DE2840935A1 - Hartlegierung und verfahren zur herstellung dieser hartlegierung - Google Patents
Hartlegierung und verfahren zur herstellung dieser hartlegierungInfo
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Description
Hartlegierung
und Verfahren zur Herstellung dieser Hartlegierung
Die Erfindung befaßt sich mit einer Hartlegierung und einem Verfahren
zur Herstellung dieser Hartlegierung und insbesondere mit einer Hartlegierung, die ein Bindemetall mit hohem Schmelzpunkt aufweist und eine
hohe Härte besitzt.
Hartlegierungen, insbesondere Sinterhartmetalle, die im wesentlichen
aus den Carbiden Titan, Zirkonium, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram sowie aus einem oder mehreren Metallen
der Eisengruppe bestehen, werden hauptsächlich als Schneidwerkzeuge oder als Werkzeuge mit großem Verschleißwiderstand verwendet. In
neuerer Zeit werden nicht nur Carbide, sondern auch Carbonitride verwendet. Die Eigenschaften der Sinterhartmetalle, welche für Werkzeuge
verwendet werden, sind im wesentlichen eine hohe Härte und ein großer Verschleißwiderstand. Bezüglich der Härte kann man unterscheiden zwischen
der mechanischen Festigkeit und der Warmfestigkeit. Die mechanische Festigkeit und der Verschleißwiderstand stehen in entgegengesetzter
Beziehung zueinander, wenn als Bindemetall ein Metall der Eisengruppe, beispielsweise Kobalt, verwendet wird. Bei der Verwendung von
Kobalt wird in vielen Fällen die mechanische Festigkeit erhöht. Jedoch verringert sich dabei die Verschleißfestigkeit.
Andererseits ist die Änderung der Warmfestigkeit relativ kompliziert.
Die Warmfestigkeit erhöht sich mit erhöhtem Anteil an Kobalt. Wenn jedoch
der Kobaltanteil zu groß bemessen ist, findet eher eine plastische Deformation statt, was hinwiederum zur Verringerung der Warmfestigkeit
führt. Demgemäß sind der Verbesserung der Warmfestigkeit durch
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Erhöhung des Kobaltanteils natürliche Grenzen gesetzt.
Bei Schneidwerkzeugen wird eine hohe Warmfestigkeit und Ermüdungsbeständigkeit gefordert, so daß insbesondere beim Zerspanen zur Herstellung
tiefer Einschnitte mit großem Vorschub die Wirksamkeit des Werkzeugs erhöht wird. Bei verschleißfesten Werkzeugen wird auch verlangt,
daß diese hohen Wärmebeanspruchungen widerstehen, insbesondere bei thermischen Verformungsvorgängen, wie beispielsweise beim
Warmwalzen von Drähten. Den bekannten Hartlegierungen, insbesondere Sinterhartmetallen, sind natürliche Grenzen gesetzt und können die
vorstehend genannten Anforderungen nicht erfüllen.
Bei den bekannten Sinterhartmetallegierungen, bei denen Kobalt als Bindemetall
verwendet wird, ergeben sich Schwierigkeiten hinsichtlich der plastischen Verformungsbeständigkeit bei hohen Temperaturen. Diese
treten schon bei normalen Schneidbedingungen bzw. beim normalen Zerspanen auf. Dies beruht auf dem niedrigen Schmelzpunkt der Kobaltphase,
und die Wärmestandfestigkeit ist ebenfalls geringer als die der im vorstehenden genannten Materialien. Man hat im Hinblick darauf das Problem
dadurch zu lösen versucht, daß man ein Metall mit hohem Schmelzpunkt,
wie beispielsweise Wolfram anstelle von Kobalt, verwendet hat und derartige Legierungen sind beispielsweise in der US-PS 3 703 368 bekannt.
Aus dieser Druckschrift ist ein Verfahren zur Herstellung einer (Ti, W) C1 _ -W-Legierung bekannt, bei dem das Material erhitzt, geschmolzen
und gegossen wird bei einer Temperatur von etwa 2. 500 C unter Ausnützung des eutektischen Punktes von Ti-W-C. Eine derartige Legierung
wird im folgenden als Gußlegierung bezeichnet. Diese Legierung ist den Sinterhartmetallegierungen überlegen, insbesondere im Hinblick
auf Verschleißfestigkeit und plastischer Verformungsfestigkeit bei hohen Temperaturen. Diese Legierungen sind jedoch in der Praxis aus den folgenden
Gründen noch nicht zur Anwendung gekommen. Die erste Schwie-
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rigkeit besteht darin, daß die Gußlegierung eine niedrige Festigkeit, insbesondere
mechanische Festigkeit, aufweist. Die zweite Schwierigkeit ist darin zu sehen, daß ein Gegenstand mit komplizierter Gestalt, welcher
beispielsweise aus einem Sinterhartmetall hergestellt werden kann, ohne großen Aufwand nicht erzielt werden kann, da der Gegenstand durch
Gießen trotz seiner hohen Härte hergestellt wird. Die dritte Schwierigkeit besteht darin, daß Legierungen, die auf einen Bereich in der Nähe
des eutektischen Punktes begrenzt sind, nur in Abhängigkeit von der Gießtemperatur
erhalten werden können. Die vierte Schwierigkeit besteht darin,,
daß die eutektische Struktur nur durch rasches Abkühlen stabilisiert werden kann. Wenn daher Gegenstände mit großen Abmessungen erzeugt
werden sollen, kann die gewünschte Struktur nicht ersielt werden,, Ferner
sind (Ti, W)(C, N)-W-Gußlegierungen bekannt geworden, welche jedoch
aus den gleichen Gründen in der Praxis nicht verwendet werden konnten.
Wenn sich0 die Gußlegierung mit der im vorstehend genannten Zusammensetzung
mit Hilfe der Pulvermetallurgie herstellen lassen würde, könnten die vorstehend erwähnten zweiten und dritten Schwierigkeiten behoben
werden. Unter dieser Voraussetzung sind verschiedene Versuche durchgeführt worden. Die erzielten Legierungen hatten jedoch keine ausreichend
guten Eigenschaften, da die Zusammensetzung Carbide sowie Metalle mit hohem Schmelzpunkt, wie beispielsweise Wolfram und Molybdän,
welche jedoch eine geringe Sinterfähigkeit aufweisen, besitzt. Man erhält daher keine ausreichend hohe Festigkeit.
Aufgabe der Erfindung ist es daher, eine Hartlegierung mit einem Metallbinder,
der einen hohen Schmelzpunkt aufweist, zu schaffen, so daß für diese Legierung eine hervorragende Festigkeit erzielt wird.
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Zur Lösung dieser Aufgabe wird auf den beiliegenden Patentanspruch 1
und insbesondere noch auf den beiliegenden Patentanspruch 11 verwiesen.
In vorteilhafter Weise ergibt sich bei der Erfindung eine Hartlegierung,
die aus einer metallischen Phase und einer harten Phase mit einer BiKristall
struktur besteht.
Außerdem gewinnt man einen Werkstoff für ein Werkzeug mit hervorragender
plastischer Verformungsfestigkeit bei hoher Temperatur. Auch die Wärmestandfestigkeit ist so hoch, daß sie von WC-Co-Legierungen
nicht erreicht werden kann.
