DE2407410A1 - HEAT-RESISTANT AND WEAR-RESISTANT ALLOY - Google Patents
HEAT-RESISTANT AND WEAR-RESISTANT ALLOYInfo
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Description
I5.2.I974 P/HoI5.2.I974 P / Ho
Mitsubishi Metal Corporation, Tokyo, JapanMitsubishi Metal Corporation, Tokyo, Japan
"Wärmebeständige und verschleißfeste Legierung""Heat-resistant and wear-resistant alloy"
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf wärmebeständige und verschleißfeste Legierungen, die dadurch hergestellt sind, daß man die Prinzipien der Dispersionshärtung aufgrund der Dispersion 'von Carbid-Tei lohen., sowie der Ausscheidungshärtung durch Bildung einer γ'-Phase {(Ni,Al(Ti)} in einem Niekel-Grundmetall kombiniert.The present invention relates to heat-resistant and wear-resistant alloys made by that one lohen the principles of dispersion hardening due to the dispersion 'of carbide parts., As well as precipitation hardening by forming a γ'-phase {(Ni, Al (Ti)} in one Niekel base metal combined.
Legierungen nach der vorliegenden Erfindung können als Materialien für Schneidwerkzeuge verwendet werden, für verschleißfeste Werkzeuge zur V/arm- oder Kaltverformung u.dgl. Demgemäß müssen die Legierungen über eine hohe Festigkeit und Zähigkeit bei Raumtemperatur, wie auch bei erhöhten Temperaturen verfügen und zusätzlich über eine ausgezeichnete NichtverschweiSbarkeit.Alloys according to the present invention can be used as materials for cutting tools for wear-resistant Tools for V / arm or cold working, etc. Accordingly, the alloys must have a high strength and toughness at room temperature, as well as at elevated temperatures, and additionally have an excellent one Non-weldability.
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Bioher bestanden die Materialien für Schneidwerkzeuge aus Kohlenstoffstahl, Schnellarbeitastahl, WC-Hartmetall-Legierung, TiC ale Metall-Keramikwerkstoff usw. Kohlenstoffstahl und "chnellarbeitnrtahl :lnd wohl zäh, aber die Zähigkeit geht dahin, bei einer Temperatur Über ungefähr C-CO0C scharf abzufallen, :~o daß die aus derartigen Materialien herge?tellten Werkzeuge nur im Bereich niederer .^chneidgerchwindigkeit verwendet werden können, wo geringe Wärme erzeugt wird.Bioher, the materials for cutting tools consisted of carbon steel, high-speed steel, WC-carbide alloy, TiC ale metal-ceramic material, etc. Carbon steel and high-speed steel: lnd probably tough, but the toughness becomes sharp at a temperature above about C-CO 0 C fall off: ~ o that tools made from such materials can only be used in the range of low cutting speeds, where little heat is generated.
Bei erhöhten cehneidgeechv/indigkeiten nind die WC-Hartmetall-Legierungen die besten, obwohl sie die Nachteile geringer Nichtverschwel3barkeit und Verschleißfestigkeit haben. Decweiteren verlangt die Verwendung einer· Werkzeugs aus derartigen Materialien im Bereich höherer Schneldgenchwindigkeit größeren Oxydation^widerstand, weil die Schneidkante eines Werkzeuge? einer höheren Temperatur unterworfen ist alρ da? restliche Werkzeug. Daher findet innerhalb des Bereichs höherer Schneidgeschwindigkeit TiC als Metall-Keramikwerkrtcff weite Verwendungsgebiete, da dieses Material einen ausgezeichneten Oxydationswiderstand aufweitt.In the case of increased cehneidge speeds, use the WC hard metal alloys the best, although they have the disadvantages of low non-depletability and wear resistance to have. It also requires the use of a tool made from such materials in the area of higher speed, greater oxidation resistance, because the cutting edge of a Tools? subject to a higher temperature is alρ there? remaining tool. Hence takes place within of the range of higher cutting speed TiC than metal-ceramic work this material has excellent resistance to oxidation expands.
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Eine Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung ist vorgesehen nie gesintertes Y/erkzeugmaterial, welches ehe oder mehrere Arten von Carbiden der Ubergangsrae1;alle enthält, die in Form einer f-ein verteilten Phase aus den Gruppen 4·, 5a und 6a ausgewählt sind, wobei der Rest der Zusammensetzung aus einer Nickel-Basis-Superlegierung besteht, und dadurch gekennzeichnet ist, daß die gesamte Menge der Cafclde oder der zusammengesetzten Carbide im Bereich von 10 bis 90 %, bezogen auf das Gesamtgewicht der Legierung, liegt und der Rest eine Zusammensetzung einr Superlegierung auf Nickel-Basis ist, bei der eine γ *-Phas· I Ni3Al(Ti)j. ausgeschieden ist.An alloy according to the present invention is provided never sintered tool material, which contains one or more kinds of carbides of transition grade; all selected in the form of a distributed phase from groups 4, 5a and 6a, the The remainder of the composition consists of a nickel-based superalloy and is characterized in that the total amount of the cafcules or composite carbides is in the range of 10 to 90 % based on the total weight of the alloy and the remainder is a composition of a superalloy is based on nickel, in which a γ * phase · I Ni 3 Al (Ti) j. is eliminated.
