Obwohl
die Binderlegierungen, die nur Chrom und Tantal neben dem Bindermetall
Kobalt oder CoNiFe enthalten, und die Binderlegierung, die zusätzlich noch
Vanadium in fester Lösung
enthält
(wobei in allen Fällen
bis zu 50 Massen-% des Tantals durch Niob ersetzt sein können), sich
prinzipiell in gleicher Weise bei Änderung des Chromgehalts verhalten,
ist der 3 unmittelbar zu entnehmen,
daß die
Vanadium enthaltende Binderphase auf deutlich niedrigerem Niveau
hinsichtlich der erreichten Werte für die Biegebruchfestigkeit liegt.
Aus diesem Grunde werden erfindungsgemäß Chromgehalte ≥ 17 Massen-%
für diejenigen
erfindungsgemäßen Hartmetallsorten
bevorzugt, die neben Chrom nur Tantal und gegebenenfalls Niob enthalten,
während
für diejenigen
Hartmetallsorten, die neben Chrom Tantal und Vanadium sowie gegebenenfalls
Niob enthalten, Chromgehalte von ≤ 12
Massen-% bevorzugt sind. Das Vorliegen einer zusätzlichen (Cr, Co)-reichen Mischcarbidphase
MxCy, wie in 2 zu
sehen, oder das Fehlen einer solchen (Cr, Co)-reichen Mischcarbidphase
MxCy, wie in 1 zu
sehen, scheint auf den Verlauf der TRS/Chromgehalt-Kurven keinen
Einfluß zu haben,
unabhängig
davon, ob das Sinterhartmetall zusätzlich Vanadium enthält oder
nicht.
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Schließlich wurde
festgestellt, daß die
erfindungsgemäßen Hartmetallsorten,
die kein Vanadium enthalten, bei Chrom-Gehalten von mehr als 13
Massen-% ihre höchsten
Härtewerte
erreichen, während
Hartmetallsorten, die zusätzlich
Vanadium enthalten, ihre größten Härtewerte
bei Chromgehalten von weniger als 8 Massen-% erreichen.
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Für die Herstellung
der erfindungsgemäßen Sinterhartmetalle
wurden die nachfolgend angegebenen pulverförmigen Rohstoffe verwendet.
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Bei
allen nachfolgenden Beispielen wurden die Rohstoffe 12 h in einem
Attritor oder einer Kugelmühle naß vermahlen
und anschließend
sprühgetrocknet.
Aus den vermahlenen und sprühgetrockneten
Pulvergemischen wurden dann Grünlinge
von Werkzeugen der jeweils angegebenen Geometrie gepreßt. Die
Grünlinge wurden
bei einer Temperatur von etwa 1420°C 60 Min. lang gesintert, wobei
alle Sinterhartmetalle eine Porosität von <A02 erreichten. Nach dem Abkühlen der
gesinterten Hartmetallformkörper
auf Raumtemperatur wurden die Hochtemperatureigenschaften der erhaltenen
Sinterhartmetalle mit Hilfe üblicher
Warmhärte-Tests (Zerspanungstests)
bestimmt.
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Außerdem wurde
die Vickers-Härte
(HV30), die Koerzitivkraft und die Biegebruchfestigkeit der erfindungsgemäßen und
einiger bekannter Hartmetallsorten bestimmt und miteinander verglichen.
In der folgenden Tabelle 1 ist die Zusammensetzung der untersuchten
Hartmetallsorten mit den jeweils gemessenen physikalischen bzw.
mechanischen Eigenschaften angegeben, wobei die Pulvergemische A
bis H, J bis P, R bis U, W und Y erfindungsgemäßen Hartmetallsorten entsprechen,
während
die Pulvergemische I, Q, V und X Gemische sind, die zu bekannten
Hartmetallsorten führen.
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Beispiel 1
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Aus
den Pulvergemischen X und Y wurden Schneideinsätze der Geometrie SPGN 120308F
hergestellt, die einem Zerspanungstest unter folgenden Bedingungen
unterworfen wurden:
Material des zu zerspanenden Werkstücks: Stahl
C45
Schnittgeschwindigkeit: 100 m/Min.
Vorschub: 0,15
mm/U
Schnittiefe: 1,0 mm
Kühlmittel: keines
Ergebnis:
Bis zum Erreichen eines maximal möglichen Verschleißes der
Freifläche
von 0,25 mm betrug die Standzeit des Schneideinsatzes aus dem Pulvergemisch
X (Stand der Technik) 6,4 Min., während die Standzeit des erfindungsgemäßen Schneideinsatzes
aus dem Pulvergemisch Y 9,6 Min. betrug, was einer Steigerung von
50 % entspricht.
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Weitere,
aus den Pulvergemischen X und Y hergestellte Schneideinsätze der
Geometrie SPGN120308F wurden einem Warmhärtetest unter den folgenden
Schnittbedingungen unterworfen:
Material des Werkstücks: Chromvanadiumstahl
50 CrV4
Schnittgeschwindigkeit ansteigend von 80 bis 120 m/Min.
mit Inkrementen von jeweils 10 m/Min.