Die bei der Erfindung erzielte Hartlegierung besteht aus einer metallischen
Phase und einer Hartmetallphase mit einer Bl-Kristallstruktur und weist die folgende Formel auf:
<Mla> M2b>
<Cl-x-y· Ny' °A
wobei Μ., ein Element oder mehrere Elemente der Gruppe IVa, M„ ein
Element oder mehrere Elemente der Gruppe Via, C Kohlenstoff, N Stickstoff,
O Sauerstoff, a, b, χ und y Atomverhältnisse bedeuten und die folg ende
Bedingungen erfüllen: a + b = 1; 0,1 i a/(a + b) = 0, 7; 0, 05
< χ = 0, 5; 0 = y = 0, 5 und 0,05
< χ + y < 0, 6, sowie ζ ein Atomverhältnis von (C + O + N)Z(M1 + Μ,) bedeutet, wobei die Beziehung 0,1 = ζ ^ 0, 5 erfüllt
wird.
In der beiliegenden Figur ist das Prinzip der Erfindung und der Überschuß,
den die Erfindung gegenüber dem Stand der Technik aufweist, erläutert. Diese Figur zeigt ein Röntgenstrahlbeugungsdiagramm einer Legierung
gemäß der Erfindung mit einer Zusammensetzung von
(Ti0, 33W0, 67)(C0, 80O, 2>0, 33' Mit 1 sind Spitzen der W-phase und mit
2 sind Spitzen der TiC-Phase dargestellt.
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Bei der Bildung der flartsjoffphase hat sich überraschenderweise herausgestellt,
daß die Sinterfähigkeit einer Hartlegierung beträchtlich erhöht sowie die Festigkeit verbessert werden kann, wenn man der Hart-
-metallphase Sauerstoff zugibt, was bisher als beeinträchtigend bei der
Sinterung von Hartlegierungen angesehen worden ist. Aufgrund dieser Erkenntnis schlägt die Erfindung eine Hartlegierung vor mit einem Bindemetall,
das einen hohen Schmelzpunkt aufweist und das hervorragende Festigkeitseigenschaften besitzt und als Werkzeugmaterial verwendet
werden kann.
Bei der Erfindung wird demnach Sauerstoff in die Hartstoffphasen der
Hartlegierung eingebracht. Der Sauerstoff läßt sich bei dieser Legierung bedeutend schwieriger in die anderen Teile der Legierung einbringen als
in die Hartstoff phase, so daß die Hartmetallphase eine Zusammensetzung
von (M1, M0)(C, O) oder (M1, M0)(C, O, N) erhält. Dabei bedeu-
ί
Δ
Z Lo
Z
ten M1 ein Metall oder mehrere Metalle aus der Gruppe IVa des periodischen
Systems, d.h. aus der Gruppe Ti, Zr und Hf,und M0 ein Metall
oder mehrere Metalle aus der Gruppe VIa des periodischen Systems, d. h. aus der Gruppe Cr, Mo und W. Die beiliegende Figur zeigt eine
Legierung gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung mit einer Zusammensetzung von (Ti„ 33W» 6f,)(Cq gO_ „)_ ^3. Dabei werden lediglich
eine W- und TiC-Phase ermittelt. Das gleiche ergibt sich bei einer Legierung, welche N enthält.
Sauerstoff ist daher in der Hartstoffphase als festes Lösungselement enthal
ten, ohne daß dabei sich irgendwelche Oxide bilden. Die Wirkung, die sich dabei ergibt, ist in den folgenden Beispielen erläutert. Im allgemeinen
ergibt sich eine Erhöhung der Legierungsfestigkeit. Außerdem ist die Formbeständigkeit wesentlich verbessert, wenn die Legierung als
Schneidlegierung verwendet wird.
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Die bei der Erfindung einzuhaltenden Bereiche werden im folgenden erläutert.
Die Legierung gemäß der Erfindung kann im allgemeinen durch folgende.Formel (1) wiedergegeben werden:
u la' 2b' 3
My eines oder mehrere Elemente der Gruppe IVa
M„: eines oder mehrere der Elemente der Gruppe VIa
Μ.γ eines oder mehrere der Elemente der Gruppe Va
G: Kohlenstoff
N: Stickstoff
0: Sauerstoff
In dieser Formel bedeuten a, b, c, χ und y Atomverhältnisse, die den
folgenden Bedingungen genügen:
Für a, b und c gilt die Bedingung
a + b + c = 1
dabei kann c Null sein. Der Sauerstoffgehalt χ genügt der Bedingung
dabei kann c Null sein. Der Sauerstoffgehalt χ genügt der Bedingung
O, 05 i χ = 0, 5.
Wenn χ zu klein bemessen wird, ergibt sich keine Wirkung des Sauerstoffs.
Wenn χ zu groß bemessen wird, ergibt sich eine Beeinträchtigung der Sinterfähigkeit. Wenn die vorstehende Bedingung erfüllt ist,
ergibt sich eine Legierung mit hoher Festigkeit, ohne daß eine Beeinträchtigung
durch die zusätzliche Wirkung des Sauerstoffs auftritt. Ein bevorzugter Bereich ist 0, 08 = χ = 0, 2. Die Festigkeit, die man erhält,
genügt für die Verwendung als Schneid- bzw. Spanwerkzeuge.. Der Stickstoffgehalt y genügt der Bedingung
O=yio,5.
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Wenn y zu groß bemessen wird, ergibt sich eine Legierung mit verminderter
Sinterfähigkeit und geringer Festigkeit. Die Zugabe an Stickstoff hängt von der beabsichtigten Verwendung ab und die Zugabe des Stickstoffs
ist nicht immer erforderlich. Bei Zugabe von Stickstoff genügt jedoch die Summe aus Sauerstoff- und Stickstof fanteil χ + y der Bedingung
0, 05 = χ + y = 0, 6.
Wenn diese Summe zu groß bemessen wird, werden die Sintereigenschaften
beeinträchtigt. Bi diesem Fall ist es dann notwendig, Sauerstoff mit
einem Anteil von 0, 05 oder mehr zuzugeben. Kohlenstoff, Stickstoff und Sauerstoff sollen in dem Maße zugegeben werden, daß die obenstehende
Bedingung für diese Anteile erfüllt wird. Die Zugabe von B und Si in kleinen Anteilen, welche zur Bildung der harten Phase der B!-Kristallstruktur
geeignet sind,und in gleicher Weise zu C, N und O ist bei der Erfindung
möglich. Ihre Anteile sollen jedoch 0, 02 oder weniger von C + N + betragen.
Die metallischen Elemente in der Legierung gemäß der Erfindung sind
Hartmetalle aus der Gruppe IVa und die metallische Phase ist gebildet aus Metallen der Gruppe VIa0 Die Metalle aus der Gruppe Va bewirken
noch eine weitere Erhöhung der Festigkeit der Legierung. Diese Metalle sind jedoch in der Legierung nicht unbedingt notwendig.
Falls in der Legierung keine Metalle der Gruppe Va enthalten sind, gilt
in bevorzugter Weise für a + b die Beziehung
0,1 = a/(a + b) = 0, 7
und bevorzugt
0,15 i a/(a + b) i 0, 5.
Wenn diese Summe geringer als 0,1 ist, ist der Anteil an der Hartstoff-Phase
zu gering, so daß keine Hartlegierung entsteht. Wenn diese Summe
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mehr als O, 7 beträgt, ist der Anteil der metallischen Phase zu gering,
so daß die erwünschte Festigkeit nicht vorhanden ist.
