DE2630687A1

DE2630687A1 - Gesinterte cermete fuer werkzeug- und verschleissanwendungen

Info

Publication number: DE2630687A1
Application number: DE19762630687
Authority: DE
Inventors: Erwin Rudy
Original assignee: Teledyne Industries Inc
Current assignee: TDY Industries LLC
Priority date: 1975-07-09
Filing date: 1976-07-08
Publication date: 1977-01-27
Also published as: IT1062601B; JPS5230812A; DE2630687C2; AT364539B; FR2317252A1; ATA505376A; FR2317252B1; BR7604418A; JPS5946907B2; CA1070717A

Description

TELEDYNE INDUSTRIES, INC. , 1901 Avenue of the Stars,
Los Angeles, California 90067 U.S.A.

Gesinterte Cermete für Werkzeug- und Verschleißanwendungen

Zusammenfassung: Gegenstand der Erfindung ist eine Materialzusammensetzung, die Aluminiumoxyd und feuerfeste Übergangsmetalldiboride mit Zusätzen von Magnesiumoxyd und wahlweise Übergangsmetailcarbiden, Nitriden, Carbonitriden und Eisengruppenmetallen zum Sintern und zur Steuerung der Morphology der Körnung aufweist; eine derartige Materialzusammensetzung ist besonders
zweckmäßig als Schneidwerkzeug für Stähle, Gußeisen und schwierig zu bearbeitende Materialien, z.B. Superlegierungen. Im Gegensatz zu den bekannten TiC-AljO^-Cermeten, die zur Erzielung optimaler Eigenschaften heißgepreßt werden müssen, kann ein großer Teil von Cermeten nach vorliegender Erfindung auch ohne Verringerung der
Leistung dadurch hergestellt werden, daß die kaltgepreßten Pulverpreßlinge in einer inerten Ofenatmoshäre bei Temperaturen zwischen 1650OC und 182O°C gesintert werden.

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INSPECTED

Vorliegende Erfindung bezieht sich auf verbesserte Cermete auf Aluminiumoxydbasis, und insbesondere auf verbesserte Cermete, die auf Kombinationen von Aluminiumoxyd und feuerfesten Übergang smetal Id iboriden der Gruppe IV basieren. Diese Cermete können auch weitere Legierungszusätze enthalten, die aus Übergangsmetallcarbiden, Nitriden und Carbonitriden und aus Metallen der Eisengruppe bestehen. Die bevorzugte Ausführungsform von Cermeten nach der Erfindung ist eine, bei der das Borid TiB₉ ist, die Legierungszusätze TiC, TiN und Ti(C, N) sind, und denen zur Beschleunigung des Sintervorganges geringe Mengen an MgO hinzugefügt werden.

Es stehen kommerziell keramische Schneidwerkzeugmaterialien zur Verfügung, die auf Aluminiumoxyd basieren und die üblicherweise auch kleine Zusätze von MgO oder anderen Metalloxyden zur Beschleunigung des Sintervorganges enthalten. Trotz der guten Verschleißfestigkeit der keramischen Schneidwerkzeuge im Vergleich zu herkömmlichen Schneidwerkzeugmaterialien, z.B. Carbiden, haben sie nur eine begrenzte Bedeutung erlangt, und zwar aufgrund ihrer geringen mechanischen und thermischen Stoßfestigkeit und aufgrund schlechter Erniüdungseigenschaften.

wird

Legierungszusätze von Metallen und Carbiden (hierzu/auf den Aufsatz über keramische Schneidwerkzeugmaterialien von E.C. Whitney, Powder Metallurgical International, Band 6, Nr. 2, 197»+, Seite 73 ff hingewiesen) haben wesentliche Verbesserungen ergeben; jedoch nur aufgrund sorgfältiger Steuerung von Menge und Art von Legierungsbestandteilen und Herstellungsveränderlichen war es möglich, Festigkeits- und Zähigkeitswerte zu erreichen, bei denen derartige Cermete in Wettbewerb mit herkömmlichen Werkzeugmaterialien für die Bearbeitung bestimmter Materialien, insbesondere Gußeisen, treten können. Ein entscheidender Nachteil sind jedoch die hohen Herstellungskosten, da ein Heißpressen erforderlich ist, um eine optimale Leistung zu erzielen, und da die gewünschten Werkzeugformen durch Durchtrennen der heißgepreßten Einsätze mit Diamanträdern und anschließendes Fertig-

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i - 3 -

¹ schleifen der geschnittenen Formen in die endgültige Werkzeug- ; dimension gebildet werden.

i ι

: Trotz der attraktiven Eigenschaften von Obergangsmetallboriden, ί ; z.B. hohe Härte und Stabilität, haben diese Verbindungen bisher :

nur wenig praktische Verwendung gefunden. Die Schwierigkeit bei : der Verwendung dieser brüchigen Materialien bezieht sich hauptsächlich auf ihre hohe Reaktivität, insbesondere mit den Metallen der Eisengruppe, was dazu geführt hat, daß die Entwicklungen von ; Hartboriden nach den gleichen Grundsätzen, die für feuerfeste

Übergangsmetallcarbide erfolgreich angewandt wurden, zum Stilli stand gebracht hat. Es sind Zusammensetzungen ohne Bindemittel ! auf das Basis von TiC-TiB₂ (R. Kieffer und F. Benesovsky, Hart- \ I stoffe und Hartmetalle, Springer, Wien, 1965) und heißgepreßte 1 ■ TaN-ZrB« Zusammensetzungen (Y. Murata und E.D. Whitney, Bulletin , of the American Ceramic Society, 48, 1969, Seite 698) für Schneid-"· Werkzeuganwendungen vorgeschlagen worden, aufgrund der geringen j Festigkeit- und Ermüdungseigenschaften haben diese Cermete jedoch ' j keine kommerzielle Bedeutung erlangt. i

I · ■

i Aufgabe vorliegender Erfindung ist es, eine verbesserte Materialj zusammensetzung auf der Basis von Aluminiumoxyd und feuerfesten \ j Metalldiboriden zu schaffen, die erhöhte FestigkeitS- und thermo- ! mechanische Ermüdungseigenschaften im Vergleich zu kommerziellen j keramischen Materialien und Cermeten aufweisen..

j !

ι Ziel der Erfindung ist auch eine verbesserte Materialzusammen- | ': Setzung auf der Basis von Aluminiumoxyd, feuerfesten Metalldi- I boriden und feuerfesten Metallcarbiden und Carbonitriden mit j iverbesserter Verschleißfestigkeit und verbesserten thermomechani- j sehen Ermüdungseigenschaften im Vergleich zu kommerziellen kera- j

mischen Materialien und Cermeten.

Auch sind Ziel der Erfindung derartige Oxyd-Borid-Zusammensetzungen, die unter Vakuumsinterbedingungen stabil sind und die somit ohne Beeinträchtigung der Leistung nach herkömmlichen pulverjmetallurgischen Techniken hergestellt werden können.

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Schließlich sind auch Ziel der Erfindung Cermete auf der» Basis von Aluminiumoxyd und Ubergangsmetalldiboriden, die ausreichende Festigkeits- und thermische Deformationseigenschaften sowie die erforderlichenche.np-schen Eigenschaften besitzen, damit ein Bearbeitungswerkzeug geschaffen werden kann, das insbesondere zur Bearbeitung von Superlegierungen bei hohen Schneidgeschwindigkeiten einsetzbar ist.