Die Merkmale der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung liegen darin, daß sie die hohe Festigkeit und Zähigkeit beibehalten, die dadurch gegeben 1st, daß in dem Nicke1-Qrundmetall solche Metalle mit hohem Schmelzpunkt enthalten sind. Ml· Ta4 Nb, W, Ho, V u.dgl. und gleichzeitig bxgl· der Festigkeit bei Temperaturen bei 700 bis 8000C nicht abfallen, und iwtr aufgrund der ausgeetlohneten Wärmeb·ständigkeit dta Orundeetalls und der hohen Festigkeit der au»geechi«d*n*n γ '-Phase bei erhöhter Temperatur. Zusätzlich ergeben dl· I*· gierungen nach der vorliegenden Krfindung in Kombination «in·The characteristics of the alloy according to the present invention are that it retains the high strength and toughness which is given by the inclusion of such high melting point metals in the nickel base metal. Not fall ml x 4 Ta, Nb, W, Ho, V, etc., and at the same bxgl · strength at temperatures of at 700 to 800 0 C, and due to the iwtr ausgeetlohneten Wärmeb · permanence dta Orundeetalls and the high strength of au »Geechi «D * n * n γ 'phase at elevated temperature. In addition, dl · I * · alloys according to the present invention in combination «in ·
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ausgezeichnete Warmfestigkeit beim Verschleiß und Oxydationswiderstand als Ergebnis der in den Legierungen fein verteilten Carbid-Phasen.excellent heat resistance to wear and resistance to oxidation as a result of that in the alloys finely divided carbide phases.
Es ist aus dem Vorgesagten verständlich, daß die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung erhöhte, für Schneidmaterialien erwünschte Eigenschaften besitzen, und daß sie über einen weiten Bereich der Arbeitsweise beim Schneiden verwendet werden können, und zwar sowohl bei leichter wie schwerer Belastung, indem die Carbid-Phase geregelt wird und die Menge und Natur der verwendeten Bindemittel-Phase; zusätzlich verfügen die Legierungen über verbesserte Eigenschaften, wie diese für Werkzeugmaterialien zur Kalt- oder Warmverarbeitung erforderlich sind.It is understandable from the foregoing that the alloys according to the present invention have increased properties which are desirable for cutting materials, and that they can be used in a wide range of cutting operations, both for light and heavy loads, by regulating the carbide phase and the amount and nature of the ones used Binder phase; in addition, the Alloys with improved properties, such as those for tool materials for cold or hot processing required are.
Legierungen nach der vorliegenden Erfindung verfügen über ausgezeichnete Schneideigenschaften, besonders in dem Bereich geringer Schneidgeschwindigkeit, bei welchem Sehnellarbeitsstähle ihre prinzipielle Anwendung finden. Sehnellarbeitsstahl enthält im allgemeinen darin fein verteilte Carbide des iyps MC, MgC und HP3C5. Die Härte der MßC und K23C^ Carbide geht nicht über I800 bis 2100 Vickers-Härte hinaus. Im 0#gen-Alloys according to the present invention have excellent cutting properties, especially in the range of low cutting speeds in which tendon work steels are used in principle. Seamble steel generally contains finely divided carbides of the types MC, MgC and HP3C5. The hardness of the M ß C and K 23 C ^ carbides does not exceed I800 to 2100 Vickers hardness. In the 0 # gen-
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act* fcifersu btetrlgfc <iie Härte α«r h&upt»ächllchKi Car bide nach äer vorliOg-niiea tvilnuuv^, wi« zu» BeiAplc 1 TIc ,5000 % 32OO Viefc*re«Härt*. Auüerd«» beulten sie ein«? gut* Be^etaauitiaiiihiikelt äegenute-r «enact * fcifersu btetrlgfc <iie hardness α «r h & upt» ächllchKi Car bide according to äer vorliOg-niiea tvilnuuv ^, wi «to» BeiAplc 1 TIc, 5000% 32OO Viefc * re «hardness *. Auüerd "" do they dent "? good * Be ^ etaauitiaiiihiikelt äegenute-r «en
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be*itit, ein· Baeie-ZuAÄewüneetiung, die in m 50 bi» 70 % Nlek«l *uf>Hii*t# i; bia iO ^ Xitioi WMi 0#S fei* 13 ^ Al« wobei <31ese !^«.lerbe * itit, a · Baeie-ZuAÄewüneetiung, which in m 50 to »70 % Nlek« l * uf> Hii * t # i; bia iO ^ Xitioi WMi 0 # S fei * 13 ^ Al «where <31ese! ^«. ler
enthält* öl* «u* d«r Orupp« euee*wählt elivd, **elohn bl* 10 |i F·, I bla 20 J* Co u»6 1 bi» £0 % Ct bestehen,contains * oil * «u * d« r Orupp «euee * selects elivd, ** elohn bl * 10 | i F ·, I bla 20 J * Co u» 6 1 bi »£ 0 % Ct exist,
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sowie eine oder mehrere Arten von Legierungselementen exxthält, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die, bezogen in Gewichtsprozenten auf das Nickelgrundmetall, aus nicht mehr als 5 # Nb, nicht mehr als 5 Jb V, nicht mehr als 10 )ö Ta, nicht mehr als 20 ^ Mo und nicht mehr als 20 jb w bestehen.as well as one or more types of alloying elements selected from the group which, based in percent by weight on the nickel base metal, consist of not more than 5 # Nb, not more than 5 Jb V, not more than 10) ö Ta, not more exist as 20 ^ Mo and not more than 20 jb w.