Das Verhältnis von nichtmetallischen Elementen zu metallischen Elementen
(z = (C + N + O)Z(M- + M„ + M„)) genügt der Bedingung
0,1 S ζ i O, 5
und insbesondere
und insbesondere
0,15 ^z ^0,4.
Wenn das Verhältnis geringer als 0,1 ist, ist der Anteil der Hartstoffphase
zu gering. Wenn das Verhältnis mehr als 0, 5 beträgt, besteht die Gefahr
der Ausfällung von freiem Kohlenstoff.
Wie im vorstehenden schon erwähnt wurde, kann durch die Zugabe der
Metalle der Gruppe Va die Festigkeit der Legierung erhöht werden. Eine zu hohe Zugabe führt jedoch zur Ausfällung einer M„C-Phase, wodurch
die Festigkeit der Legierung wieder verringert wird. Insofern sollte dann die Bedingung c/(a + b)
< 0, 3 erfüllt werden. Aus den Metallen der Gruppe IVa wird Ti bevorzugt verwendet, da dieses im Handel am leichtesten
erhältlich ist und das Rohmaterial in verschiedenen Pulverformen vorhanden ist. Von den Metallen der Gruppe VIa werden Mo und W bevorzugt
aufgrund ihrer hohen Schmelzpunkte und hohen Festigkeiten. Cr besitzt
einen Schmelzpunkt von weniger als 2.000° C. Es ist daher für die Hartphase bei der Legierung der Erfindung nicht geeignet. Die Zugabe
innerhalb eines begrenzten Bereiches kann jedoch die Korrosionsfestigkeit erhöhen.
Wenn aus den Metallen der Gruppe VIa für M«, Wolfram verwendet wird,
kann die Zusammensetzung der Hartlegierung durch die folgende allgemeine
Formel wiedergegeben werden:
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la' Wb' M3
M-: ein Metall oder mehrere Metalle der Gruppe IVa W: Wolfram
M · ein Metall oder mehrere Metalle der Gruppe Va C: Kohlenstoff
N: Stickstoff
O: Sauerstoff
N: Stickstoff
O: Sauerstoff
a, b, c, χ und y: Atomverhältnisse der Metalle a + b + c = 1
0,15 ^ (a + c)/(a + b + c) i 0, 6 c/(a + c) i 0, 3
0, 05 = χ i 0,4 O £ y = 0, 5 0, 05 i χ + y i 0, 5
z: Atomverhältnis von
(C + N + O)AM1 + W + M3)
0,1 = ζ ^ 0,4.
0,1 = ζ ^ 0,4.
Bei dieser Zusammensetzung können 20 Atom-% des Wolframs ersetzt
werden durch Molybdän.
Wenn das Metall M„ der Gruppe VIa Molybdän ist, kann die Zusammensetzung
der Hartlegierung durch folgende allgemeine Formel wiedergegeben werden:
(Mla, Mob>
M3c)(Cl.x.yNyOx)z
M1: ein Metall oder mehrere Metalle der Gruppe IVa
Mo: Molybdän
MQ: ein Metall oder mehrere Metalle der Gruppe Va
C: Kohlenstoff
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N: Stickstoff
O: Sauerstoff
a, b, Cj χ und y: Atomverhältnisse der Metalle
a + b + c = 1
0, 2 = (a + c)/(a + b + c) = 0, 7 c/(a + c) i 0, 3
Q, 5 Iz^ 0,4 O = y=0, 5 0,05 ix + y = 0,5
z: Atomverhältnis von
(C + N + O)Z(M1 + Mo + M3)
0,1 ^z =0,5
In dieser Zusammensetzung können 25 Atom-% oder weniger des Molybdän
durch Wolfram ersetzt werden.
Es ist bekannt, daß die Metalle aus der Eisengruppe Cu, Ag und Pd als
Sinterungsbeschleuniger für Metalle mit hohem Schmelzpunkt wirken. Bei vorliegender Erfindung können sie zum gleichen Zweck eingesetzt
werden. Eine zu hohe Zugabe dieser Elemente wirkt sich jedoch nachteilig auf die Wärmebeständigkeit aufgrund ihrer niedrigen Schmelzpunkte
aus. Der Gesamtanteil dieser Elemente sollte daher 2 %, bezogen auf
die Gesamtanzahl der Atome, nicht übersteigen.
Es ist bekannt, bei der Sinterung von W die Festigkeit durch Zugabe
von Re, ThOn, Na, K, Ca, Al und Si zu erhöhen. Es lassen sich dadurch
auch die Kristallpartikel steuern. Wenn bei der Legierung gemäß der Erfindung ein großer Anteil an W vorhanden ist, läßt sich dieser Effekt
in gleicher Weise erzielen. Insbesondere eignet sich Re zur Erhöhung der Festigkeit der Legierung. Es ist nicht notwendig, eine große
Menge an Re zuzugeben, zumal dieses Element teuer ist. Durch die Zugabe von Th, Na, K, Ca, Al und Si läßt sich die Partikelgröße steuern.
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Ein zu hoher Anteil dieser Stoffe führt jedoch zur Versprödung des
Materials. Demnach sollte die Zugabe von Re, Th, Na, K, Ca, Si und Al
auf einen Anteil von 2 % oder weniger, bezogen auf die Gesamtzahl der Atome, begrenzt sein.
Bei der Herstellung der Legierung gemäß der Erfindung ist es außerdem
notwendig, die Atmosphäre während der Sinterung zu überwachen. Es wurden verschiedene Versuche unternommen, um den Sauerstoff in TiC
zu lösen. Es hat sich herausgestellt, daß eine Atmosphäre von Kohlenmonoxid
dabei geeignet ist. Wenn der Druck des Kohlenmonoxids geringer als 0,1 Torr ist, läßt sich eine Steuerung des Sintervorganges nicht
durchführen. Ein bevorzugter Druck des Kohlennonoxids liegt bei 0, 5 Torr
oder darüber. Wenn der Druck des Kohlenmonoxids hoch ist, ergibt sich die folgende Reaktion bei niedriger Temperatur:
2CO > C + CO2.
Die Steuerung des Sauerstoffs,der der Legierung einzufügen ist, läßt sich
bei erhöhter Temperatur noch wirksamer durchführen, deshalb wählt man als Temperatur für die Kohlenmonoxidatmosphäre bevorzugt 600 C
oder darüber.
Wenn eine geringe Kristallkorngröße gefordert wird, wählt man ein Ausgangsmaterial,
das während des Mischens pulverisiert werden kann. Die gewünschte Legierung läßt sich unter Verwendung geeigneter Carbide,
Oxide, Nitride und fester Lösungen davon einzeln oder in Kombination erzielen. Im folgenden werden verschiedene Herstellungsverfahren für
die Hartlegierungen gemäß der Erfindung anhand verschiedener Beispiele im einzelnen erläutert.
Die Eigenschaften der Legierung gemäß der Erfindung sind die folgenden:
«ο«πκτ/ 909813/1010
8985 N/ma
28A093S
(i) Die Festigkeit ist höher als die Festigkeit von Sinterhartmetallen
mit gleicher Verschleißfestigkeit.
(ii) Die thermische Rißhärte ist ausgezeichnet.