Gemäß der Erfindung wird ein Cermet vorgeschlagen, bei welchem der Aluminiumoxydgehalt nicht kleiner als 48 Gewichts% der Zusammensetzung beträgt, das feuerfeste Metalldiborid von 5-50 Gewichts% der Zusammensetzung ausmacht und aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus TiB₂, ZrB₂ und HfB₂ ausgewählt ist, und auch bis zu 20 Gewichts% eines Diborids eines Metalles enthält, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Vanadium, Niobium, _ί

κ
Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram besteht, das feuerfeste

Carbid oder Carbonitrid auf feuerfesten tL-bergangsmetallen der Gruppe IV (Titan, Zircon und Hafnium), Gruppe V (Vanadium, Niobium und Tantal), und Gruppe VI (Chrom, Molybdän und Wolfram) vorzugsweise aber den Metallen der Gruppe IV basiert, und bis zu 3 5 Gewichts% der Zusammensetzung aufweisen kann, wobei die Metalle der Eisengruppe bis zu 4 Gewichts% der Zusammensetzung enthalten können, und Magnesiumoxydzusätze bis zu 3 Gewichts% der Zusammensetzung zur Unterstützung der Sinterung der Zusammensetzung enthalten sind.

Nachstehend wird die Erfindung in Verbindung mit der Zeichnung anhand von Ausführungsbeispielen erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 die Makrostruktur eines Cermets aus 68,5 Gewichts% Al₂O₃, 1,5 Gewichts* MgO und 30 Gewichts% TiB₂, hergestellt durch Vakuumsintern bei 1710⁰C, in lOOOfacher Vergrößerung,

Fig. 2 die MikroStruktur eines Cermets aus 59,5 Gewichts% Al₂O₃, 0,5 Gewichts% MgO, 29 Gewichts% TiB₂ und 11 Gewichts% TiC, gesintert bei 182O°C unter einer Heliumatmosphäre, in lOOOfacher Vergrößerung,

Fig. 3 Kurven für die Verschleißmarkenbreite an der Hauptschneide

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und an der Schneidspitzenrundung eines Al^Oo-TiB^ bei der Bearbeitung von 4340 -Stahl,

Fig. 4 den Kolkverschleiß von Al₉0--TiB_o-Cermeten als Funktion des TiB₂-Gehaltes bei der Bearbeitung von 4340 - Stahl,

5 die Gesamtschnittzeit bis zum Kantenbruch von Al₂

Cermeten als Funktion des TiB₂ -Gehaltes bei der Bearbeitung von 4340-Stahl, und

Fig. 6 eine Verschleißkurve für ein Cermet, das aus 69 Gewichts% Al₃O₃, 1 Gewichts% MgO und 30 Gewichts% TiB₂ bei der Bearbeitung von INCONEL 6 25 besteht.

Die Bestandteile, die bei der Herstellung von Cermeten nach der Erfindung verwendet werden, sind Pulver der Oxyde und der vorlegierten Boride, Carbide, Nitride und Carbonitride der Übergangsmetalle; die Metalle der Eisengruppe sind als elementare Pulver beigefügt.

Unabhängig von der Art und Weise, die bei der Herstellung der Zusammensetzung des Cermets angewendet wird, ist es wichtig, Bedingungen zu wählen, die eine gleichförmige Verteilung der Bestandteile in dem Legierungsgemisch gewährleisten. Dies trifft insbesondere auf Magnesiumoxyd zu, dessen Hauptzweck darin besteht, den Sintervorgang zu unterstützen, und das nur in vergleichsweise geringen Mengen im Gemisch vorhanden ist. Eine ausreichende Verteilung von MgO im Legierungsgemisch kann durch Mahlen erreicht werden, wenn die Korngröße des Magnesiumoxydbestandteilpulvers genügend klein ist ( 0,2 ); die getrennte Herstellung eines vorhomogenisierten Oxydgemisches ist jedoch empfehlenswert, wenn das Pulver ziemlich grob ist. Die Herstellung eines solchen vorhomogenisierten Oxydgemisches kann durch verschiedene, an sich bekannte Methoden erreicht werden, z.B. thermische Zerlegung von Gemischen, die aus hydratisiertem Aluminiumsulfat und basischen Magnesiumcarbonaten bestehen, oder durch Hydrolyse der hydratisierten Nitrate von Aluminium und Magnesium mit anschließender Kalzinierung des Produktes bei Temperaturen etwas über 1000 C.

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Ein anderes Verfahren, das besonders homogene Oxydgemische ergibt, besteht darin, daß aus Glycol und Zitronensäure zusammengesetzte Lösungen von Aluminium- und Magnesiumsalzen, vorzugsweise die Nitrate, verdampft werden und einen homogenen, glasartigen Feststoff bilden, der dann entzündet und in Luft erhitzt wird, damit das reine Oxydgemisch, frei von organischen und anorganischen Nebenprodukten, erhalten wird.

Die Carbidpulver, die bei der Herstellung der Cermete nach vorliegender Erfindung verwendet wurden, waren kommerzielle Produkte; die Nitride wurden durch direkte Kombination der Elementarmetallpulver mit Stickstoffgas bei Temperaturen zwischen 1200°C und 1500°C hergestellt; vorlegierte Carbonitride der Übergangsmetalle der Gruppe IV wurden durch Erhitzen des innig gemischten Carbid- und Nitrid-Bestandteiles über mehrere Stunden lang auf Temperaturen von 220O⁰C bis 2400⁰C unter Teilstickstoffatmosphäre hergestellt, während der Herstellvorgang für Carbonitride, die feuerfeste Übergangsmetalle der Gruppe IV und der Gruppe VI enthalten, in der V/eise durchgeführt wurde, daß Gemische von Metallcarbid der Gruppe IV und Metallpulvern der Gruppe VI mit Stickstoffgas bei Temperaturen zwischen lh50⁰C und 165O°C nitriert wurden. Substo^ch.iometri3che Carbide und Nitride wurden aus den stöchiometrischen Bestandteilen durch Hinzufügen der gewünschten Menge an Metallpulvern und durch Homogenisieren des Gemisches bei Temperaturen zwischen 1800⁰C und 2100⁰C unter Vakuum (wenn die Legierungsbestandteile Carbide sind) oder unter inertem Gas (wenn die Legierungsbestandteile Nitride sind) hergestellt.

Neben den routinemäßigen Herstellveränderlichen, der Wahl der Bestandteile und der Legierungszusätze und ihrer Korngrößenverteilung wie auch der Mahl- (Misch-) und Sinterbedingungen beeinflussen in hohem Maße die Mikrostruktur und die Phasenzusammensetzungen und damit die Eigenschaften des gesinterten Cermets.

Obgleich keine allgemein gültigen Richtlinien gegeben werden können, weil jeder individuelle Anwendungsfall seine eigenen speziellen Forderungen hat und das Herstellverfahren und die Parameter,

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die gewählt werden, von der Gesamtzusammensetzung wie auch den Zusammensetzungen und den Korngrößenverteilungen der einzelnen Bestandteile abhängen, dienen die nachstehenden Angaben, die auf gemessenen Eigenschafts- und Leistungsdaten der Cermete nach vorliegender Erfindung beruhen, als Anhaltspunkte zur Kennzeichnung der Cermete, die in den Schutzumfang vorliegender Erfindung fallen.