In dieser Beziehung sind Ti und Al wesentlich als Bestandteile zur Bildung derY '-Phase { Ni5Al(Ti) , welche eine größere Rolle bei der Ausscheidungshärtung spielt. Wenn die Mengen an Ti und Al ungenügend sind, wird eine geringe Menge der γ '-Phase ausgeschieden und die erhaltene Legierung verfügt nur über verminderte Wärmebeständigkeit. Aus diesem Grunde ist ein Ti-Oehalt von mindestens 2 % und ein Al-Gehalt von mindestens 0,5 % erf order lieh. Wenn hingegen die Gehtlte von Ti bzw. Al 10 % überschreiten, bildet sich eine unerwünschte, brüchigen -Phase (Ni3Ti) oder NiAl.^In this regard, Ti and Al are essential as constituents for the formation of the Y 'phase {Ni 5 Al (Ti), which plays a major role in precipitation hardening. If the amounts of Ti and Al are insufficient, a small amount of the γ 'phase will precipitate and the resulting alloy will have only reduced heat resistance. For this reason, a Ti content of at least 2 % and an Al content of at least 0.5 % are required. If, on the other hand, the content of Ti or Al exceeds 10% , an undesirable, brittle phase (Ni 3 Ti) or NiAl. ^ Is formed
Fe und Co lösen sich entweder in dea Nick«lgrund»etall auf oder in der γ -Phase als feste Lösung, wodurch die Re-Kristalliaatione-Temperatur ansteigt. Wenn der Fe- oder Co-Gehalt weniger als 1 % beträgt, werden derenFe and Co either dissolve in the nickel base metal or in the γ phase as a solid solution, which increases the recrystallization temperature. When the Fe or Co content is less than 1 % , their
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Wirkungen herabgesetzt; wenn der Eisengehalt niohr als 10 % und der Co-Gehalt mehr al3 20 ;' beträgt, wird die ausgezeichnete Warmfestigkeit des Nickelgrundmetalls vermindert. Cr löst sioh in einem NickelgrundmetallReduced effects; if the iron content is less than 10 % and the Co content more than 20; is, the excellent heat resistance of the nickel base metal is decreased. Cr dissolves in a nickel base metal
t
und die -Phase als feste Lösung, indem der Oxydatione-Widerstand
beträchtlich verbessert wird. Ein Cr-Oehalt von weniger als 1 % setzt die wlrkurg von Cr herab, während
ein Cr-Oehalt von mehr als 20 # Briichigkeit der Legierung verursacht.t
and the phase as a solid solution in which the oxidation resistance is considerably improved. A Cr content of less than 1 % reduces the stability of Cr, while a Cr content of more than 20% causes the alloy to be brittle.
W, Mo, Ta, Mb und V lösen sich jedes teilweise in einem Nickel-GrundmetÄl auf, während sie teilweise Carbide bilden. Diese in einem Nicke1-Grundmetall gelösten Elemente verbessern wesentlich die Festigkeit einer Legierung bei erhöhter Temperatur. Jedoch verringert sich, falls die Menge dieser Elemente im Überschuß vorhanden ist, die Zähigkeit der Legierung. Von diesen Elementen verbessert Mo am besten die Festigkeit der Grenzen der Carbid-Teilöhen und einer Bindemittelphase, well das zugegebene Mo Mo-reiche zusammengesetzte Carbide bildet, welche die Oberfläche eines Ausgangsoarbids umgeben, wae der Bindemittelphase auf Nickelbasis gute Affinität verleiht.W, Mo, Ta, Mb and V each partially dissolve in a nickel base metal while partially forming carbides. These elements, dissolved in a Nicke1 base metal, significantly improve the strength of an alloy at elevated temperatures. However, if the amount of these elements is excessive, the toughness of the alloy is lowered. Of these elements, Mo best improves the strength of the boundaries of carbide partial heights and a binder phase because the added Mo forms Mo-rich composite carbides surrounding the surface of a starting carbide while imparting good affinity to the nickel-based binder phase.
Die Legierung naoh der vorliegenden Erfindung kann eineThe alloy according to the present invention may be
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oder mehrere Arten von Legierungseleaenten enthalten, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die in Gewichtsprozenten bezogen auf das Nickelgrundmetall nicht mehr als 0,1 % B, von 0,01 bis 2,0 % Zr, nicht mehr als 1 % Hf, nicht mehr als 0,5 % Mg, nicht mehr als 1 1Jb Insgesamt von seltenen Erdnetallen (wie La, Y, Ce u.dgl.), nicht mehr als 0,5 % P, nicht mehr als j5 % Si und nicht mehr als 5 % ffci «1 thai ten.or contain several types of alloy elements selected from the group which, in percentages by weight based on the nickel base metal, are not more than 0.1 % B, from 0.01 to 2.0 % Zr, not more than 1 % Hf, not more than 0.5 % Mg, not more than 1 1 Jb total of rare earth metals (such as La, Y, Ce, etc.), not more than 0.5 % P, not more than 5 % Si and not more than 5 % ffci «1 thai th.
Eine kleine Menge von B, Zr, Mg, Hf, P und seltenen Erdmetallen ergibt bei ihrer Zugabe Vorteile, wie verbesserte Desoxydation und Entschweflung des Nicke1-grundmetalls, Verfestigung der Korngrenzen und Verfeinerung der Kristallkörner. Jedoch ist, wenn die Menge derartiger Elemente im Überschuß zugegeben wird, das Ergebnis ansteigende Sprödigkeit wegen der Bildung von Verbindungen. Si und Wn ergeben dieselben Effekte, wie B, Zr, Mg etc« und lösen sich in einem Nickelgrundmetall auf, wodurch die Korngreneen verfestigt werden und die Wirkungen der Wärmebehandlungen aicb verbessern. Ein Si-Gehalt von Über ? % und ein Hn-Gehalt von über 5 % bildet Verbindungen, die zu erhöhter SprOdigkeit oder Brüchigkeit führen.A small amount of B, Zr, Mg, Hf, P and rare earth metals, when added, gives advantages such as improved deoxidation and desulfurization of the nickel base metal, strengthening of grain boundaries, and refinement of crystal grains. However, when the amount of such elements is added in excess, the result is increased brittleness due to the formation of compounds. Si and Wn give the same effects as B, Zr, Mg, etc. and dissolve in a nickel base metal, thereby strengthening the grain size and improving the effects of the heat treatments. A Si content of over? % and an Hn content of over 5 % forms compounds that lead to increased brittleness or fragility.