(iii) Die Haftvermögen der Schmelze an Stahl, Kupfer und dgl. bei hoher Temperatur ist gering.
Aufgrund dieser Eigenschaften läßt sich die Legierung gemäß der Erfindung
für verschiedene Zwecke verwenden.
Als Schneidwerkzeug bzw. Spanwerkzeug läßt sich das Zerspanen mit einem höheren Wirkungsgrad ausführen wegen der gegenüber Sinterhartmetallen
herkömmlicher Art erhöhten Festigkeit und Härte. Wegen der hohen Verschleißfestigkeit eignet sich die Legierung auch als Material
bei der Warmverformung. Die Warmverformung kann dann bei hoher Temperatur durchgeführt werden, wobei die Haftfähigkeit am Werkstück
äußerst niedrig ist, so daß auch bei strengen Walzbedingungen der Verschleiß niedrig gehalten werden kann. Insofern eignet sich die Legierung
gemäß der Erfindung insbesondere bei der Herstellung von Drähten durch Warmwalzen, wobei die Herstellgeschwindigkeit beim Durchlaufverfahren
erhöht werden kann. Die Lebensdauer der aus der erfindungsgemäß hergestellten Legierung bestehenden Walzen ist erhöht wegen
der verbesserten Verschleißfestigkeit. Da die Legierung außerdem eine verbesserte Hißbeständigkeit aufweist, können auch bei hohen Temperaturen
Drähte mit glatter Oberfläche hergestellt werden.
Bei der Warmbearbeitung von Kupfer war es bisher nicht möglich, Sinterhartmetalle
zu verwenden, da die Bindemetallphase der Sinterhartmetalle in Kupfer eindiffundiert ist. Die Legierung gemäß der Erfindung weist
diesen Nachteil nicht auf und außerdem besitzt die Legierung eine höhere Verschleißfestigkeit als Werkzeugstahl. Demzufolge läßt sich die Legierung
gemäß der Erfindung auch für Walzen in einem Drahtwalzwerk verwenden.
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Dabei können Drähte nicht nur aus reinem Kupfer sondern auch aus Kupferlegierungen, insbesondere aus Messing, hergestellt werden.
Sinterhartmetalle lassen sich für sich drehende Werkzeuge, wie beispielsweise
Bohrer, Fräswerkzeuge und dgl., nicht verwenden. Im Gegensatz dazu läßt sich die Legierung gemäß der Erfindung aufgrund ihrer hohen
Härte und Festigkeit für diese Zwecke verwenden.
Die erfindungsgemäße Legierung kann auch als Teil eines zusammengesetzten
oder gemischten Materials verwendet werden. In neuerer Zeit werden Schneid- bzw. Spanwerkzeuge hergestellt aus Sinterhartmetall legierungen
mit einem Oberflächenüberzug. Bei diesen Sinterhartmetall legierungen ist die Oberfläche mit einem verschleißfesten Material mit
einer Dicke von einigen μπι überzogen. Auch die Legierung gemäß der
Erfindung kann auf ihrer Oberfläche mit einem oder mehreren Carbiden, Nitriden, Boriden und Oxiden und festen Lösungen davon überzogen
werden, wodurch die Verschleißfestigkeit noch weiter erhöht wird. Die Überzüge können in herkömmlicher Weise, beispielsweise durch Aufdampfen
, durch Aufsprühen, durch Plasmäbeschichtung, durch Metallisieren und dgl., aufgebracht werden. Das Überziehen hat keine nachteiligen
Wirkungen hinsichtlich der Härte und Festigkeit, da eine spröde X]' -Phase zwischen dem Substrat und dem Überzug nicht auftritt. Diese
Versprödung tritt jedoch häufig bei bekannten Sinterhartmetallen, die mit einem Überzug versehen sind, auf.
Bei großflächigen Gegenständen reicht es in vielen Fällen aus, nur einen
Teil derselben mit einem verschleißfesten Überzug zu versehen. Wenn
jedoch als Material für diese Gegenstände als Überzug Sinterhartmetalle zum Überziehen von Stahl oder Gußeisen verwendet werden, läßt sich
eine ausreichende Härte wegen der Reaktion zwischen diesen einzelnen Stoffen nicht erzielen. Bei der erfindungsgemäßen Legierung hat man
jedoch einen hohen Schmelzpunkt und ein niedriges Reaktionsvermögen
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mit Stahl oder Gußeisen- Es lassen sich daher mil Hilie der Erfindung
auch große Werkstücke mit verschleißfesten Überzügen gewinnen.
Die folgenden Beispiele dienen zur weiteren Erläuterung der Erfindung.
86 Gew. -% Wolfram mit einer Durchschnittskorngröße von 1, 5 μΐη und
14 Gew. -% Titancarbid mit einer Durchschnittskorngröße von 1 M-m
werden abgewogen und in einem Naßverfahren während vier Stunden gemischt und zerrieben. Die Mischung wird getrocknet,und das dabei
gewonnene Ausgangspulver besitzt eine Zusammensetzung von (Tin „.„
Wn O7)Cn γ Das sich ergebende Pulver wird zu einem Würfel verpreßt
mit Abmessungen von 20 χ 20 χ 10 mm. Der dabei aufgewendete
Druck beträgt 1, 5 t/cm . Der Würfel wird mit den folgenden Betriebsbedinguig
en gesintert:
A) Erfindung
Raumtemperatur - 1.0000C Vakuum 10 Torr oder weniger
1.000°C - 1.8000C CO 100 Torr
1.8000C χ 1 h Vakuum 5 χ 10 Torr oder
weniger
B) Stand der Technik
1.8000Cx lh Vakuum 5 χ 10~2 Torr
Die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung beträgt 10°C/min. Das
_2
Abkühlen wird in einem Vakuum von 10 Torr oder geringer durchgeführt.
Abkühlen wird in einem Vakuum von 10 Torr oder geringer durchgeführt.
Die erhaltenen Proben wurden gemessen, und es wurden die Anteile an
Kohlenstoff und Sauerstoff festgestellt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle angegeben.
Tabelle I
Sinterverfahren Kohlenstoff (Gew. -%) Sauerstoff (Gew. -%)
Sinterverfahren Kohlenstoff (Gew. -%) Sauerstoff (Gew. -%)
A 2,60 0,42
8985 909813/1010
Die Zusammensetzungen der Sinterkörper waren folgende:
A) (Tl0, 33' W0, 67) (C0, 8900,11*0, 36
B) (Tl0, 33' W0, 67) (CÖ, 9970O, 003*0, 33
2 Die Reißfestigkeiten dieser Legierungen betrug für A) 120 kg/mm
ο
und für B) 25 kg/mm .
und für B) 25 kg/mm .