Die Cermete mit den besten Ergebnissen sind jene, bei denen die Oxyd- und die Metallphase zwei kontinuierliche, einander durchdringende Gitter bilden, das Oxyd eine sehr geringe Korngröße besitzt und die Metallphase eine Doppelkornstruktur aufweist, die aus kleineren Körnungen (<l,5u) und größeren Körnungen bis zu 8 Mikron Durchmesser besteht, sowie vorzugsweise zwischen 28 und 3 5 Volumen Prozent des Cermets darstellt. Unter den in vorliegender Erfindung beschriebenen Cermeten haben die Kombinationen, die neben Aluminiumoxyd und Magnesiumoxyd nur Übergangsmetalldi- ! boride der Gruppe IV, insbesondere TiB₂ enthalten, die besten Sintereigenschaften, sind unter Vakuumsinterbedingungen stabil und haben auch die höchsten Biegefestigkeitswerte aller untersuchten Cermete ergeben. Die Oxyd-Borid-Zusammensetzungen unterliegen jedoch einem raschen Kornwachstum, wenn sie auf mehr als 50⁰C bis 70⁰C über die normalen Sintertemperaturen von 17 25°C erhitzt werden. Bei Boridwerten mit weniger als 30 Volumen-Prozent kann eine übermäßige Korngrobheit eine Unterbrechung der dreidimensionalen Kontinuität des Boridgittersfoewirken, das durch den Verlust von elektrischer Stromleitfähigkeit des Cermets und durch Verringerung der Festigkeitswerte auf weniger als «+,200 t/cm (60 ksi) angezeigt wird. Die Diskontinuität des Boridgerippes ergibt auch i eine Entlastung der Kompressionsbeanspruchungen auf die Aluminiumoxydphase, und das charakteristische Randmuster, das längs der Aluminiumoxyd-Korngrenzen in Strukturen mit zwei einander durch- j dringenden Gerippen unter polarisiertem Licht beobachtet wird, fehlt in Cermeten mit isolierten Diboridkörnung-en.

Die Korngrößenstabilität der Legierungsphasen wird wesentlich

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durch Hinzufügen von Carbiden und Nitriden verbessert, solche Hinzufügungen erfordern aber höhere Sintertemperaturen und im allgemeinen eine inerte Gasofenatmosphäre während des Sinterνorgangs, da solche Zusätze unerwünschte Wechselwirkungen mit dem Aluminiumoxyd unter Vakuum bei Temperaturen über 1450⁰C - 1500⁰C verursachen. Bei hohen Konzentrationen von stöchiometrischen oder nahezu stöchiometrischen Carbiden wird die Drucks int erungs- (Heißpreß-j) Technik bevorzugt, weil die niedrigen Temperaturen, die für eine vollständige VerdicHung erforderlich sind, zur Verringerung solcher unerwünschter Wechselwirkungen zwischen der Carbid- und der Oxydphase beitragen.

Die Herabsetzung der Kohlenstoffaktivität in Monocarbiden bei großen Homogenitätsbereichen, z.B. TiC, durch Herabsetzen des ; Kohlenstoffgehaltes setzt die Wechselwirkungstendenz herab und ; verbessert auch das Sinterverhalten; die Eigenschaften und die Leistung solcher Cermete, die durch Kaltpressen und Sintern unter inertem Gas hergestellt werden, -gleichen denen, die durch Heiß- j pressen hergestellt wurden und waren Werkzeugen überlegen, die j aus den stöchiometrischen Carbiden nach einer der beiden Methoden ί hergestellt wurden. Aus bisher noch nicht vollständig geklärten Gründen waren die Festigkeit und die Werkzeugleistung von Cermeten, die aus Nitriden mit hohem Stickstoffmangel hergestellt wurden, denen unterlegen, die aus den stöchiometrischen und nahezu stöchiometrischen Bestandteilen hergestellt wurden.

Die den Beschreibungsunterlagen beigegebenen Tabellen und graphischen Darstellungen zeigen die Leistung einer großen Anzahl von Werkzeugen mit unterschiedlichen Zusammensetzungen innerhalb des , Bereiches nach vorliegender Erfindung für Cermete, die speziell zu Vergleichszwecken hergestellt wurden , und für ein bekanntes Al₀Oo-TiC-Cermet, das das beste bekannte keramische Schneidwerkzeugmaterial, das zur Zeit zur Verfügung steht, darstellt.

Es wurden drei unterschiedliche Prüfbedingun-gen, eine mit 4340 j Stahl, eine mit Superlegierung INCONEL 825 und eine mit Super- '■

legierung INCONEL 718 verwendet. Diese Bedingungen sind als

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Prüfbedingung A, Prüfbedingung B und Prüfbedingung C bezeichnet. Wenn nicht anders angegeben, sind die Prüfbedingungen, auf die in den Tabellen Bezug genommen wird, folgende:

Prüfbedingung A (Verschleuß- und thermomechanische Ermüdungsprüfung )

4340 Stahl, Rockwell C-Härte R 22 bis 29; Schnittgeschwindigkeit 300m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,38 mm, Schnittiefe I,25mi4 kein Kühlmittel. SNG 433 oderSNG 633 Einsätze, scharfe Schnittkanten .

Prüfbedingung B (Superlegierungs-Bearbeitungsprüfung)

INCONEL 625, Lösungsbehandelt R 29-35; Schnittgeschwindigkeit 240 m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,17 5 mm pro Umdrehung; Schnittiefe 2,5 mm; kein Kühlmittel. SNG 633 Einsätze, scharf oder leicht gehonte Kanten (<0,05mm Kantenradius).

Prüfbedingung C (Superlegierungs-Bearbeitungsprüfung)

INCONEL 718, lösungsbehandelt, R_c27 bis 32; Schnittgeschwindigkeit 240 m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,17 5 mm pro Umdrehung; Schnittiefe 2,5 mm; kein Kühlmittel. SNG 433 oder SNG 633 Einsätze, scharfe oder leicht gehonte Kanten (<0,05 mm Kantenradius).

Die folgenden 8 Beispiele, die für einige der Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung repräsentativ sind, beschreiben im einzelnen 5 spezielle Zusammensetzungen und die Art und Weise, in der sie hergestellt werden.

Beispiel 1

Ein Gemisch bestehend aus 6,4 Gewichts% Al₉Oo, 1,0 Gewichts% MgO und 3 5 Gewichts% TiB„ wird gründlich in einer Kugelmühle 30 Stunden lang gemahlen, wobei Naphta oder Wasser als Mahlflüssigkeit verwendet wird. Der Puderbrei wird dann getrocknet, es werden 6 Gewichts% Paraffin als Preßhilfe hinzugefügt, das Gemisch wird in einer Mischvorrichtung homogenisiert, und das Pulvergemisch

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- ίο -

bei 0,21 t/cm in Teile gepreßt. Die frischen Preßkörper werden in Aluminiumoxydsand gepackt oder auf Graphitplatten gestapelt, die mit TiB₂ überzogen sind, in einem dreistündigem Zyklus bei 3 5O°C unter Vakuum entwachst, eine Stunde lang bei 1500⁰C vorgesintert, und auf volle Dichte während eines einstündigen Sinterzyklus bei 1700⁰C - 173O°C in Vakuum gesintert. Das gesinterte Produkt hatte eine Rockwell-Α Härte von R_Ä/v94 sowie eine mittle-

2 re BiegefestigJ<a.t von 9/150 t/cm (135 ksi).

Beispiel 2

Der getrocknete Pulverbrei der Zusammensetzung nach Beispiel 1 wird in Graphitformen gefüllt und 20 Minuten lang bei 1600⁰C bis 1700⁰C bei einem Druck von 210 kg/cm (3000 psi) heißgepreßt. Der heißgepreßte Teil wurde dann in entsprechende Prüflinge durch Schneiden mit einem Diamantrad geformt. Die Rockwell A Härte des heißgepreßten Cermets betrug etwa R.^ 94, und die mittlere Biegefestigkeit 8,54 t/cm² (122 ksi).