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auf Basis dee Gesamtgewichts des Nickel-Grundmetalls von nicht mehr als 1 % C, nicht mehr ale 0,1 % N, nicht mehr als 0,5 % Cu, nicht mehr al« 0,5 % Re, nicht mehr als 0,5 % Ba, nicht mehr als 0,5 % Kh und nicht mehr als 0,5 % Be wirkungsvoll. Diese Elemente können anateile der vorerwähnten geringen Mengen der Elemente oder in Kombination damit zugegeben werden.based on the total weight of the nickel base metal of not more than 1 % C, not more than 0.1 % N, not more than 0.5 % Cu, not more than 0.5 % Re, not more than 0.5 % Ba, not more than 0.5 % Kh and not more than 0.5 % Be effective. These elements can be added in part or in combination with the aforementioned small amounts of the elements.
Wenn die Mengen von C, N, Be, Re, Cu, Rh u.dgl. sehr gering sind, lösen sie sich in einem Nickel-Orundmetall ale feste Lösung, wobei sie die Festigkeit des Grundmetalls verbessern. Jedoch erhöht sieh, wenn zuviel eines solchen Elements zugegeben wird, die Sprödigkeit der Legierung.When the amounts of C, N, Be, Re, Cu, Rh and the like are very are low, they dissolve in a nickel orundum metal all solid solution, improving the strength of the base metal. However, see if too much increases such an element is added, the brittleness of the alloy.
Wenn die Legierungen d*s Typs der Carbid-Dispersion und der Ausscheidungshärtung gemäß der vorliegenden Erfindung in einem Bereich hoher Sohneidgeschwindigkeit verwendet werden, sind höh-sre Verschleißfestigkeit und auoh ein höherer Oxydationswiderstand erforderlich, verglichen mit dem Bereich niederer Sehneidgeechwindigkeit. Um diese Eigenschaften zu erhalten, sollte efce beträchtliche Menge einer oder mehrerer Arten Carbide oder zusammengesetzter Carbide eines Übergang«»»tails aus den Gruppen 4a, 5a und 6a in d»r Legierung enthalten sein. Im besonderenIf the alloys d * s type of carbide dispersion and of the precipitation hardening according to the present invention is used in a range of high sonic speed are higher wear resistance and also a higher resistance to oxidation required compared to the area of lower tendon velocity. Around To get properties, efce should be considerable amount one or more types of carbides or composite carbides of a transition «» »tails from groups 4a, 5a and 6a be contained in the alloy. In particular
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sollte das Oesamtgewicht der Carbide oder zusammengesetzten Carbide, die in der Legierung enthalten sind, zwischen öO und ^O Jb liegen und in einer Bindemittelphase der Legierung fein verteilt sein. Diesbezüglich Ist, da die γ -Phase in der Bindemittelphase ausgeschieden 1st, die Festigkeit der Legierung bei erhöhten Teaperaturen erheblich verbessert, verglichen mit dem Fall, wo die ausgeschiedenen Teilchen nicht in der Binderaitte!phase enthalten sind. Im besonderen sind, wenn man die herkömmliche Legierung mit denjenigen der vorliegenden Erfindung datenmäßig bei Verwendung derselben Menge Bindemittelphase vergleicht, diejenigen nach der vorliegenden ürfindung bei erhöhter Temperatur erheblich härter, so daß die Verschleißfestigkeit während des kontinuier-liehen dehneidvorgangs verbessert ist. Vorausgesetzt, daß die Verschleißfestigkeit auf der gleichen Höhe wie bei einer herkömmlichen Legierung liegt, kann die Menge der Bindemittelphase erhöht werden, wodurch sich die intermittierende Schneidfähigkeit verbessert« should Oesamtgewicht of the carbides or composite carbides, which are contained in the alloy is between OEO ^ O and Jb and be finely dispersed in a binder phase of the alloy. In this regard, since the γ phase is precipitated in the binder phase, the strength of the alloy is greatly improved at elevated temperatures as compared with the case where the precipitated particles are not contained in the binder phase. In particular, when comparing the conventional alloy with those of the present invention in terms of data using the same amount of the binder phase, those of the present invention are considerably harder at an elevated temperature, so that the wear resistance during the continuous expansion process is improved. Provided that the wear resistance is the same as that of a conventional alloy, the amount of the binder phase can be increased, thereby improving the intermittent cutting ability.
Werkzeuge, die zur Warmverformung bzw. zum Waradrüoken, als Druckstempel beim Warmpressen, für das Warmziehen, als Waisen für das Warmverformen, als solche für das Warst-Tools that are used for hot forming or for waradruck, as a pressure stamp for hot pressing, for hot drawing, as Orphans for hot forming, as such for the
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schmieden und ähnliher Warmformgebung verwendet werde* werden während einer verhältnismäßig langen Zeit hoher Temperatur unterworfen. Deshalb müssen diese zusätzlich zu der üblichen Festigkeit gegenüber Verschleiß und Schlag bzw. Stoß, sowie zusatzliph zu der Kriechfestigkeit und der Niehtversohweißbarkeit hart genug sein, um bei erhöhten Temperaturen einem Weichwerden und einer Deformation zu widerstehen, und zwa? aufgrund des während der Arbeit eintretenden Temperaturanstiegs. Für derartige Anwendungsgebiete, die auch im Verwendungsbereich der Legierungen gemäß der vorliegenden Anmeldungen liegen, enthalten die gesinterten Werkzeugmaterialien ale Superlegierungen auf Nickel-Basis 10 bis 60 Gewichtsprozent von einer oder mehreren Arten Carbiden oder zusammengesetzten Carbiden der Ubergangsmetalle aus den Gruppen 4a, 5a und 6a in Form einer dispergierten Phase und den Beet der Zusammensetzung der Nickel-Basis-Superlegierung. Kohlenstoff-Werkzeugstähle und Sehnellarbeitsstahle nach dem Stand der Teohnik, die in grdfem Umfang verwendet werden, neigen dazu, bei einer Temperatur von oberhalb 600° C welch zu werden und sind daher nicht verwendbar. Zusätzlich weisen der artige Werkzeuge ungenügende Nlohtversohweifibarkelt auf.forging and similar hot forming are used for a relatively long time are subjected to high temperature. Therefore, in addition to the usual resistance to wear and impact, as well as in addition to creep resistance and non-weldability, these must be hard enough to withstand softening and deformation at elevated temperatures, and two? due to the rise in temperature that occurs during work. For such areas of application, which are also within the scope of the alloys according to the present applications, the sintered tool materials contain all nickel-based superalloys 10 to 60 percent by weight of one or more types of carbides or composite carbides of the transition metals from groups 4a, 5a and 6a in the form of a dis pergierten phase and the bed of the composition of the nickel-base superalloy. Teohnik prior art carbon tool steels and honeysuckle work steels, which are widely used, tend to deteriorate at a temperature above 600 ° C and are therefore unusable. In addition, tools of this type have inadequate Nlohtversohweifibarkelt .