Die Proben A) und B) sowie im Handel erhältliche Sinter hartmetalle
mit der Bezeichnung ISO P30 und ein im Handel erhältliches gießbares
Carbid [(TiOj 30Zr0j ^Vy 68)C0>
3gJ , wurden unter den in der Tabelle
2 angegebenen Bedingungen Zerspanungsversuchen unterworfen»
Tabelle 2 | Test 2 | |
Test 1 | Fräsen | |
Zerspanungsart | Drehen | SCM 3 |
Werkstück | SCM 3 | 140 |
Schnittgeschwindigkeit (m/min) |
100 | 4 |
Zerspanungstiefe (mm) | β | 0,42 |
Vorschub (mm) | 0,80 | 20 |
Zerspanungszeit (min) | 15 | |
Die Ergebnisse dieser Versuche sind in der folgenden Tabelle 3 angegeben:
Probe Versuch 1 Versuch 2
A) Schneidenabstompfung 0, 01 mm Gut, Kratertiefe 0,005 mm
B) Schneidenabstampfung 0, 21 mm Abbröckeln Standzeit 5 min
P30 Schneidenabstampfung 0,19 mm+ Gut, Kratertiefe 0, 06 mm
Gießfähi- Schneidenabstampfung 0, 01 mm Abbröckeln Standzeit 2 min
ges Carbid
Bemerkung: + Standzeit 1 min
8985 J ©09813/1010
Aus diesen Ergebnissen ist zu ersehen, daß die Sinterhartmetallegierung
nach ISO P30 ein gutes Verhalten beim Zerspanungsversuch zeigt, wenn
diese Legierung für Fräser verwendet wird. Die Schneidspitze zeigt jedoch eine erhebliche plastische Verformung beim Zerspanen, wie aus
dem Versuch 1 zu ersehen ist. Die gießbaren Karbide besitzen beim Versuch 1 gute Eigenschaften, jedoch ergibt sich ein Abrieb bzw. ein
Abbröckeln beim Verwenden als Fräser. Die Probe B) besitzt beim Zerspanen nicht die notwendige Verschleißfestigkeit. Die Probe A), welche
ein Ausführungsbeispiel der Erfindung ist, zeigt in beiden Versuchen gute Ergebnisse.
TiO mit einer Korngröße von 2 μηα und TiC mit einer Durchschnitts korngröße
von 2 μηα werden gemischt und auf 1.8000C erhitzt. Es ergibt
sich eine feste Lösung vom Bl-Typ von Ti(C0 6, OQ 4)Q gg.
18,1 Gew. -% der sich dabei ergebenden festen Lösung, 54 Gew. -%
Wolfram mit einer Durchschnittskorngröße von 2 ^m und 28,1 Gew. -%
Molybdän mit einer Durchschnittskorngröße von 2 μΐη werden wie im
Beispiel 1 gemischt und ein Ausgangspulver mit einer Zusammensetzung von 25 Atom % Mo - 25 Atom % W - 25 Atom % Ti - 15 Atom % C
10 Atom % O zubereitet. Diese Mischung wird verpreßt und im
Vakuum bei 1.800 C gesintert. Man erhält auf diese Weise jedoch eine Legierung, in der Poren zurückbleiben. Die Reißfestigkeit beträgt
2
etwa 20 kg/mm .
etwa 20 kg/mm .
Wenn die Sinterung gemäß der Erfindung durchgeführt wird, erhält man
2 eine porenfreie Legierung mit einer Reißfestigkeit von 105 kg/mm
und mit einer Zusammensetzung von (Tin q.3Mon O1Wn «*)
U, oo U, oo U, OO
(C0, 630O^O, 34*
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Raumtemperatur - 1.000°C Vakuum (1 χ 10 Torr oder weniger)
1. 000 - 1. 700°C CO (300 Torr)
1. 700°C χ 1 h Vakuum (5 χ 10 Torr oder weniger)
Legierungen mit der in der Tabelle 4 gezeigten Zusammensetzung werden
wie im Beispiel 1 hergestellt und durch Endbearbeitung in eine Form nach SPU 854 gebracht. An diesen Proben werden dann Schnittversuche mit
einem spitzen Winkel von O und einem Seitenwinkel von 6 mit den folgenden
Bedingungen durchgeführt:
Werkstück S45C (Hß 240)
Schnittgeschwindigkeit 80 m/min
Vorschub 1, 2 mm
Schnittiefe 5-13 mm.
Das Werkstück war ein geschmiedeter Gegenstand mit aufgerauhter Oberfläche,
so daß die Schnittiefe zwischen 5 bis 13 mm sich änderte.
In Anbetracht, daß beim Werkstück hinsichtlich dessen Eigenschaften
Streuungen auftreten können, wurden die Versuche zwei bis viermal wiederholt, so daß sich Durchschnittsstandzeiten ergeben haben. Diese
sind in der folgenden Tabelle 4 angegeben.
Aus diesen Ergebnissen ist zu ersehen, daß die Legierungen, welche
Ausführungsbeispiele der Erfindung sind, gegenüber bekannten Sinterhartmetallen
eine um drei- bis fünffach erhöhte Standzeit aufweisen. Darüber hinaus besitzen diese Legierungen auch bessere Eigenschaften
als im Handel erhältliche gegossene Hartlegierungen. Das beste Ausführungsbeispiel
zeigt um 60 % verbesserte Eigenschaften.
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Zusammensetzung
Durch- Zahl Standzeitschnitts- der ende
stand- Wieder- durch
zeit(min.) holungen
stand- Wieder- durch
zeit(min.) holungen
Erfindung
(Tl0, 33' W0, 67^C0, 80O, 2^0, 33
, 33W0,
, 2 °0, 2^0,
130
150
150
Abbröckeln
Abbröckeln
(Ti0,33Mo0,67)(C0,80O, 2^,33
108
Bruch
(Ti0, 33Mo0, 67)(C0, 6*0, 20O, 2}0,
121
Abbröckeln
18W0,82n^0,8U0, 2;0,18
113
Verschleiß
33Mo0, 33W0, 33)(C0, 6N0, 20O, 2}0,
163
Abbröckeln
27Zr0, 07W0, 66)(C0,8°0, 2) 0,
143
Abbröckeln
(Tl0, 27Hf0, 07W0, 66)(C0, Λ, 20O, 2^0,
110
Abbröckeln
, 24V0, 09Mo0, 33W0, 33^C0,80O, 2^0, 33 109 4
i0, 27Nb0, 07Mo0, 33W0, 33^C0, 8°0, 2>0, 33 127
Bruch
Abbröckeln
Abbröckeln
13/1010
<ΤίΟ, 27Ta0, 07ΜθΟ, 33W0, 33)(C0, 6N0, 2°O, 2>0, 33 175
(Ti0, 33W0, 67^0,80O, 2>0, 33"1 at % Ni 128
2840315
4 Abbröckeln
2 Abbröckeln
(Ti0, 33Mo0, 67)(C0, 68N0,12°0, 2*0, 34"1
at % Ni
Abbröckeln
, 33MO0, 33W0, 34^C0, 68N0,120O, 2^0, 33"°'
at % Pd
Abbröckeln
<Ti0,10Zr0,25W0, βΒ>ί°0, <Ρθ, 20O, 2>0f 32 125
(Ti 0, 33W0, 67^C0, 8°0, 2^0, 33 ~l at % Co
^Ti0, 33W0, 67><C0, 8°0, 2>0, 33 '°' 5 at % Fe
(Tin „„Wn fi7)(Cft ROn Jn „ -0, 5 at % Cu
(Tin „„Wn fi7)(Cft ROn Jn „ -0, 5 at % Cu
(Ti W )(Cft „Ο J , -0,5 at % Ag
0,33 0,67 0,8 0,2 0,3
0,33 0,67 0,8 0,2 0,3
Abbröckeln
Abbröckeln
Abbröckeln
Plastische
Deformation der Schneide
Plastische
Deformation der Schneide
i0,33W0,67>C0,33
i0,33Mo0,33W0,33)C0,33
Bruch
Bruch
<Ti0,37W0,63^00,7500,25>0,097
Plastische
Deformation der Schneide
909813/1010
(Ti0,6W0,4>(C0,8O0,2>l,0
Abbröckeln
(TiO, 33W0, 67)C0, Λ, 400,4^0,
Bruch
i0, 32W0, 68><C0, 790O, 21>0, 34 "5 at % Ni
30
Plastische Deformation der Schneide
Stand der Technik
ISO P 20
ISOP30
Gießfähiges Carbid
15
32
114
Bruch infolge Rißbildung
Bruch infolge Rißbildung
Abbröckeln
Die Legierungen wurden wie beim Beispiel 3 hergestellt,und zu Vergleichszwecken wurden Fräser hergestellt. Der Einsatz besaß eine Schrägkante von
0,4 mm χ -15° und wurde in einem 10 Zollfräser mit einem axialen Ansatzwinkel
von +8 und einem radialen Ansatzwinkel von 0 befestigt:
Werkstück Schnittgeschwindigkeit Vorschub Schnittiefe
S55C (EL.270) 120 m/min 0, 5 mm 10 mm
Die Ergebnisse sind in der Tabelle dargestellt.