Beispiel 3

Ein Gemisch bestehend aus 63,5 Gewichts% Al₂O₃, 1,5 Gewichts% MgO 30 Gewichts% TiB₂ und 5 Gewichts% TiN wurde in gleicher Weise wie unter Beispiel 1 beschrieben behandelt und eine Stunde und 30 Minuten lang bei 1720°C unter Vakuum gesintert. Die Härte des gesinterten Cermets betrug R..-v 93,5 und die mittlere Biegefestigkeit 7,70 t/cm² (110 ksi).

Beispiel 4

Ein Gemisch bestehend aus 60 Gewichts% Al₃O₃, 1,7 Gewichts% MgO, 10 Gewichts% TiB₂ und 28,3 Gewichts% Carbonitrid ^(Ti0,83^Mo0_|17^)(C0,86^N0,14⁾0,91 ™^{Γάβ in} S^{leicher Weise wie} Beispiel 1 behandelt, die entwachsten Preßlinge eine Stunde lang bei 1450⁰C unter Vakuum vorgesintert und zwei Stunden lang bei 1810⁰C bis 1830⁰C unter einer Ofengasatmosphäre bestehend aus

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- li -

99 Volumen-Prozent Helium und 1 Volumen-Prozent Stickstoff gesintert. Die Härte des gesinterten Germets betrug R. ^-93 und die mittlere Biegefestigkeit 7,9 t/cm² (113 ksi).

Beispiel 5

Der getrocknete Pulverbrei der Zusammensetzung nach Beispiel 4 wurde 30 Minuten lang bei 1800⁰C in Graphitformen heißgepreßt und der daraus entstehende Preßling in entsprechende Formen unterteilt. Die Härte des heißgepreßten Cermets betrug R. 92, und die mittlere Biegefestigkeit 8,61 t/cm² (123 ksi).

Beispiel 6

Ein Gemisch aus 59,1 Gewichts% Al₂O₃₅ 1,6 Gewichts% MgO, 18 Gewichts% TiB₀ und 21 Gewichts% TiC_{n cc} wurde in gleicher Weise wie in Beispiel 1 beschrieben behandelt, die entwachsten bzw. entparaffinierten Preßlinge wurden eine Stunde lang bei 13 50 C unter Vakuum vorgesintert und zwei Stunden lang bei : 1825 C unter Helium von Umgebungsdruck gesintert. Die Rockwell-Härte der gesinterten Cermete betrug R. λ. 93,2, und die mittlere Biegefestigkeit 8,62 t/cm² (126 ksi).

Beispiel 7

Der getrocknete Pulverbrei der Zusammensetzung nach Beispiel 6 wurde 25 Minuten lang bei 1800⁰C in Graphit heißgepreßt und der dadurch erhaltene Preßling in entsprechende Formen unterteilt bzw. geschnitten. Die Härte des heißgepreßten Cermets betrug R^Λ/94, j und die mittlere Biegefestigkeit 8,40 t/cm² (120 ksi).

Beispiel 8

Ein Gemisch aus 43,7 Gewichts! Al₃O₃, 1,3 Gewichts% MgO und 55 Gewichts% HfB₂ wurde in gleicher Weise wie unter Beispiel 1 beschrieben behandelt und eine Stunde lang bei 17 50⁰C unter Vakuum gesintert. Das gesinterte Cermet hatte eine Härte von

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- 12 R^ 93 und eine mittlere Biegefestigkeit von 7,77 t/cm² (111 ksi).

Prüfresultate und Leistungsdaten für in diesen Beispielen beschriebene Legierungszusammensetzungen anderer Werkzeuge nach der Erfindung und bekannter Al₂O₃-TiC-Werkzeuge, die alle den vorbeschriebenen Prüfbedingungen unterzogen wurden, sind in den Tabellen 1, 2 und 3 am Ende der Beschreibung und in den Figuren 3, 4, 5 und 6 der Zeichnung angegeben.

Fig. 3 zeigt die mittlere Verschleißmarkenbreite an der Hauptschneide und an der SchneidSpitzenrundung sowie den Kolkversc^leiß als eine Funktion der Schnittzeit eines Werkzeuges mit einer Gesamtzusammensetzung von 63,3 Gewichts% Al₃O₃, 1,7 Gewichts % MgO und 35 Gewichts% TiBj unter der Prüfbedingung A. .

Fig. M- zeigt die mittlere Kolkgeschwindigkeit von Werkzeugen, die aus Al₃O₃(MgO)-TiB₂-Cermeten hergestellt sind, in Abhängigkeit von dem TiB^-Gehalt, wenn sie der Prüfbedingung A unterzogen werden.

Fig. 5 zeigt die m-ittlere Schnittzeit bis zum Kantenbruch (Ermüdungslebensdauer) von Werkzeugen, die aus Al₀O₀ (MgO)-TiB₀-Cermeten hergestellt sind, als Funktion des TiBg-Gehaltes und ferner die Schnittzeit bis zum Kantenbruch der bekannten und einer kaltgepreßten und gesinterten bekannten Al₃O₃-TiC-Zusammensetzung, wenn sie der Prüfbedingung A unterzogen werden.

Fig. 6 zeigt die mittlere Verschleißmarkenbreite an der Hauptschneide und der Schneidspitzenrundung eines Werkzeuges mit einer Gesamtzusammensetzung von 69 Gewichts% Al₃O₃, 1 Gewichts! MgO und 30 Gewichts% TiB₃ als Funktion der Schnittzeit bei der Bearbeitung von INCONEL 625 unter den folgenden Bedingungen: Schnittgeschwindigkeit 300 m/min, Vorschubgeschwindigkeit 0,1275 mm pro Umdrehung; Schnittiefe 2,5 mm; kein Kühlmittel. Werkzeug- . geometrie SNG 433, scharfe Kanten.

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Aus den Kurven der Figuren 3-6 und den Tabellen 1-3 ergibt sich, daß die Werkzeuge nach vorliegender Erfindung ausgezeichnete Ermüdungslebensdauer bei der Bearbeitung von Stählen im Vergleich zu keramischen Werkzeugen, die für ähnliche Anwendungsfälle ausgelegt sind, besitzen; die Kolkgeschwindigkeiten sind etwa die gleichen wie die für kommerzielle Werkzeuge gemessenen, während die Verschleißgeschwindigkeit an der Schneidspitzenrundung während der Anfangsperiode des Verschleisses der Werkzeuge etwas höher sind. Die hohe Leistung an Superlegierungen bei hohen Metallabnahmegeschwindigkeiten und ohne Kühlmittel zeigt die hohe Kantenfestigkeit und den hohen thermischen Deformationswiderstand der Cermete nach der Erfindung an. Fluorsäure, die durch Oberflächenoxydation der Boridkomponente im Cermet während des Bearbeitungsvorganges gebildet wird, dient als Schmiermittel zwischen Werkzeug und Werkstück und trägt .deshalb zur guten Leistung dieser Werkzeugmaterialien bei der Bearbeitung der Superlegierungen mit hohen Schnittgeschwindigkeiten bei.

Die Tabellen 4 und 5 am Ende der Beschreibung enthalten Prüfdaten für eine Anzahl von Werkzeugen, die aus speziellen Zusammenseetzungen nach vorliegender Erfindung hergestellt wurden, und die der Prüfbedingung A unterzogen wurden. Prüft man diese Daten, so ergibt sich, daß viele der in den Tabellen H und 5 angegebenen Legierungen, selbst wenn sie unter optimalen Bedingungen hergestellt werden, außerhalb der Zusammensetzungsbereiche liegen, die in Wettbewerb mit vorhandenen Werkzeugmaterialien in dem betrachteten Anwendungsbereich liegen, die jedoch mitaufgenommen worden sind, um die zweckmäßigen Zusammensetzungsgrenzen der Legierungen nach der Erfindung klarer zum Ausdruck zu bringen. Tabelle 6 enthält Prüfdaten von Werkzeugen, die aus boridfreien Zusammensetzungen für Zusammensetzungszwecke hergestellt wurden, wenn sie der Prüfbedingung A unterzogen wurden.