Schnittdauer: jeweils
30 Sek., für
jede Schnittgeschwindigkeit
Vorschub: 0,3 mm/U
Schnittiefe:
2,0 mm
Kühlmittel:
keines
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Verschleiß der Freifläche [mm]
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Da
die Werkzeugtemperaturen mit steigender Schnittgeschwindigkeit ansteigen,
ergibt sich aus den vorstehenden Ergebnissen unmittelbar, daß die bekannten
Schneideinsätze
bei Überschreiten
einer Schnittgeschwindigkeit von 100 m/Min. versagten, während die
aus dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall
gefertigten Schneideinsätze
auch bei Schnittgeschwindigkeiten bis zu 120 m/Min. einsetzbar waren
und selbst bei derart hohen Schnittgeschwindigkeiten noch einen
geringeren Verschleiß zeigten
als die Schneideinsätze
aus dem bekannten Hartmetall bei geringeren Schnittgeschwindigkeiten.
Die Ergebnisse dieser Zerspanungs- bzw. Warmhärtetests bedeuten, daß die Hochtemperatureigenschaften
des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls
signifikant besser sind als diejenigen des bekannten Sinterhartmetalls.
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Die
miteinander verglichenen Hartmetallsorten X und Y unterscheiden
sich durch den Tantalgehalt der erfindungsgemäßen Sorte (vgl. Tabelle 1),
und damit durch die Zusammensetzung der Binderphase und durch die
nur bei der erfindungsgemäßen Sinterhartmetallsorte
vorhandene zusätzliche,
lichtmikroskopisch sichtbare TaC-Phase.
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Beispiel 2
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Es
wurden Bohrer hergestellt aus den Pulvergemischen V und W, wobei
nur W zu einem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall
führt.
Die Bohrer hatten einen Durchmesser von 8,5 mm, entsprachen DIN
6537K und gehörten
dem Typ SE-B221 an. Sie hatten eine PVD-Beschichtung aus TiN.
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Mit
diesen Bohrern wurde unter folgenden Bedingungen gebohrt:
Material
des Werkstücks:
Chrom-Molybdän-Stahl
vom Typ 42CrMo4V
Schnittgeschwindigkeit: 75 m/Min.
Vorschub:
0,21 mm/U
Lochtiefe: 30 mm
Verwendung eines externen Kühlmittels:
ja
Ergebnisse: Mit den Bohrern aus dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall
(Material W) konnten 2088 Löcher bis
zu einem Verschleiß von
0,15 mm gebohrt werden.
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Mit
den herkömmlichen
Bohrern aus dem Material V konnten nur 522 Löcher gebohrt werden; danach zeigte
die Schneidkante bereits Ausbrüche.
Dies bedeutet eine Verbesserung der Standzeit um 1566 Bohrlöcher oder
300 %, die mit den Bohrern aus dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall gegenüber dem
Material des Standes der Technik erreicht werden konnte.
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Beispiel 3
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Aus
den Pulvergemischen I, J und M wurden Radienfräser mit einem Durchmesser von
6 mm und mit jeweils zwei Schneiden hergestellt, die eine PVD-Beschichtung
aus TiAlN aufwiesen. Damit wurde unter folgenden Bedingungen gearbeitet:
Material
des Werkstücks:
Stahl Nr. 1.2379, gehärtet
bis zu einer Rockwell-C-Härte
von 55
Schnittgeschwindigkeiten:
120 m/Min. bis zu 32
m Fräslänge
160
m/Min. von 32 bis 64 m Fräslänge
200
m/Min. von 64 bis 118 m Fräslänge
Vorschub
je Schneide: 0,12 mm
Schnittiefe: 0,10 mm
Schnittbreite:
0,10 mm
Kühlmittel:
keines
Ergebnisse:
-
Auch
aus diesen Werten ergibt sich eine deutliche Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften der
aus dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall
hergestellten Fräswerkzeuge
im Vergleich mit den aus dem Material I hergestellten herkömmlichen
Werkzeugen.
-
Beispiel 4
-
Aus
den Pulvergemischen J, K und H wurden Radienfräser hergestellt, die jeweils
zwei Schneiden und einen Durchmesser von 6 mm aufwiesen und eine
PVD-Beschichtung aus TiAlN hatten. Diese Fräser wurden unter folgenden
Bedingungen getestet:
Material des Werkstücks: Stahl der Nr. 1.2379,
gehärtet
bis zu einer Rockwell C-Härte von
55
Schnittgeschwindigkeit: 160 m/Min.
Vorschub je Schneide:
0,10 mm
Schnittiefe: 0,30 mm
Schnittbreite 0,30 mm
Kühlmittel:
keines
Ergebnisse:
-
Beispiel 5
-
Aus
den Pulvergemischen I, J und M wurden Radienfräser mit jeweils zwei Schneiden
und einem Durchmesser von 6 mm hergestellt, die eine PVD-Beschichtung
aus TiAlN hatten. Diese Fräser
wurden unter folgenden Bedingungen getestet:
Material des Werkstücks: Stahl
der Nr. 1.2379, gehärtet
bis zu einer Rockwell C-Härte von
62.
Schnittgeschwindigkeit: 70 m/Min.
Vorschub je Schneide:
0,12 mm
Schnittiefe: 0,10 mm
Schnittbreite: 0,10 mm
Kühlmittel:
keines
Ergebnisse:
-
Auch
hier zeigen die aus den erfindungsgemäßen Sinterhartmetallsorten
hergestellten Werkzeuge eine signifikante Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften,
nämlich
eine Verbesserung der Standzeiten um 48 bzw. 42 %, gegenüber den
aus herkömmlichem
Hartmetall (Material I) hergestellten Werkzeugen.