§09813/1010
Zusammensetzung
Standzeit
(min)
(min)
Standzeit ende durch
Erfindung
(TiO, 33W0, 67)(C0, 80O, 2^0, 33
(Tl0, 33W0, 67)(C0, Λ, 20O, 2^0, 33
(Ti0,33Mo0,67)(C0,8°0,2)0,33
(Ti0, 33Mo0, 67)(C0, 6% 20O, 2^0, 33
l0,18W0, 82^C0, 80O, 2^0,18
(Ti0, 33Mo0, 33W0, 33)(C0, 6^0, 20O, 2^0,
l0, 27Zr0, 07W0, 66^C0, 80O, 2^0,
l0, 27Hf0, 07W0, 66^C0, Λ, 2°0, 2^0,
2°
, 24V0, 09Mo0, 33W0, 33^C0, 80O, 2^0,
(Ti0, 27Nb0, 07Mo0, 33W0, 33)(C0, 8°0, 2^0,
(Tl0, 27Ta0, 07Mo0, 33W0, 33)(C0, Λ, 20O, 2^0,
46 Abbröckeln
58 Auskolkung
48 Abbröckeln
56 Auskolkung
45 Auskolkung
70 Auskolkung
48 Abbröckeln
43 Abbröckeln
51 Abbröckeln
64 Auskolkung
74 Auskolkung
43 Auskolkung
909813/1010
(TiO, 33Mo0, 67><C0, 68N0,12°0, 2>0, 34 "X at
SO Auskolkung
, 33M°0, 33W0,
at%Pd
, 68N0,12°0, 2>0, 33
62 Auskolkung
58 0O,^ 33
42 Auskolkung
<T10, 33W0, 67^0O, 8°0, 2>0, 33 ~°>
5 at % Fe
40 Auskolkung
(Ti0, 33W0, 67^0O, 80O, 2^0, 33 "°' 5 at % Cu
40 Auskolkung
(Ti0, 33W0, 67)(C0, 80O, 2>0, 3 "°' 5 at
Auskolkung
(Ti0,10Zr0, 25W0,
, Λ, 20O, 2>Q, 32
48 Auskolkung
l0, 33W0, 67* C0, 33
Bruch
(Ti0,33MV33W0,33>C0,33
Bruch
(Tl0, 37W0, 67)(C0, 75°0, 25*0, 097
(Ti0, 32W0,
, 790O, 21^0, 34~5 at % Ni
12 | Plastische Deformation der Schneide |
3 | Abbröckeln |
21 | Bruch |
30 | Plastische Deformation der Schneide |
8985
909813/1010
Stand der Technik
ISO P 20
ISOP30
Gießbares Carbid
20 Bruch durch
Rißbildung
33 Bruch durch
Rißbildung
5 Abbröckeln
85 Gew. -% Wolfram mit einer Durchschnittskorngröße von 1 μπι und
15 Gew. -% TiC mit einer Durchschnittskorngröße von 1 μΐη werden in
einem Naßverfahren miteinander gemischt, getrocknet und verpreßt. Anschließend wird gesintert bei den folgenden Bedingungen. Aus der gewonnenen
Legierung wird eine Walze für die Walzdrahtherstellung mit einem Außendurchmesser von 150 cm gefertigt:
o.
Taumtemperatur - 1.000 C 1.000 - 1. 600°C
o.
1.600 - 1.700 C 1.700°C
Aufheizgeschwindigkeit 5 C/min.
Vakuum 5 χ 10 Torr oder weniger CO Atmosphäre Pco = 100 Torr Vakuum 1 χ 10 Torr oder weniger
lh
Die Analyse der gewonnenen Legierung ergibt eine Zusammensetzung von
(Ti0, 34W0, 66)(C0, 780O, 22*0, 37, Die Walze ™Γά in einem Walzgerüst eingebaut
und mit einer WC-20 % Co-Legierung verglichen. Die Walzdruckkräfte
bis zum Standzeitende waren die folgenden:
8985
909813/1010
Erfindung: Ein Standzeitende hat sich nicht ergeben, selbst bei einer
Walzdruckkraft von 1.200 t.
Sinterhartmetall: Das Standzeitende ergab sich bei einer Walzdruckkraft
von 500 t.
In dem bekannten Sinterhartmetall hatten sich mehrere Risse gebildet,
und es ergab sich ein Draht mit rauer Oberfläche. Bei der Erfindung ergaben sich keine Risse und das Walzen konnte mit einer Walzdruckkraft
von 1. 200 t durchgeführt werden.
Es wurde ein Walzwerk für die Drahtherstellung mit Walzen aus den in
der folgende Tabelle 6 angegebenen Legierungen bestückt. Beim Walzen wurde ein Werkstück nach SUS 304 bearbeitet und die Standzeiten ermittelt.
Als Ausgangsmaterial wurde ein Draht mit einem Durchmesser von 8 mm verwendet, der auf einen Durchmesser von 6 mm bearbeitet wurde.
Die folgenden Zusätze waren den Formen beigegeben:
Re: Zugegeben als W-Pulver mit einem Anteil von 5 Atom % Re,
K: Zugegeben als K„O,
Ca: Zugegeben als CaO,
Si: Zugegeben als SiO2,
Ca: Zugegeben als CaO,
Si: Zugegeben als SiO2,
Al: Zugegeben als W- oder Mo-Pulver mit einem Anteil von
5 Atom % von Al.
Die Sinterung wurde wie im Beispiel 5 durchgeführt.
909813/1010
Zusammensetzung Stand
zeit (min.)