Die folgenden Ausführungen fassen die Wirkungen und Einflüsse unterschiedlicher Legierungszusätze auf die Herstellbarkeit, die Eigenschaften und die Leistung von Cermeten nach der Erfindung zusammen.

1. Zusätze von MgO verbessern die Sinterfähigkeit der Zusammensetzung nach vorliegender Erfindung, hohe Vierte erhöhen jedoch die Kerbwirkungstendenzder Werkzeuge. Die optimalen Konzentrationen von MgO liegen bei etwa 0,2 bis 0,6 Gewichts% der Menge an Al₂O₃ für Cermete, die durch Drucksintern hergestellt werden, und zwischen 1 und 2 Gewichts% der Menge von Aluminiumoxyd für Materialien, die durch Kaltpressen und Sintern hergestellt werden.

2. VersehMß- und Kolkfestigkeit der Werkzeuge nehmen mit zunehmendem Boridgehalt ab. Cermete, die feuerfeste Übergangsmetallbor ide der Gruppe IV enthalten, zeigen die beste Leistung, obgleich das Vorhandensein von kleineren Mengen, etwa weniger als 20 Gewichts% von Metalldiborid der Gruppe IV, anderer feuerfester Obergangsmetalldiboride ohne wesentliche Änderungen in der Leistung zulässig sind. Die Verwendung von Boriden, die nur Metall der Gruppe V und der Gruppe VI als Boridkomponente in den Legierungsbildungen enthalten, wird nicht empfohlen, weil diese Zusammensetzungen schlechte Sinter- und Festigkeitseigenschaften besitzen. Die Verdampfung der Metallkomponente von Cermeten, welche hohe Konzentrationen von VB2 und CrB„ während des Vakuums interns enthalten, ergj-bt üblicherweise eine hohe Porosität, und solche Zusammensetzungen werden deshalb vorzugsweise durch Drucksintern hergestellt.

3. Zusätze von Carbiden, Nitriden und Carbonitriden haben einen sehr ausgeprägten Einfluß auf die Korngrößenstabilität der Legierungen, erhöhen jedoch die Sintertemperaturen, die für eine vollständige Verdichtung erforderlich sind, und machen insbesondere im Falle von Carbiden die Verwendung einer Inertgassinteratmosphäre erforderlich. Unter den zur Verfügung stehenden Übergangsmetallverbindungen werden die Carbide, Carbonitride und Nitride der Übergangsmetalle der Gruppe IV, die mit kleineren Mengen an Übergangsmetallen der Gruppe V und der Gruppe VI legiert sein können, bevorzugt. Certmete, die wesentliche Mengen an ZrN und HfN enthalten, sind schwierig auf volle Dichte zu sintern und werden deshalb vorzugsweise durch Drucksintern

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hergestellt.

H. Der Zusatz von kleineren Mengen (<4 Gewichts%) von Eisenmetallen wahlweise legiert mit geringeren Mengen an feuerfesten Übergangsmetallen, z.B. Molybdän, Wolfram und Chrom, ermöglichen die Senkung der Sintertemperatur von Borid enthaltenden Cermeten um 50 C bis 75 C. Werkzeuge, die aus mit Eisenmetall legierten Cermeten hergestellt werden, zeigen gute Ermüdungslebensdauer, sind jedoch weniger verschleißfest als die eisenmetallfreien Gütegrade.

Zusätze von Eisenmetallen zu Cermetzusammensetzungen, die einen hohen Anteil von Carbiden, Nitriden oder Carbonitriden enthalten, sind nur möglich, wenn die Zusammensetzungen unter Druck gesintert werden; beim Erhitzen kaltgepreßter Teile solcher Zusammensetzungen auf Sintertemperatür tendiert die Eisenlegierung dazu, an die Oberflächen der Teile zu wandern, während das Innere der gesinterten Teile porös bleibt.

5.Zusammengesetzte.Werkzeuge, die aus einem Laminat einer zähen Carbidunterlage und einer dünnen Schicht «0,7 mm) Cermet bestehen, können zweckmäßigerweise zur Verringerung der Gesamtbruchempfindlichkeit der Cermete für Bearbeitungsanwendungen verwendet werden. Ein geeigneter Vorgang zur Herstellung eines zusammengesetzten Werkzeuges besteht darin, daß eine dünne as-gesinterte oder vorgeschliffene Cermetplatte mit Nickel elektroplatiert wird und daß die mit Überzug versehene Platte an der Carbidunterlage mit einer Cu-Ni-Ti-Legierung verlötet wird. Die Verschleißfestigkeit von zusammengesetzten Werkzeugen, die auf diese Weise hergestellt wurden, ist gleichwertig mit der von festen Cermetwerkzeugen.

Die in den Tabellen und graphischen Darstellungen gezeigten Daten sind repräsentativ für viele andere Legierungen im Bereich der Erfindung, die hergestellt und geprüft wurden. Aus einem Vergleich der Leistungsdaten ergibt sich, daß die neuen, erfindungsgemäßen Zusammensetzungen eine wesentliche Verbesserung

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der Gesamtleistung bekannter Werkzeuge bei der Bearbeitung von Stählen ergeben und insbesondere für die Bearbeitung von Superlegierungen mit hohen Metallabnahmegeschwindigkeiten sind.

ß 0 9 8 8 Λ/1

Tabelle 1. Verschleißverhalten der· Werkzeuge nach den Beispielen Ibis 8 im Vergleich zu handelsüblichem Cermet, Prüfbedingung A.

Gesamtschnitt- Kerbe an der Verschleißmarkenbreite

zeit in min.

Schneidspitzen- A B
rundung in mm in mm in mm

	Werkzeug	1	1Ο₅57	<0₉05	0,2-
	Beispiel	ti	3O_?O2	ausgebrochen	0,33
	JI	2 ϊί	10,00 29,80	ausgebrochen	0,23 + ausgebr.
3 D	Beispiel U	3	6,9	ausgebrochen	ausgeh r
O O	Beispiel	4	7,1	ausgebrochen	ausgebr.
	Beispiel	5 ti	10,17 14,30	ausgebrochen	0,18 ausgebr.
*Λ. _&. J>	Beispiel Il	6	8,10	0,08	ausgebrβ
a	Beispiel	7 tt	10,08 19,60	<0,05	0,18 ausgebr.
	Beispiel Il	8	10,36 17,61		0,25 ausgebr.
	Beispiel Il

Kerbe an der Hauptschneide in mm

Kolktiefe in mm

Bemerkungen

Al₉Q^-TiC Cermet 10,11
^!l " 12,3 2

ausgebr,

0,18-ausgebr.