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Entsprechend den Legierungen naoh der vorliegenden Erfindung kann die Teeperatur, bei der daa Weichwerden beginnt, auf 600° C gesteigert werden, weil die Featigkeit der Bindemittelphase bei erhöhter Teaperatur in-According to the alloys according to the present invention, the tea temperature at which it softens can be achieved begins to be increased to 600 ° C, because the feature of the binder phase increases with increased tea temperature.
folge der Ausscheidung einer γ -Phase verbessert 1st. Desweiteren weisen die Legierungen geaxe der vorliegenden Erfindung die Merkmale auf, die bei Werkzeugisaterialien zur Warmverformung erforderlloh sind, dies aufgrund der außerordentlichen Verschleißfestigkeit und der NlchtverschwelBbarkelt, die durch die Carbid-Teilchen hervorgerufen sind.following the excretion of a γ phase is improved. Furthermore, the alloys of the present invention have the features that are required in tool materials for hot working because of the extraordinary wear resistance and non-weldability caused by the carbide particles.
Die beigefügte grafische Darstellung zeigt die Härte einer Legierung naoh der vorliegenden Erfindung bei erhöhten Temperaturen im Vergleich mit Sohnellarbeitestahl (JIS-SKH 4), a. auch Beispiel 4.The attached graph shows the hardness an alloy according to the present invention at elevated temperatures compared with Sohnell work steel (JIS-SKH 4), a. also example 4.
Die folgenden Beifiele erl&utern die verschiedenen Gesichtspunkte der vorliegenden Erfindung.The following examples illustrate the various aspects of the present invention.
Wenn nloht anders angegeben, beziehen sich die Proztntzahlen für die Legierungselenente auf Gewichtsprozente, bezogen auf das Gewicht der Legierung.Unless otherwise stated, the percentages for the alloy elements relate to percentages by weight, based on the weight of the alloy.
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10 % WC mit einer Korngröße von 1 ai wurden 20 % TiC10 % WC with a grain size of 1 ai became 20 % TiC
Korngröße ' Pulver von 3 ,u/augegeben, welche durch Zerkleinern von handelsüblichem TiC von minus 100 mesh in einer NaS-Kugelmühle erhalten wurden. Dann wurden zu dieser TiC-WC-Mischung folgende Substanzen zugegeben» 35 % Ni, IO % Co, 5 % Fe, Io % NiAl (Ni t Al » 7 » 3), 2 % Ti, 5 $ Mo und 3 # Cr, Diese zugegebenen pulverförmigen Elemente büäen eine Bindemittelphase für die Carbid-T«ilohen, Die so hergestellte pulvernd schung wurde nisßvermischt, verpreSt und unter Vakuum von lo~ mm Hg bei 13500C während 1 Stunde gesintert. Das gesinterte Produkt wurde der LÖsungsbehandlung bei 11500C 4 Stunden lang unterworfen und dann 4 Stunden lang einer Alterungsbehandlung bei 7500CGrain size 'powder of 3 u / g, which was obtained by comminuting commercially available TiC of minus 100 mesh in a NaS ball mill. The following substances were then added to this TiC-WC mixture: 35 % Ni, IO % Co, 5% Fe, Io % NiAl (Ni t Al »7» 3), 2 % Ti, 5 $ Mo and 3 # Cr, these added powdered elements büäen ilohen a binder phase for the carbide-T, "the thus prepared pulvernd research was nisßvermischt, verpreSt and sintered at 1350 0 C for 1 hour under a vacuum of lo ~ mm Hg. The sintered product was subjected to 4 hours of solution treatment at 1150 0 C and then for 4 hours to an aging treatment at 750 0 C
Sie Härte der so erhaltenen Legierung betrug 63 R^ (Rockwell C Skala).The hardness of the alloy thus obtained was 63 R ^ (Rockwell C scale).
fffelspiel 2 fffelspiel 2
Zu TiC Pulver von 3 ,u Korngröße wurde folgendes züge-(jebeni 5 % Co, 40 % Ii, 7,9 % NiAl (Hi 1 Al - 7 ι 5)# 2 % fi, 5 % Fe, 5 $ Gr, 5,09 $ Mo und 0,01 % B. Diese pulverförmigen Elemente bilden eine Bindemittelphase für die Carbid-Teilöhen. Die so hergestellte Pulver- The following tensile (in each case 5 % Co, 40 % Ii, 7.9 % NiAl (Hi 1 Al - 7 ι 5) # 2 % fi, 5 % Fe, 5 $ Gr, 5 , 09 $ Mo and 0.01 % B. These powdery elements form a binder phase for the carbide parts.
