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Sintermetallhartlegierunqen und Verfahren zu deren Herstellung
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Die Erfindung betrifft eine Sintermetallhartlegierung mit einer Metallstruktur
aus drei Phasen sowie ein Verfahren zu deren Herstellung.
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Insbesondere befaßt sich die Erfindung mit einer harten Legierung,
die von hervorragender mechanischer Festigkeit sowie auch thermischer Rißfestigkeit
ist.
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Sinterhartmetalle auf tJC-8asis wurden in den Jahren nach 1920 in
Form von Legierungen des Typs WC-Co erfunden, und diejenigen, die zusätzliche weitere
Carbide, wie TiC, TaC, Mo2C usw. enthielten, sind in den Jahren nach 1939 praktisch
verwendet worden. In neuerer Zeit ist jedoch der Preis des TaC beträchtlich gestiegen,
so daß Versuche unternommen worden sind, andere Carbide als Ersatz für TaC aufzufinden.
Da Nb, welches derselben Gruppe des Periodischen Systems wie Ta zugehört, auch ähnliche
Eigenschaften aufweist und im Hinblick auf Preis und Vorkommen beständig ist, wurde
es bereits vorgeschlagen, einen Teil oder die Gesamtmenge des Ta durch Nb zu ersetzen,
wobei es sich jedoch herausstellte, daß die Eigenschaften der Legierung mit steigender
Menge des als Ersatz eingeführten Nb verschlechtert wurden. Dies beruht auf dem
Umstand, daß bei Erhöhung der Teilmenge an Ta, die durch Nb in einem Sinterhartmetall
ersetzt wird, die Form des Carbidkristalls (Ti, W, Ta, Nb) C des Typs B1 winkelartig
oder eckig wird und die festen Lösungen des Typs B1 miteinander verbunden werden,
wodurch die Festigkeit der Legierung verringert wird.
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Aufgabe der Erfindung ist es demgemäß, eine Hartlegierung von niedrigem
Preis, und zwar ein Sinterhartmetall auf WC-3asis oder (Mo, W) C-Basis,vorzusehen,
die eine bessere mechanische Festigkeit und thermische Rißfestigkeit aufweist als
die bekannten Sinterhartmetalle des Typs WC-TiC-TaC-Co. Aufgabe der Erfindunoe ist
es ferner, ein Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls auf WC-Easis oder
(Mo, W)C-Basis vorzusehen, in dem die Kristalle vom Typ B1 in Form von Mikroteilchen
gleichförmig dispergiert sind.
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Die Rufgabe wird erfindungsgemän gelöst durch eine Sintermetallhartlegierung
mit einer Metallstruktur aus drei Phasen, die mindestens ein Carbid aus der Gruppe,
bestehend aus WC- und (Mo, W) C-Kristallen, einen Kristall des Typs 81 mit einem
Molverhältnis Nb/(Ta + Nb) von 0,5 oder mehr und ein Metall der Eisengruppe enthalten,
wobei die Kristalle vom Typ B1 ein Molverhältnis N/ (C + N) von 0,1 bis 0,5 aufweisen,
sowie durch ein Verfahren zur Herstellung der Sintermetallhartlegierung,bei dem
mindestens eines der Carbide, ein Mischcarbonitrid der allgemeinen Formel (Ti W
) (CùNv)z, in der x + y = 1, u + v = xv 1, 0,7 # x # 0,9,0,1 # y # 0,3, 0,7 # u
# 0,9, 0,1 # v # 0,3 und z # 1,0, ein Kristall des Typs B1, der Nb und ein Metall
der Eisengruppe enthält, in Pulverform miteinander vermischt und die Mischung einem
Sintervorgang in Vakuum bei 1,3 x 10'2 bis 1,3 x 10 4 mbar oder unter einem Stickstoffpartialdruck
von 0,13 bis 667 mbar unterzogen werden.