0,23
0,4

0,25
0,48

0,25
0,20 +

0,18 +
0,23

0,15

0,18 +
0,36

0,28
ausgebr,

0,18 +
0,23

+) Verschleißmarkenbreite: A

an der Schneidspitzenrundung
an der Hauptschneide

0,012 0,020 0,012

<0,012

0,011

<0,010 0,012

0,013

0,010 0,0013

SchneidSpitzenbruch

ti

Schneidspitzenbruch

Schneidspitzenbruch Schneidspitzenbruch

Schneidspitzenbruch

Bruch an der Hauptschneide

Schneidspitzenbruch J_n^

Beispiel 1 Beispiel 2 Beispiel 3 Beispiel 4 Beispiel 5 Beispiel 6 Beispiel 7 Beispiel 8

Werkzeug A Werkzeug B Werkzeug C Aloöq~TiC " "Cermet Kolktiefe in
mm

punching

3,78 3,93 3/25 3_?i7 3,63 3,34 4,01 3₉43

«4 _a33

4, 4,47 1,41 1,43

0,15 0,23 O₃SO 0,40 0,25 0,25 0,20

0,40

ausgebr⁵,

0₉20 0,15 0,15

0,15 0,15

0,4 0,55 0,20 0 , 4 0₉23 0,30 0,52 0,60

0,28 0,50 0,55

0,10 ausgebr

0,90 1,08 0,40 0,58 0,40 0,55 0,80 1,08

0,40 1,00 0,90 0,30

0,35 0,48 0,93 1,25 O₃65 0,80 1,05 O₂

0,78 0,90 0,60 0,40

Werkzeug A: Werkzeug B: Werkzeug C:

Beispiel 3, druckgesintert

69 Al₂O₃₉ 1,0 MgO, 30 TiB₂, vakuumgesintert

7 2 Al₀O₀, MgO, 27 TiB₀, vakuumgesintert 0,05

0,05

0,025

0,038

0,05

0,055

0,068
0,063
0,05

0,052 (0,05) 0,043 0,038 0,05 (0,55) 0,055 0,05

0,068 0,063 0,05

Bemerkungen

Tabelle 2. Versch.l<?iJ6verhalten der Werk/.euge in den Beispielen 1 bis 3 und anderer Testwerkzeuge im Vergleich zu handelsüblichem Cermet. Prüfbedingung B.

Gesamtsahnitt- Kerbe an Verschleißmarken- Kerbe

Werkzeug y.e.xt in min. der Mebe.n-bi.Oitp an der

schneide an. der an der Haupt-

Se.hneicl·- Haupt- schnei-

Spitzen- schnei- de in

de in mm mm Sehneidenabnutzung
in mm

Riß an der Haupt schneide

Κ» CJ)

Tabelle 3. Verschleißverhalten der Werkzeuge nach den Beispielen 1 bis 8. Prüfbedingung C.

Werkzeug

Gesamt- Kerbe an schnitt- der Nebenzeit schneide in min. in mm

Verschleißmarken-

breite	an der
an der	Haupt
Schneid	schneide
spitzen	in mm
rundung .
in mm

Kerbe Schneidenan der abnutzung
Haupt- in mm
schneide
in mm

Kolktiefe
in mm Bemerkungen

Beispiel 1 3,4-6

Beispiel 3 3,25

Beispiel 5 2,8 6

Beispiel 7 2,3 5

0,30

0,25

0,40 0,32

0	,5 ausgebr.	,20	⁰	,HO	1	,87
0	,30	,30	0	,25	1	,50
1	,25	,25	0	,25	1	,05

<"O,O25 Ungleichmäßige Schneidenabnutzung

^0,025 " £

^0,025 Starke Kerbbildung an der

<O,O25 Schneidspitzenrundung

cn co ο

00

Tabelle 4: Ausgewählte Liste von Oxyd-Borid-Cermeten CWerkzeug-Lebensdauerdaten für Prüfbedingung A)

Bruttozusammens etzung von Cermet, Gewichts%

Herstellmethode +) Mittlere Schnittzeit

bis zum Schneidenbruch Bemerkungen

in min

84,5 Al₂O₃, 0,5 MgO, 15 TiB₂ Vac

It

84,0 Al₂O₃, 1,00 MgO, Il

83,5 Al₂O₃, 1,5 MgO, Il

7 9,5 Al₂O₃, 0,5 MgO, ti

79,0 Al₉Oo, 1,0 MgO, 20 TiB₀

' ^a 11 *

Il

78,5 Al₀Oo, 1,5 MgO, 20 TiB„

i 3 _n Il

78,0 Al₂O₃, 2,0 MgO,

Il

4,6

PS Gas	4,3 2,3
Vac PS Gas	6,0 6,0 4,6
Vac PS Gas	7,3 6,6 4,2
Vac PS Gas	6,6 5,0 2,4
Vac PS Gas	9,5 9,0 6,6
Vac PS Gas	9,3 10,0 5,6
Vac PS Gas	8,0 7,0 4,3

Spuren von Porosität

grobes TiB₂

geringe Porosität, grob

Spuren von Porosität

grobes Korn

ti

grobes Korn

+) Vac = Vakuumgesintert, 1650° bis 17 3O°C PS = Druckgesintert, 1600° bis 17 8O°C Gas = Gesintert unter Edelgasatmosphäre bei Umgebungsdruck NJ CD CO CD CD

Tabelle 4 (Forts.)

BruttoZusammensetzung von Cermet, Gewichts%

Herstellmethode + )

Mittlere Schnittzeit bis zum Schneidenbruch in min.

Bemerkungen

74,5 Al₉O-, 0,5 MgO, 25 TiB₉

Δ o _If Δ it

69,5 Al₉Oo, 0,5 MgO, 30 TiB₉

^Δ ^ΰ Il ^

69₉O A1₉O_Q, 1,0 MgO, 30 TiB₉ δ a „ δ

it

68,5 Al₂O₃, 1,5 MgO, 30 TiB₂

It

68,0 Al₉O₀, 20 MgO, 30 TiB₉

Δ O „ Δ

Il

67,0 Al₂O₃, 3,0 MgO, 30 TiB₂

It

65,0 Al₂O₃, 5,0 MgO, 30 TiB₃

11
65,0 Al₀Oo, 5,0 TiO, 30 TiB₉

Δ O _u Δ

ti

65,5 Al₉Oo, 0,5 MgO, 35 TiB₉

Δ Ο H Δ

Il

6Η,0 Al₂O₃, 1,0 MgO, 35 TiB₂

It
Il

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS Gas

7,5 6,2 6,6

Ik

14 12

26 16 19

18 15 19

18 11 16

8,8

11 nicht geprüft

5,6 nicht geprüft 11 31 9,6 30

>30 16

grobes Korn grobes Korn

leicht porös gröberes Korn

gröberes Korn

Porosität

Porosität geringe Porosität

geringe Porosität nicht geprüft bis zur

cn co ο cn

Zerstörung

grobes Korn

Tabelle 4 (Forts.)

Bruttozusammensetzung
von Cermet, Gewichts%

Herstellmethode + )

Mittlere Schnittzeit bis zum Schneidenbruch in min.

Bemerkungen

63,5 Al₀O₃, 1,5 MgO, 3 5 TiB

63,0 Al₀Oo, 2,0 MgO, 35 TiB

' ° Il

61,5 Al₀Oo, 0,5 MgO, 38 TiB₀

61,0 Al₀Oo, 1,0 MgO, 38 TiB₀

cry ' 3 π £

^ 60,5 Al₀Oo, 1,5 MgO, 38
ζ ο „

co 60,0 Al₀O,, 2 MgO, 38 TiB,

j^~ ^{Δ ύ} Il

^ 66,5 Al₀Oo, 0,5 MgO, 43

—* *■ ^ύ ti

l! 66,0 Al₀Oo, 1,0 MgO, 43

^ ^ύ ti

65,5 Al₀Oo, 1,5 MgO, 43 TiB₀

49,5 Al₂O₃, 0,5 MgO, 50 TiB₂
49,0 MgO, 1,0 MgO, 50 TiB₂

48,5 MgO, 1,5 MgO, 50 TiB₀
39,5 Al₉Oo, 0,5 MgO, 60 TiB₀
39,0 Al₉O₃, 1,0 MgO, 60 TiB,
24,5 Al₀Oo, °»^{5 Μ}§°» ^{75 m}

Al₀Oo, 1,0 MgO, 75 TiB₀

/O₁, Z,

65,0 Al₀O₀., 1,0 MgO, 34 ZrB₀

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Gas

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

34

35

14

46

35

36

26

16

26

19

8,6

4,9

2,9

1,4

3,6

1,9 9,4 4,6

grobes Korn

nicht geprüft bis zur Zerstörung geringe Porosität

grobes Korn

geringe Porosität Spuren von Porosität Porosität

Tabelle 4 (Forts.)