-U-409836/0801 -U-409836/0801
mischung wurde naßvermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 1350 C eine stunde lang gesintert, der Lösungsbehandlung unter Vakuum bei 11500C 4 Stunden lang unterworfen, dann in öl abgeschreckt und bei 7600C 3 Stunden lang getempert. Die HHrte der so erhaltenen Legierung betrug entsprechend der Rockwell C Skala 57 nach der Sinterung, 55 nach der Abschreckung bzw. 62 nach der Temperung. Die Querbruchfestigkeit betrug I80 kg/mm , Die Schneidversuchsergebnisse solcher Werkzeuglegierungen werden in Tafel 1 wiedergegeben, die die Überlegenheit der Legierungen nach der vorliegenden Erfindung bzgT. der VerschleiBfestigkeit und der Glätte der bearbeiteten Oberfläche zeigt.mixture was wet-mixed, pressed, long sintered under vacuum at 1350 C for one hour, subjected to solution treatment under vacuum at 1150 0 C for 4 hours, then quenched in oil and tempered for 3 hours at 760 0 C. The hardness of the alloy obtained in this way was 57 after sintering, 55 after quenching and 62 after tempering, according to the Rockwell C scale. The transverse breaking strength was 180 kg / mm. The cutting test results of such tool alloys are shown in Table 1, which shows the superiority of the alloys according to the present invention. the wear resistance and the smoothness of the machined surface.
Tafel 1Table 1
Sohneidbedingunffen
Werkstoff» AISI 4^4o
Geschwindigkeit ϊ 0,1 nim/ümdrehung
Schneid-Tiefe» 1,0 mm
Schneid-Zeit: 2,0 min. Oath of sons
Material »AISI 4 ^ 4o
Speed ϊ 0.1 nm / rev. Cutting depth »1.0 mm
Cutting time: 2.0 min.
(m/min.)speed
(m / min.)
guter GlätteSurface with
good smoothness
der Probe nach der Er
findungFlank wear (mm)
the rehearsal after the he
finding
schlechter GlätteSurface with
poor smoothness
der Probe nach Beigp. 4Plank wear (ran)
the sample according to Beigp. 4th
409836/0801409836/0801
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Beiapiel 3Example 3
Zu 4o $ WC-Pulver von 3 ix Korngröße und Io % (WTi)C von 3 u Korngröße wurde folgendes zugegebeni 5,09 % Co, 30 £ Nl, 5 # NiAl (Mi ι Al - 7 1 3)* 3 % Cr, 2 % pe, 2,9 # Ti, I % Ta, 0,01 £ B und 1 # Mn. Die so hergestellte Pulv-erraischung wurde vermischt, verpreßt, unter vakuum von Io mm Hg bei 140O0C 1 Stunde gesintert, der Lösungsbehandlung unter Vakuum bei 1120°CTo 40 $ WC powder of 3 × grain size and Io % (WTi) C of 3 μ grain size was added the following: 5.09 % Co, 30% Ni, 5% NiAl (Mi ι Al - 7 1 3) * 3 % Cr , 2 % pe, 2.9 # Ti, I% Ta, 0.01 £ B and 1 # Mn. The Pulv-erraischung thus prepared was mixed, pressed, sintered for 1 hour under vacuum of Io mm Hg at 140o C 0, the solution treatment under vacuum at 1120 ° C
4 Stunden lang unterworfen, dann in 01 abgeschreckt und sohließlich bei 800°C 4 Stunden lang getempert. Die Härte der Legierung betrug 74 nach Rockwell C Skala und die Querbruohfestigkeit 220 kg/mm ·Subjected for 4 hours, then quenched in 01 and finally annealed at 800 ° C for 4 hours. The hardness of the alloy was 74 according to the Rockwell C scale and the transverse fracture strength was 220 kg / mm
Zu einem Pulver von 20 Gewichtsprozent TiC mit einer Korngröße von 1 u und 20 % WC mit einer Korngröße von 1 u wurden, bezogen auf das Gesamtgewicht der erhaltenen Pulvermischung, folgende Bestandteile zugegebeni 35 £ Ni, 3 % Ti, 6 % NiAl (NI 1 Al « 7 » 3), 10 % Co.,To a powder of 20 percent by weight TiC with a grain size of 1 u and 20 % WC with a grain size of 1 u, based on the total weight of the powder mixture obtained, the following ingredients were added: 35 £ Ni, 3 % Ti, 6 % NiAl (NI 1 Al «7» 3), 10 % Co.,
5 % Mo, 0,5 % Si und 0,5 % Mn, Die so erhaltene PuI-vermischung wurde vermischt, verpreßt, unter Vakuum bei 13500C 1 Stunde lang gesintert, der Lösungsbehandlung bei 115O°C 4 Stunden lang unterworfen, dann in öl abgeschreckt und schließlich 2 Stunden lang bei 800°C getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 5% Mo, 0.5% Si and 0.5% Mn, the PUI mixture thus obtained was mixed, pressed, sintered in vacuum at 1350 0 C for 1 hour, subjected to 4 hours of solution treatment at 115o ° C, then Quenched in oil and finally tempered at 800 ° C. for 2 hours. The hardness of the alloy thus obtained was
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64 nach Rockwell C Skala und die Querbruohfestigkeit 210 kg/mm . Die Härte der so erhaltenen Legierung im Vergleich mit einer solchen eines Sohnellarbeitsetahls (JZS-SKH 4) ist in Fig. 1 wiedergegeben. Die chemische Zusammensetzung von JIS-SKH 4 ist C 0,7* 0*85, Si< 0,40, Mn < 0,40, P < 0,03· S < 0,03, Cr 3,80*4,5, W 17*19* V 1*1,5 und Co 9*11, Es wurde gefunden, dafl der herkömmliche Sohnellarbeitsstahl bei ungefähr 6oo°C welch wurde, während der Erweichungspunkt der Legierung ent* spreohend der vorliegenden Erfindung bei ungefähr 800°C lag.64 according to the Rockwell C scale and the transverse resistance 210 kg / mm. The hardness of the alloy thus obtained im Comparison with one of a son's labor force (JZS-SKH 4) is shown in FIG. 1. The chemical Composition of JIS-SKH 4 is C 0.7 * 0 * 85, Si < 0.40, Mn <0.40, P <0.03 x S < 0.03, Cr 3.80 * 4.5, W 17 * 19 * V 1 * 1.5 and Co 9 * 11, It has been found that the conventional sonell work steel which at about 600 ° C while the softening point of the alloy according to the present invention was about 800 ° C lay.