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Es wurden Sintermetallhartlegierungen auf WC-ßasis, die Nb im Kristall
vom Typ B1 enthielten, im einzelnen untersucht, und es wurde dabei gefunden, daß
auch bei einer Menge an Nb, die größer als diejenige an Ta ist, die Kristalle vom
Typ 81 in Form von Mikroteilchen gleichförmig dispergiert sind, wobei die mechanische
Festigkeit und die thermische Rißfestigkeit durch Hinzufügen von Stickstoff verbessert
werden.
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D.h., daß erfindungsgemäß ein Sinterhartmetall vorgesehen wird, welches
Nb in einer größeren Menge als Ta im Kristall vom Typ 81 enthält, wobei die Legierung
infolge der Verwendung von Nb, welches hinsichtlich der Vorräte und des Preises
stabil ist, eine hervorragende mechanische Festigkeit und Abriebfestigkeit aufweist
und relativ billig ist. Die Kristalle vom Typ B1 befinden sich in der Form von Mikroteilchen
und sind aufgrund des Umstands, daß sie Stickstoff enthalten, gleichförmig dispergiert.
Somit weist dieses Sinterhartmetall eine erhöhte thermische Leitfähigkeit und verbesserte
Festigkeit auf und ist von hervorragender Rißfestigkeit und auch mechanischer Festigkeit.
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Das Merkmal der erfindungsgemäßen Sintermetallhartlegierung ist eine
metallische Struktur aus drei Phasen, die mindestens ein Carbid aus der Gruppe,
bestehend aus SC- und (Mo, W) C-Kristallen, einen Kristall des Typs 81 mit einem
Molverhältnis Nb/(Ta + Nb) von mindestens 0,5 und ein Metall der Eisengruppe
enthalten,
wobei die Kristalle des Typs 81 ein Molverhältnis N/(C + N) von 0,1 bis 0,5 aufweisen
und in Form von feinen Teilchen vorliegen. Der Gehalt an Stickstoff in der Legierung
läßt sich durch Sintern in einer Stickstoffatmosphäre stabilisieren, und die stickstoffenthaltenden
Kristalle vom Typ 81 neigen dazu, Mikroteilchen zu sein. Das erfindungsgemäBe Sinterhartmetall
weist eine bessere Abriebfestigkeit, mechanische Festigkeit und thermische Rißfestigkeit
als die bekannten Legierungen vom Typ WC-TiC-TaC-Co auf.
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Anhand der Figuren soll die Erfindung näher erläutert werden. Es zeigen:
Fig. 1 eine mikrophotographische Aufnahme mit einer Vergrößerung von 1.500 der Struktur
einer erfindungsgemäßen Legierung (Legierung A) und Fig. 2 eine mikrophotographische
Aufnahme mit einer SergröBerung von 1.500 der Struktur einer Legierung nach dem
Stand der Technik (Legierung L).
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Die Fig. 1 zeigt, daß bei der erfindungsgemäßen Legierung feinere
Teilchen der Kristalle vom B1 in der Legierung dispergiert sind, als dies bei der
in der Fig. 2 gezeigten Legierung nach dem Stand der Technik der Fall ist.
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Nachstehend sollen die für die Angaben der Zusammensetzung der erfindungsge
mäßen Legierungen maßgeblichen Gründe erläutert werden.
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Bei einem Sinterhartmetall mit einer Metallstruktur aus im wesentlichen
drei Phasen, die mindestens einen Carbidkristall aus der Gruppe, bestehend aus WC-und
(Mo, W) C-Kristallen, einen Kristall des Typs 81 mit einem Molverhältnis Nb/(Nb
+ Ta) von mindestens 0,5 und ein Metall der Eisengruppe umfassen, wird das Molverhältnis
N/(C + N) des Kristalls vom Typ 81 auf 0,1 bis 0,5 beschränkt.
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Bei Erhöhung der Menge an Nb innerhalb des Bereiches, in dem das Molverhältnis
Nb/(Ta + Nb) mindestens 0,5 beträgt, bilden die Kristalle vom Typ 81 keine Mikroteilchen,
wenn das Molverhältnis N/(C + N) weniger als 0,1 beträgt. Beträgt das Molverhältnis
N/(C + N) mehr als 0,5, dann findet keine ausreichende Sinterung statt, wodurch
das Produkt beeinträchtigt wird.