Bruttozusammensetzung von Cermet, Gewichts*

Herstellmethode + )

Mittlere Schnittzeit
bis zum Schneidenbruch in Min.

Bemerkungen

OT
O
CO
OO
OO

64,5 51,0 39,5 j 63,5

55,7 59,0

; 58,5 49,0 48,5

! 44,0 H ^; 34,0

a» 64,0

Al₂O₃, 1,5

L O υ

Al O₃, 1,0

/ O ,ι

Al₂O₃,_t|0,5 Al₀O_n, 1,5

L· O υ

Al₂O₃, 1,3 ₀0o, 1,0

MgO, 34 ZrB, MgO, 48 HfB, MgO, 60 HfB, MgO, 3 5 VB₀

O₃, 1,5

Al₂O₃, 1,0

Al₂O₃, 1,5

Al₂O₃, 1,0

Al_nO , 1,0

C O₁,

O₃, 1,0

50,0 64,0 60,0 64,0 44,0

MgO, MgO,

MgO, MgO, MgO, MgO, MgO,

MgO, MgO, MgO,

MgO, MgO, MgO, MgO, MgO,

43 VB₀ 40 NbB,

40 NbB! 50 Nbß' 50 NbB

O O χ et ι?

65 TaB 3 5 CrB, 45 CrB, 55 MoB,

54,0 Al₀O_n, 1,0 c ο,ι

44,0 Al₀Oo, 1,0

Al O₃, 1,0 MgO, 25 TiB ,

Al₂O , 1,0 MgO, 25 TiB ,

Al O_n, 1,0 MgO, 25 TiB₀,

Al_nO_n, 1,0 MgO, 25 TiB₀,

Al₀O^, 1,0 MgO, 40 HfB;,

44,0 Al₂O₃, 1,0 MgO, 42 HfB₂, 13 NbB₂

24 HfB 10 CrB

14 ZrB 1OVB₀ ^l

15 CiB_n

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

Vac Vac Vac Vac

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

Vac

PS

8,4	-	porös	-	porös	porös	-	porös	-	porös
3,6 1 0	Spuren von Porosität	geringe Porosität	-
*± i.* 13		" , grobes Korn	-
21	-	Il Il	—
' 16	-	sehr porös	—
1,4	grobes Korn
6,6	porös, grobes Korn
1,9	-
3,2	sehr porös
2,6	-
1,4	sehr porös
nicht geprüft	-
3,2
1,4
6,4
nicht geprüft
5,·8
nicht geprüft
4,2
1,9
3,8
23
21
18
19
nicht geprüft
22
4,4

17

OJ CD CD OO

Tabelle 5: Ausgewählte Liste von Oxyd-Borid-Cermeten mit Legierungszusätzen (Werkzeug-Lebensdauer-Daten für Prüfbedingung A).

BruttoZusammensetzung

von Cermet, Gewichts%

Herstellmethode x) Mittlere Schnittze.it bis zum Schneiden- Bemerkungen bruch in min.

64,0 AIoO₀, 1,0 MgO, 30 TiB₀, 5 TiN

* ^ύ Il '

Il

64,0 Al₀Oo, 1,0 MgO, 25 TiB₀₉ 10 TiN_{n K7}

Il

62.4 Al_o0_q, 1,6 MgO, 18 TiB₀, 18 TiN

59.5 Al₀O₃, 0,5 MgO, 10 TiB₀, 30 TiN
59,5 Al-Oo, O₉S MgO, 29 TiB₀₉ 11 TiN

/ O ,, ill

Al₂O₃₉ 1,50 MgO, 24,25 TiB₃₉ 2*,2STi(N_n ,

Il

62,5 Al₀O., 1,5 MgO, 18 TiB₀₉ 18 Ti (C_n ,N_n

Il

„0 Al₀O₂, 1,0 MgO₉ 30 TiB₀₉ 5 TiC_n ,,

^O if L. U, OD

Il

64_;,0 Al_o0_Q9 I₉O MgO, 25 TiB₀, 10 TiC_{n QO}
.40 υ ί u,aii

Il

64,0 Al₂O₃, I₉O MgO, 20 TiB₂, 15 TiC_{n gn}

It

64,0 Al₂O₃₉ I₉O MgO, 10 TiB₂, 3 5 TiC

)_Q ^

6,9

5,6

7,3

6,9

3,2

8,9

4,4

8,2

2,2

2,9

6,6 9,6

4,3

11

8,7

0,l

3,9

geringe Porosität

Il ti

hohe Oberflächen-Porosität

Hohe Oberflächen-Porosität Spuren von Porosität

sehr porös

geringe Porosität

Ca) CD

x) Abkürzungen siehe Tabelle 4

Tabelle 5 (Forts.)

Bruttozusanunensetzung von Cermet, Gewichts%

Herstellmethode

Mittlere Schnittzeit bis zum Schneidenbruch in min.

Bemerkungen

cn coco

59,5 Al₂O₃, 0,5 MgO, 29 TiB₂, 11 TiC

60,7 Al₂O₃₅ 1,3 MgO, 24 Ti

_±η

(C

0,

40,0 Al₂O₃, 1 MgO, 49 HfB₂, 11 TiN

— 40 Al₂O₃₉ 1 MgO, 49 HfB₂, 11 TiC_Q , 62,5 Al₂O₃, 30 TiB₂, 6 Ni, 1,5 Mo

57,5 Al₀Oo, 20 TiB₀, 6 Ni, 15 TiN, 1,5 Mo 57,5 Al₂O₃, 20 TiB₂, 6 Ni, 15 TiC, 1,5

63 Al₂O₃, 33 TiB₂, 4 Fe 62 Al₂O₃, 32 TiB₂, 6 WC

,91

Gas PS

Gas

PS
Vac

PS
Gas Gas PS

Vac

Vac Gas Vac

Gas Vac

Gas

16 6

23

grobes Korn

5,5 6,9	grobes Korn	263068
17 19 ^0,3 16	porös
17
7,9 6,1 14
3	Bruch durch Verschleiß
19	geringe Porosität Il
6,9 21 9	geringe Porosität


Bruch durch Verschleiß
geringe Porosität grobes Korn

Tabelle 6: Ausgewählte Liste von Boridfreien Cerraeten, hergestellt zu Vergleichszwecken CWerkzeug-Lebensdauer-Daten für Prüfbedingung A).

Bruttozusammensetzung von Cermet, Gewichts% Herstell- Mittlere Schnittzeit methode +) bis zum Schneidenbruch in min.