Zu 60 % TiC mit Ju XorngröSe, 10 % MbC alt 3/U Korngröße und 5 % WC mit Iu Korngröße wurden sugegebent 4 % Co, 12 % Hi, 3*09 % HiAl (Mi ι Al - 7 ι 3)· 2 % Ti, 1 ^ Fe, 1 # Cr, 0,01 % B, 1,5 % Mo und 0,4 £ Ta. Die so erhaltene pulVermischung wurde nafivermischt, mit einem Druck von 1 t/cm verpreflt, unter Vakuum von Io mm Hg bei 1400°C 1 Stunde lang gesintert, der Lösungsbehandlung bei 11200C 4 stunden lang unterworfen, dann in Ol abgeschreckt und schließlich bei 8oo°C 2 Stunden lang getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug in Hookweil A Skala 91,5 und die Querbruchfestigkeit 140 kg/mm2·60 % TiC with Ju Xorn size, 10 % MbC old 3 / U grain size and 5 % WC with Iu grain size were sugegebent 4 % Co, 12 % Hi, 3 * 09 % HiAl (Mi ι Al - 7 ι 3) 2 % Ti, 1 ^ Fe, 1 # Cr, 0.01 % B, 1.5 % Mo and 0.4% Ta. The powder mixture obtained in this way was nafi-mixed, compressed at a pressure of 1 t / cm, under a vacuum of Io mm Hg at 1400 ° C for sintering for 1 hour 4 hours subjected to solution treatment at 1120 0 C long, then quenched in oil, and finally annealed for 2 hours at 8oo ° C. The hardness of the alloy obtained in this way was 91.5 on the Hookweil A scale and the transverse breaking strength was 140 kg / mm 2 .
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-in - -in -
Zu 15 % (WTa)C, 10 % WC und 9 5* Cr3C2, sämtlich mit einer Korngröße von lyu, wurden zugegeben 1 4o % Ni, 1*8 % Ti, 5 # MiAl (Ni * Al « T * 3), 3,5 % Fe, 5 £ Co, 5.# Cr, 5 % Mo, 0,4 £ C, 0,5 % Mn und 0,5 $ Cu. Das so erhaltene Pulver wurde naöverraiseht, getrocknet, verpreöt*unter Vakuum von lo" ram Hg bei 13500C 1 Stunde lang gesintert und im Ofen abgekühlt. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 60 % naoh Rockwell C und die Querferuößfestigleeit 170 kg/ram . Der Sohneidversuch offenbart, daß die Legierungen naoh der Erfindung denjenigen der SKH 4 tiberlegen waren.To 15 % (WTa) C, 10 % WC and 9 5 * Cr 3 C 2 , all with a grain size of lyu, were added 14o % Ni, 1 * 8 % Ti, 5 # MiAl (Ni * Al «T * 3), 3.5 % Fe, £ 5 Co, 5th # Cr, 5 % Mo, £ 0.4 C, 0.5 % Mn and $ 0.5 Cu. The powder thus obtained was naöverraiseht, dried, verpreöt * under a vacuum of lo "ram Hg at 1350 0 C for sintered 1 hour and cooled in the furnace. The hardness of the alloy thus obtained was 60% NaOH Rockwell C and the Querferuößfestigleeit 170 kg / ram The sons oath test reveals that the alloys after the invention were superior to those of the SKH 4.
Zu 20 % (TiZr)C, 5 £ WC und 5 £ MogC, sämtlich mit einer Korngröße von 1 m$ wurden zugegebeni eine 70 #- Mickel-Basis^Superlegierimg in Pulverform nsit 50 # Ni, 4 £ Tl, 5 $ Al, 5 % F«, 10 % Co, lO % Cr, 0,3 % Be, 7 % Mo, 2 % Ta und 6$7 $ W. Das so erhaltene pulver wurde mechanisch vermischt, dann getrocknet, verpreSt, unter Vakuum von io am Hg bei I320 C 1 Stunde lang gesintert, der LSsungsbehandluäsg unter Vakuum bei 112ö°C 4 stunden lang unterworfen und, schließlich getempert. Die Härte der 30 erhalten®» Legierung lag ungefähr bei 66 Rockwell C und die Querbruchfeatigkeit bei 240 kg/W. .To 20 % (TiZr) C, 5 £ WC and 5 £ Mo g C, all with a grain size of 1 m $ , were added a 70 # Mickel base superalloy in powder form with 50 # Ni, 4 £ Tl, 5 $ Al, 5 % F «, 10 % Co, 10 % Cr, 0.3 % Be, 7 % Mo, 2 % Ta and 6 $ 7 W. The powder obtained in this way was mixed mechanically, then dried, pressed, under vacuum Sintered by 10 am Hg at I320 C for 1 hour, subjected to the solution treatment under vacuum at 112 ° C for 4 hours and, finally, tempered. The hardness of the 30 obtained® alloy was approximately 66 Rockwell C and the transverse fracture strength was 240 kg / W. .