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Das Merkmal des erfindungsgemäßen Verfahrens zum Herstellen eines
Sinterhartmetalls mit einer Metallstruktur aus drei Phasen, die mindestens einen
Carbidkristall aus der Gruppe, bestehend aus WC- und (Mo, W) C-Kristallen, einen
Kristall des Typs B1 mit einem Molverhältnis Nb/(Ta + Nb) von mindestens 0,5 und
ein Metall der Eisengruppe enthalten, wobei die Kristalle des Typs 81 ein Molverhältnis
N/(C + N) von 0,1 bis 0,5 aufweisen, besteht darin, daß man das Carbid, ein Mischcarbonitrid
der allgemeinen Formel (TixWy)(CuNv)z, in der x + v = 1, u + v = 1, 0,7 c x # 0,9,
0,1 - y # 0,3, 0,7 # u i 0,9, 0,1 # v # 0,3 und z L= 1,0, Kristalle des Typs 81,
die Nb und ein Metall der Eisengruppe enthalten, in Pulverform miteinander vermischt
und die Mischung einem Sintervorgang in Vakuum bei 1,33 x 10-2 bis 1,33 x 10-4 mbar
oder unter einem Stickstoffpartialdruck von 0,13 bis 667 mbar unterzieht.
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Vermischte Carbnnitride, die Ti und W enthalten, insbesondere die
Carbonitride, die durch die allgemeine Formel (TixSy)(CuNv)z dargestellt werden,
in der x, y, u, v und z den Beziehungen x + N = 1, u + v = 1, 0,7 x 0,9, 0,1 y #
0,3, 0,7 # u # 0,9, 0,1 # v # 0,3 und z # 1,0 entsprechen, sind bis hinauf zu 1.5000
C gegenüber einer Denitrifizierung stabil. Werden sie einer Legierung zugesetzt,
dann vermögen sie aufgrund des Gehalts an feinen Teilchen hervorragende Schneideigenschaften
zu erteilen.
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Ist x weniger als 0,7, dann wird der Stickstoff nicht stabil gelöst,
und ist x größer als 0,9, dann wird das Mischcarbonitrid selbst brüchig. Ist y weniger
als 0,1, dann wird das Mischcarbonitrid selbst brüchig, und ist y größer als 0,3,
dann wird der Stickstoff nicht stabil gelöst, um WC und (Ti, W)(C, N) zu bilden.
Wenn u weniger als 0,7 und v größer als 0,3 ist, dann neigt der Stickstoff dazu,
leicht freigegeben zu werden, und wenn u größer als 0,9 und v weniger als 0,1 ist,
dann ist die Wirkung des gelösten Stickstoffs gering,und das Mischcarbonitrid selbst
wird bei der Zugabe zu Legierungen grobkörnig. Ist z größer als 1,0, dann befindet
sich freier Kohlenstoff im Mischcarbonitrid.
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Bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Legierung werden Pulver,
die WC-Kristalle und/oder (Mo, W) C-Kristalle, Kristalle vom Typ B1 und Metalle
der Eisengruppe enthalten, miteinander vermischt und einer Sinterung im Vakuum bei
1,3 x 10-2 bis 1,3 x 10 4 mbar unterzogen oder während der Verfahrensschritte
zur
Temperatursteigerung, Temperaturbeibehaltung und Abkühlung intermittierend oder
kontinuierlich unter einem Stickstoffpartialdruck von 0,13 bis 667 mbar gehalten.
Als Kristalle vom Typ 81 werden ein oder mehrere Carbide, Nitride und/oder Carbonitride
der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa, wie TiC, TiN, TaN, TaC, NbC, NbN und Ti
und W enthaltende Carbonitride eingesetzt.