<TiO, 34W0, ββ><°0, 8600,14>0f 35"1' ° at % K 84°
, 34W0, ββ^Ο, 8600,14>0, M"0' 8 at % Ca 78°
i0, 33W0, 67^C0, 8200,18^0, 36"1' 2 at % Al 700
, 33W0, 67^C0, 860O, u\ 35"1' 3 at % Si 700
<Ti0, 35W0, 33Mo0, 32^00,48N0, 3900,13}0, 36"1' ° at% K 85°
i0, 27W0, 68Ta0, 05^C0,45N0, 35°0, 2>
0,42 "1^ 2 at % K 87°
, 27Zr0, 07W0, 6β>ί°0, 76°0, 24^ 0, 35 " 1^ X at % Re 80°
(Ti0, 34W0, 61Ta0, 05^C0,8600,14>0, 35'°' 7 at % Ca"
0,4 at % Ni-O, 7 at % Ca 760
(Tin O1Mon fi,Vn nr)(Cn ft.Nn n40n ^)n „n-0, 6at%
U, Jl U, 04 U,U0 U, oO U, U4 U, 11 U, OU
1, 3 at % Al 960
(Tl0, 33W0, 67)(C0, 9970O, 003^0, 33 200
(Ti0,34W0,67^C0,86°0,14)0,35 480
(Ti0, 33W0, 67^C0, 9960O, 004^0, 33"1' ° at % Re 280
Sinterhartmetalle (WC-20 % Co) 250
909813/1010
In einem Walzwerk für die Drahtherstellung wird ein herkömmlicher
Stahl (Kohlenstoffgehalt: O5 3 % oder weniger) für die Führungswalze zum
Führen des Drahtes zu einem Bearbeitungswerkzeug verwendet. Es ergaben sich dabei Risse in der Oberfläche bei der Erhitzung des Drahtes auf
etwa 1.0000C.
Im Vergleich dazu wurde diese Führungsrolle aus den in der Tabelle 7
angegebenen Legierungen hergestellt und mit anderen Legierungen verglichen:
Zusammensetzung
Walzdruck- Standzeit kraft (t) ende durch
Erfindung
(Ti0, 33W0, 67)(C0, 80O, 2}0, 33
13.500 Verschleiß
(Tl0, 33W0, 67^C0, A, 20O, 2^0,
<Ti0, 33Mo0, 67^0,80OA 33
(Tl0, 25Mo0, 75)(C0, δ\ 25°0, 25*0,
14.000 Verschleiß oder mehr
7.800
Draht mit
rauher Oberfläche
10.600 Verschleiß
<Ti0, 33Mo0, 26W0,41^C0, 6*0, 20O, 2>0,
(Tl0, 27Zr0, 07W0, 66^C0, 6°0,4^0,
14.500 Verschleiß oder mehr
13,000 Verschleiß oder mehr
909813/1010
, 27Hf0, 07W0, 66^C0, 6N0, 20O, 2*0, 33
l0, 24 V0,1OM°O, 33W0, 33^C0, 8°0, 2^0, 33
(Tl0, 27Ta0, 07M°0, 33W05 33)(C0s ^Q, 2°0, 2^0,
(Ti0, 27Nb0, 07M°0, 33WOs 33)(C0, 720O5 28}0, 33
13.000 Verschleiß oder mehr
13.000 Verschleiß oder mehr
15.000 Verschleiß oder mehr
14,000 Verschleiß oder mehr
12,900 Bruch
<Ti0, 33M°0, 33W0, 33)(C0, 6*0, 2°0, 2>0, 33~0' 5
at%Pd
14.000 Verschleiß
Sinterhartmetalle (WC-17 %Co)
l0, 33W0, 67^C0, 33
2.000
Draht mit
rauher
Oberfläche
6.000 Bruch
88, 2 Gew. -% Wolfram-Pulver mit einer Durchschnittskorngröße von 2μηι
und 11, 8 Gew.-% TiC-Pulver mit einer Durchschnittskorngröße von 1 μπι
werden abgewogen und in einer Kugelmühle naß behandelt, getrocknet und
mit einem Bindemetall vermischt. Es wurde ein Bohrer mit 10 mm Durchmesser hergestellt. Die Sinterung wurde wie im Beispiel 1 durchgeführt.
Die Zusammensetzung der Legierung war (TiQ 28WQ 72)(C0 ^gO0 22)Q 2Q.
mit einem Bindemetall vermischt. Es wurde ein Bohrer mit 10 mm Durchmesser hergestellt. Die Sinterung wurde wie im Beispiel 1 durchgeführt.
Die Zusammensetzung der Legierung war (TiQ 28WQ 72)(C0 ^gO0 22)Q 2Q.
909813/1010
Das zu behandelnde Werkstück bestand aus Stahl S 45 C mit einer Dicke
von 40 mm. Bohrer aus dem vorstehend beschriebenen Material aus Schnellstahl SKH 9 und aus einem Sinterhartmetall werden im Hinblick
auf Standzeit untersucht. Das Bohren wurde mit einer Umlaufs chnittgeschwindigkeit
von 12 m/min und einem Vorschub von 0,125 mm durchgeführt.
Mit dem Bohrer, der aus einem Material nach der Erfindung hergestellt war, wurden 180 Bohrungen durchgeführt. Der Bohrer konnte
noch für weitere Bohrvorgänge verwendet werden. Mit dem Bohrer aus dem Schnellstahl konnten lediglich 28 Bohrungen durchgeführt werden.
Mit dem Bohrer aus dem Sinterhartmetall konnten nur 76 Bohrungen durchgeführt werden.
Eine Walze für ein Warmwalzwerk zur Herstellung von Kupferdraht wird
aus einem Material des Beispiels 8 hergestellt. Diese Walze wird im letzten Walzgerüst verwendet und arbeitet für einen Drahtdurchmesser
von 8 mm. Walzen aus bekanntem Werkzeugstahl und aus einem Sinterhartmetall hatten Standzeitenden bei 300 bis 500 t aufgrund der Haftung
des Kupfers auf der Walzenoberfläche. Hieraus resultierte eine Aufrauhung der Oberfläche der Walze. Bei der Walze, welche mit einem Material
nach der Erfindung hergestellt wurde, ergab sich selbst bei einer WaIzdruckkraft
von 1.500 t keine Beeinträchtigung der Walzenoberfläche.
Eine Gießform für einen Zahnradrohling wurde aus einer Legierung nach
der Erfindung, wie sie im Beispiel 1 beschrieben ist, mit einem Diamantschleifer
hergestellt und wurde dann zum Warmschmieden eines eisenreichen Sinterkörpers mit einer Porosität von 29 % verwendet. Die Tempe-
909813/1010
ratur betrug 900 C. Die Standzeit war nach der Bearbeitung von 15. 000
Werkstücken beendet. Bei Verwendung einer Legierung nach der Erfindung war die Bearbeitung von 80.000 Werkstücken möglich.
Eine Legierung mit einer Zusammensetzung von (TL, ogWg Q
wird wie im Beispiel 1 hergestellt und mit verschiedenen Überzügen versehen. Es werden dann die folgenden Schnittversuche durchgeführt.
81^0 19^0 37
Werkstück
Schnittgeschwindigkeit
Schnittiefe Vorschub Einsatz Werkzeughalter
SCM 4 (H„ 280) 80 0 χ 400 140 m/min
2 mm
0, 36 mm SNG 432 N 11R - 44
Die Ergebnisse sind in der Tabelle 8 dargestellt.