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Zu JJO % WC und Io # TaC, beide mit einer Korgröße von 1 ju, wurden zugegeben» 5 % Co, 30 % Ni, 10 # NiAl (Hi ι Al - 7 ι 3), 3 % Ti, 10 £ Mo, 0,5 % 0t 1 £ Si und 0,5 # Mn. Das εο erhaltene Pulver wurde vermischt, verpreßt, unter Vakuum von Io ram Hg bei 13800C 1 Stunde lang gesintert, der Lößungsbehandlung unter Vakuum bei 1120°C 4 Stunden lang unterworfen, in öl abgeschreckt und schließlich bei 800°C 4 Stunden lang getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 69 R« und dieTo JJO % WC and Io # TaC, both with a grain size of 1 ju, were added 5 % Co, 30 % Ni, 10 # NiAl (Hi ι Al - 7 ι 3), 3 % Ti, 10 £ Mo, 0 , 5 % 0 t 1 £ Si and 0.5 # Mn. Annealing the εο powder obtained was mixed, compressed, sintered under vacuum of Io ram Hg at 1380 0 C for 1 hour, subjected to 4 hours of Lößungsbehandlung under vacuum at 1120 ° C, quenched in oil, and finally at 800 ° C for 4 hours . The hardness of the alloy thus obtained was 69 R «and that
2
Querbruchfestigkeit 250 kg/aam .2
Transverse breaking strength 250 kg / aam.
Zu 20 % (TiZr)C und Io # Mo2C, beide in einer Korngröße von 1/U wurde zugegeben! Niekel-Superlegierung in Pulverform bestehend aus 50 % Ni, 10,08 % Cr, 10 % Co, 0,3 % C, 3 % Ti, 5,3 % Al, 8 % Mo, 13 H W, 0,01 % B, 0,01 % Ce und 0,3 % Si· Das so erhaltene Pulver wurde naßvermischt, mit einem Druck von 1 t/cm verpreßt, unter Vakuum von lo" ram Hg bei 13200C 1 Stunde lang gesintert, in öl abge* schreckt, bei 8oO°C 2 Stunden lang getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 64 R0 und die Querbruchfeetigkeit I70 kg/mm .To 20 % (TiZr) C and Io # Mo 2 C, both with a grain size of 1 / U, was added! Niekel superalloy in powder form consisting of 50 % Ni, 10.08 % Cr, 10 % Co, 0.3 % C, 3 % Ti, 5.3 % Al, 8 % Mo, 13 H W, 0.01 % B , 0.01% Ce and 0.3% Si · The thus obtained powder was wet-mixed, sintered at a pressure of 1 t / cm pressed under vacuum of lo "ram Hg at 1320 0 C for 1 hour in oil abge * quenched, tempered for 2 hours at 80 ° C. The hardness of the alloy obtained in this way was 64 R 0 and the transverse fracture strength was 170 kg / mm.
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Zu 50 % (TiMo)C, 20 % WC und 5 % TaC, sämtlich mit einer Korngröfle von 1 ai, wurden zugegeben» 2 % Ti, 1,89 % Co, 15 % Ni, 2 £ Cr, 3 % MiAl (Ni t Al = 7 t 3), 1 # Mo, 0,1 % C und 0,01 # B. Das so erhaltene pulver wurde naßvermisoht, verpreflt, unter Vakuum bei 13700C 1 Stunde lang gesintert, der Lösungsbehandlung bei 1200°C 4 Stunden lang unterworfen, in öl abgeschreckt, bei 800°C 2 Stunden lang getempert» Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 9I RA und die Querbruohfestlgkeit I60 kg/ran2.To 50 % (TiMo) C, 20 % WC and 5 % TaC, all with a grain size of 1 ai, 2 % Ti, 1.89 % Co, 15 % Ni, 2 £ Cr, 3% MiAl (Ni t Al = 7 t 3), 1 # Mo, 0.1% C and 0.01 # B. the thus obtained powder was naßvermisoht, verpreflt sintered for 1 hour under vacuum at 1370 0 C, the solution treatment at 1200 ° C Subjected for 4 hours, quenched in oil, tempered at 800 ° C. for 2 hours. The hardness of the alloy obtained in this way was 91 R A and the cross resistance was 160 kg / ran 2 .
Zu 15 $ TiC und 5 % TaC, beide in einer Korngröße von 1 w, wurden zugegebeni 45 % Ni, 5 % Cr, 8 % Co, 1,95 # Si, 0,05 % Cu, 10 % NiAl (Ni t Al * 7 1 3), 2 % Ti und 8 % Mb, welche Elemente zur Bildung der Bindemittelphase nach der vorliegenden Erfindung verwendet wurden. Das so hergestellteTo 15 $ and 5% TiC TaC, both w in a grain size of 1, 45% Ni, 5% Cr, 8% Co, 1.95 # Si, 0.05% Cu, 10% NiAl (Ni were zugegebeni t Al * 7 1 3), 2 % Ti and 8 % Mb, which elements were used to form the binder phase according to the present invention. The one made in this way
<"2 Pulver wurde naßvermisoht, unter Vakuum von Io mm Hg bei 13200C 1 Stunde lang gesintert* der Lösungsbehandlung bei lo8o°C 4 Stunden lang unterworfen, in öl abgeschreckt und schließlich, bei 7200C 5 Stunden lang getempert. Die Härte der so erhaltenen Legierung betrug 5I Rc und die Querbruchfestigkeit 250 kg/mm2.<"2 powder was naßvermisoht sintered C for 1 hour under a vacuum of Io mm Hg at 1320 0 * subjected to 4 hours of solution treatment at lo8o ° C, quenched in oil and then tempered C for 5 hours at 720 0th Hardness of the alloy thus obtained was 51 R c and the transverse breaking strength was 250 kg / mm 2 .
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409836/0801409836/0801
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