Bemerkungen

78,5 Al₀O₀, 1,5 MgO, 20 TiC *■ ^ύ _»_

64,0 Al₀Oo, 0,5 MgO, 3 5,5 TiC ^ ^ύ _»_

64,0 Al₂O₃, 1,0 MgO, 35 TiC_Q

63,5 Al₀O₀, 1,5 MgO, 35 TiC ^ _»_

59,5 Al₀Oo, 0,5 MgO, 40 TiC — ·' —

58,5 Al₀Oo, 1,5 MgO, 40 TiC

—ties,o Al₀O₀, 1,7 MgO, 35,3 TiN

50,0 Al₀O₀, 1,5 MgO, 48,5 TiN ^{Δ ύ} _ιι _

68,7 Al₂O₃, 30,3 TiN

66,2 Al₂O₃, 2 Ni, 0,5 Mo, 30,3 TiN 70 Al₂O₃, 30 TiCC_{0 5}N_{Q ß})

63,5 Al₂O₃, 2 Ni,oU Mo ,34<Ti_Q 60 Al₂O₃, 1,5

Gas PS Gas PS Gas PS Gas PS Gas PS Gas PS Vac PS Gas Vac PS Gas PS PS

PS

5,8	-	grobes Korn	-	porös	-	grobes Korn
7,6	-	-
4,6	geringe Porosität	-
10,6	-	-
10,2	-	-
11,2	-	-
8,1	-	Kante abgeschrägt
10,8	-	porös, grobes Korn
4,4	geringe Porosität	-
8,6	-
9,1	-
6,4
5,4
9,4
8,9
nicht geprüft
7,6
6,3
14
nicht geprüft
9,9
PS 0,9
Gas 13,2
PS 6,7

50 Al₂O₃, 1,5 MgO,48,5 <Ti_0>83Mo_0>17)(C₀₉₈₆N_0>llf)_0jgl Gas 10,1

PS

8,6

Ca) O CD OO

ADJcurz. s. Tabelle

Tabelle 6 (Forts.) . Bruttozusammensetzung von Cermet, Gewichts% Mittlere Schnittzeit Herstell- bis zum Schneidenmethode bruch in min.

Bemerkungen

60 Al₂O₃,1,5

60 Al₂O₃,!,5

63,5 Al₂O₃,l,5Mgö,

68
68

^{32 Ti(N}0,75°0,25⁾ ^{32 Ti(C}O,75°O,25⁾

45 Al₂O₃, 0,5 MgO, 54,5 HfC 44,5 Al₂O₃, 0,5 MgO, 55 HfN

Al O₃,
O

0,5 MgO, 53 Hf (C

54,5 Al₂O₃, 0,5 MgO, 45 (Hf 60 Al₉Oo, 40 ZrN '

60 Al₀Oo, 40 (Ζγ_λ „_cTi_{rt OC})(N

N_Q i

,25'

'2^W3^J

64 Al₂O₃,

65 Al₉O,, 35 (Ti„"_cV

Si, 33

.O,7 5^XJO,25 ^{36 (Ti}0 5^Nb0,5^)N

Ο,75^ΟΟ,25

67

65 Al₀O

65 Al₂O₃,
6 5 Al₂O₃,
50 Al₂O₃,
29

,82

^Cr

g,18 V²

₃, 0,5 MgO, 34,5 (Ti

35 (Ti_{n 7fi}Cr_n ₀₀)X6

. .ü,/o 0,22 u,/ou,^^

^{35 tTx}O,65^CrO,35^nCO,65^NO,35⁾ ^{50 CTi}O,78^CrO,22^)(CO,78^NO,22⁾ ^{71 <Ti}O,78^CrO,22^)(CO,78^NO,22⁾

0,82^N0,18

80 TiC, 20 TiB₂
80 TiN, 20 TiB₂

Gas PS Gas PS Gas PS PS

PS

PS PS PS PS PS PS PS PS PS

PS PS PS PS PS

Gas

6,2 10,2 1,9 3,6 8,0 4,1 2

7,5

nicht gepr

4 nicht gepr,

9^1 11 6,8 10,5

7,5 5,5 5,0 7,0 6,6

grobes Korn feine Risse durch das ganzeiiWerkzeug

porös

feine Risse d.d.ganze Werkzeug

N3 CD CO O

1,6 Bruch an d.Hauptschneide

Kommerzielles Al₃O₃-TiC Cermet (PS)

12 abgeschrägte Kanten zu scharfen Kanten geschliffen

Claims

Patentansprüche

.Magnesiumoxyd, hitzebeständigen Übergangsmetalldiboriden, hit3ebestandigen Übergangsmetallkarbiden und -nitriden sowie Legierungsmetallen, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die aus den Eisenmetallen, Chrom, Molybdän und Wolfram besteht,

dadurch gekennzeichnet, daß das Aluminiumoxyd wenigstens 48 Gewichtsprozent der Zusammensetzung enthält₉ daß die hitzebeständigen Übergangsmetalldiboride von 5 bis 50 Gewichtsprozent der Zusammensetzung aufweisen, daß die hitzebeständigen Obergangsmetallkarbide und -nitride '/on 0 bis 3 5 Gewichtsprozent der Zusammensetzung enthalten und daß die Legierungsmetalle von 0 bis 6 Gewichtsprozent der Zusammensetzung aufweisen.
2. Materialzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung ein gesintertes Material mit dem Aluminiumoxyd ist, und daß die zusätzlichen Komponenten in Kombination zwei getrennte, jedes für sich aber kontinuierlich durchdringende Gerippe in dem gesinterten Gefüge sind.
3. !Materialzusammensetzung nach den Ansprüchen 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die hitzebeständigen Übergangsmetalldiboride Diboride eines Metalles sind, das aus der Gruppe aus Titan, Zirkon und Hafnium ausgewählt ist.
4. Materialzusammensetzung nach den Ansprüchen 1-3, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil an Magnesiumoxyd zwischen 0,3 und 3 Gewichtsprozent der Zusammensetzung beträgt.
5. Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 - U, dadurch gekennzeichnet, daß die hitzebeständigen Metallkarbide und -nitride Karbide und Nitride von Metallen sind₃ -die aus

609884/1189

36306??

der Gruppe bestehend aus Titan, Zirkon, Hafnium, Vanadium, Niobium, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram ausgewählt sind.
6. Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1-5, dadurch gekennzeichnet, daß die Übergangsmetalldiboride bis zu 20 Gewichtsprozent eines Diborids eines Metalles aufweisen, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Vanadium, Niobium, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram ausgewählt ist, wobei der Ausgleich des Übergangsmetalldiborids ein Diborid eines Metalles ist, das aus der Gruppe bestehend aus Titan, Zirkon und Hafnium ausgewählt ist.
7.Verfahren zur Herstellung einer Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1-6,

dadurch gekennzeichnet, daß ein Gemisch aus Legierungsbestandteilen unter inerten Strömungsmitteln oder Gasen hergestellt wird, bis es eine gleichförmige Konsistenz besitzt und bis die gewünschte Korngrößenverteilung erreicht ist, daß das Gemisch in eine gewünschte Gestalt verdichtet wird, und daß die auf

diese Weise verdichteten Teile bei Temperaturen zwischen 1650°C und 183O°C unter phäre gefiltert werden.

1650°C und 1830 C unter Vakuum oder einer inerten Gasatmos-
8.Verfahren zur Herstellung einer Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1-6, dadurch gekennzeichnet, daß ein Gemisch aus Legierungsbestandteilen unter inerten Strömungsmitteln und Gasen hergestellt wird, bis es eine gleichförmige Konsistenz und die gewünschte Korngrößenverteilung besitzt, daß das Gemisch 15 bis 60 Minuten lang bei Temperaturen zwischen 165O°C und 183O°C unter Druck gesintert wird, und daß das so geformte v-erdichtete Material durch Schneiden in die gewünschte Form und Größe geformt wird.
9.Verfahren nach einem der Ansprüche 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß eine dünne Platte des gesinterten kompakten Materiales mit einem Karbidschneidwerkzeug befestigt und damit ein zusammengesetztes Schneidwerkzeug hergestellt wird.

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