Tabelle | Überzug | 8 | Flankenabnützung | |
TiC 6μ | Flankenabnützung | |||
Erfindung | TiC 5μ^ Α12Ο31μ | Standzeit (min) | ||
Erfindung | TiC 2μ^ Ti(CN) | 50 | Flankenabnützung | |
Erfindung | 2μ\ΤίΝ 2 μ | 80 | Flankenabnützung | |
TiN 6μ | Abbröckeln | |||
Erfindung | Al2O3 4U | 70 | Flankenabntitzung | |
Erfindung | TiN 8μ * | 50 | Abbröckeln | |
Erfindung | Ti (CN) 7μ *-* | 60 | ||
Erfindung | 85 | |||
70 |
909813/1010
Sinterhart- ISO P 10 metall |
18 | Auskolkung |
Sinterhart- P 20 metall |
7 | Auskolkung |
Handelsüblicher TiC 6μ überzogener Einsatz |
25 | Auskolkung |
Handelsüblicher TiC 5μ*» Al3O3 1μ überzogener Einsatz |
40 | Auskolkung |
Handelsüblicher TiN 6μ überzogener Einsatz |
35 | Auskolkung |
Bemerkung: * Physikalisches Aufdampfen ** Plasmachemisches Aufdampfen im Plasma
(Andere Überzüge mit herkömmlichem chemischem Aufdampfen).
Bei den bekannten Sinterhartmetall en und bei den handelsüblichen, mit
einem Überzug versehenen Einsätzen trat das Standzeitende durch Auskolkung auf. Bei Verwendung der Legierungen nach der Erfindung war
die Auskolkung geringer,und das Standzeitende trat durch Verschleiß an den Flanken auf. Bei diesen Bedingungen zeigten die bekannten Sinterhartmetalle
eine erhebliche Auskolkung und bei den beschichteten Einsätzen ergab sich die Auskolkung,nachdem der Überzug verschliessen war.
Bei den Legierungen nach der Erfindung ergab sich das Standzeitende
nicht aufgrund von Auskolkung, da das Substrat selbst äußerst verschleißfest
ist.
Ein Zylinder mit einem Außendurchmesser von 15mm, einem Innendurchmesser
von 10 mm und einer Höhe von 40 mm wurde aus einer Legierung mit einer Zusammensetzung von (TiQ 33W0 gi7)(c 0 3O0 2^0 33 wie im
Beispiel 1 hergestellt. Dieser Zylinder wurde in der Mitte einer zylin-
8985
909813/1010
drischen Sandgußform mit einem Innendurchmesser von 50 mm und einer
Höhe von 40 mm angeordnet. In dieser Gußform wurde Stahl (C 0,45 %,
Mn 0, 6 %) gegossen. Nach dem Abkühlen wurde das Gießprodukt von der Form entfernt und einer maschinellen Bearbeitung unterzogen, so
daß sich ein Werkzeug ergab. Bei der Untersuchung dieses Werkzeugs stellte sich heraus, daß praktisch keine Reaktion zwischen der Hartlegierung
und dem gegossenen Stahl stattgefunden hat. Auch änderten sich die Eigenschaften der Hartlegierung während des Herstellungsvorganges
kaum.
Bei Verwendung eines bekannten Sinter hartmetalles stellte es sich heraus,
daß die Temperatur des geschmolzenen Stahlszu hoch war, so daß die
Gestalt des Werkzeuges nicht erhalten werden konnte und außerdem ergaben sich Reaktionen zwischen den Materialien.
909813/1010
Claims (12)
1. Hartlegierung, bestehend aus einer metallischen Phase und einer
Hartstoffphase mit B1 -Kristallstruktur, gekennzeichnet durch
folgende allgemeine Formel:
<Mla>
M2b>(Cl-x-y Ny °,
wobei M1 wenigstens ein Metall der Gruppe IVa ist, M„ wenigstens ein
Metall der Gruppe VIa ist, C Kohlenstoff bedeutet, N Stickstoff bedeutet,
O Sauerstoff, bedeutet, a, b, χ und y Atomverhältnisse sind, welche den
Beziehungen a + b = 1, 0,1 ^ a/(a + b) S 0, 7, 0, 05
< χ i 0, 5, 0 = y = 0, 5
und 0, 05 = χ + y = 0, 6 genügen, und ζ das Atomverhältnis von (C + O + N)/
(M. + M„) bedeutet und der Beziehung 0,1 ^ ζ ^ 0, 5 genügt.
2. Hartlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß M„ Wolfram und/oder Molybdän bedeutet.
A 8985 - N/G
3. Hartlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die allgemeine Formel
(M1 , M-. , M0 XC1 N O )
v la' 2b 3c 1-x-y y χ ζ
wobei M1 wenigstens ein Metall der Gruppe IVa ist, M0 wenigstens ein
Metall der Gruppe VIa ist, M., wenigstens ein Element der Gruppe Va
«3
ist, C Kohlenstoff bedeutet, N Stickstoff bedeutet, O Sauerstoff bedeutet,
a, b, c, χ und y Atomverhältnisse sind, welche den Beziehungen a + b + c = 1, 0,1 i (a + c)/(a + b + c) i 0, 7, c/(a + c) i 0, 3,
0, 05 = χ = 0, 5, 0 = y = 0, 5 und 0, 05 i χ + y = 0, 6 genügen, und ζ das
Atomverhältnis von (C + N + O)/(M* + M„ + M3) bedeutet und der Beziehung
0,1 ^ ζ ^ 0, 5 genügt.
4„ Hartlegierung nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet,
daß M2 Wolfram und/oder Molybdän ist.
5. Hartlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet,
daß Rhenium der Legierung mit einem Anteil von höchstens 2 %, bezogen auf die Gesamtanzahl der Atome, zugesetzt ist.
6. Hartlegierung nach Anspruch 1 oder 3, dadurch gekennzeichnet,
daß wenigstens eines der Elemente Calium, Calcium, Natrium, Silicium und Aluminium in einem Anteil von höchstens 2 %, bezogen
auf die Gesamtzahl der Atome, der Legierung zugesetzt ist.
7. Hart legierung nach Anspruch 1 oder 3, dadurch gekennzeichnet,
daß wenigstens ein Metall aus der Eisengruppe Kupfer, Silber und Palladium zur Beschleunigung der Sinterung zugesetzt ist.
909813/101Ö 8985
8. Verfahren zur Herstellung einer Hartlegierung nach einem der Ansprüche
1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß das Ausgangspulvermaterial verpreßt und gesintert wird, wobei wenigstens ein Teil der
Sinterung in einer Kohlenmonoxidatmosphäre, bei einem Druck von
wenigstens 10 Torr, insbesondere 0, 5 Torr, durchgeführt wird.
9. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß während der Sinterung bei der Kohlenmonoxidatmosphäre während wenigstens
eines Teils dieses Sinterschritts auf wenigstens 600° C aufgeheizt wird.
10. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet,
daß wenigstens zwei Carbide, Nitride, Oxide und feste Lösungen davon als Ausgangspulvermaterial verwendet werden.
11. Verwendung eines der Sinterhartmetalle nach einem der Ansprüche
1 bis 10 als Spanwerkzeug, als Werkzeug bei der Warmverformung, als Substrat für einen Überzug oder als Werkzeug zur Bearbeitung von
Kupfer.
12. Verwendung einer der Hartlegierungen nach einem der Ansprüche bis 10 als wärmebeständiger und verschleißfester zusammengesetzter
Gegenstand, von dem ein Teil zur Erzielung der Verschleißfestigkeit und der Wärmebeständigkeit aus einer Hartlegierung nach einem der
vorstehenden Ansprüche besteht und der andere Teil des zusammengesetzten Gegenstandes aus einem Gießmetall oder einer Stahllegierung
besteht.
909813/1010 8985
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