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Die Sinteratmosphäre kann entweder aus einem Vakuum bei 1,3 x 10'2
bis 1,3 x 10 mbar oder einer Stickstoffatmosphäre bei 0,13 bis 667 mbar bestehen.
Die Stickstoffatmosphäre wird bevorzugt. Die Sintertemperatur beträgt allgemein
1.350 bis 1.5000 C.
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Bei unseren sich über eine lange Zeit hinaus erstreckenden Untersuchungen
wurde gefunden, daß Nitrid enthaltende Legierungen beim Sintern aufgrund der eintretenden
Denitrifizierung instabil sind, daß es jedoch, wenn das Sintern unter einem Stickstoffpartialdruck
von 0,13 bis 667 mbar durchgeführt wird, möglich ist, die Denitrifizierung zu verhindern
oder eine Anreicherung an Stickstoff zu erzielen, was zu einer hervorragenden und
gleichförmigen Legierung führt. Beträgt der Stickstoffpartialdruck weniger als 0,13
mbar, dann ist die resultierende Wirkung gering, während bei Partialdrücken von
mehr als 667 mbar die Sintereigenschaften verschlechtert und die Stickstoffkonzentration
in der Oberflächenschicht vergrößert wird, um eine ungleichförmige Struktur zu ergeben.
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In zusätzlicher Weise führt die Verwendung eines Ausgangsmaterials,
das Stickstoff im Kristall des Typs 81 enthält, z. 8. (Tio,7Wo,3) (CO,BNO,Z)' (Ti0,7
Nb0,1W0,2) (C0,8N0,2), TaN, NbN, TaCN, NbCN usw., zu der Tendenz, wonach die Kristalle
des Typs 81 in Form feiner Teilchen gebildet werden. Sogar wenn Sauerstoff im Kristall
des Typs 81 aufgenommen wird, dann werden die Wirkungen oder Vorteile der Erfindung
kaum beeinflußt. Es kann ferner das WC in einem Sinterhartmetall durch eine berechnete
Menge eines Molybdänmonocarbids ersetzt werden, welches Wolframmonocarbid und 10
bis 100 Mol-% Molybdänmonocarsind, d.h. (Mo, W) C, enthält, ohne daß eine Beeinträchtigung
eintritt oder die Vorteile der Erfindung verloren gehen.
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Die erfindunysgemnße Legierung ist selbstverständlich als Substrat
für ein Werkzeug verwendhar, welches aus einer Sintermetallhartlegierung besteht,
die mit einer oder mehreren harten Schichten aus TiC, TiCN, TiN, Al203, HfC usw.
beschichtet ist.
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Anhand der nachstehenden Beispiele soll die Erfindung, ohne diese
zu beschränken, näher erläutert werden.
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Beispiel 1 Pulverförmige Ausgangsmaterialien mit der in der Tabelle
1 angegebenen Zusammensetzung wurden miteinander vermischt, wonach 1,5 Gew.-% Paraffin
als Preßhilfsmittel zugegeben wurde. Die Mischung wurde dann 100 Stunden in Aceton
in einer Kugelmühle behandelt, wobei ein Gefäß aus rostfreiem Stahl 18-8 und Kugeln
aus einer WC-Co-Sintermetellegierung verwendet wurden. Dis Mischung wurde gettrocknet,
unter einem Druck von 1,5 Tonnen/cm² gepreßt, um einem Schneideinsatz zu formen,
bei 400 C unter Vakuum gehalten, um das Paraffin zu entfernen und bei einer Sintertemperatur
von 1.400 C in einer reduzierten Stickstoffatmosphäre unter einem Stickstoffllartialdruck
von 65 mbar eine Stunde gehalten, wodurch sich ein Sinterkörper ergab.
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Tabelle 1 Erfindungs- WC (Ti0,7W0,3) (Ti0,6W0,4)C TeC gemäß (C0,8N0,2)
A 69,0 15,0 - - 7,0 8 68,0 15,0 - 1,0 4,0 C 59,0 24,0 - 1,0 8,0 D 62,0 20,0 - -
11,0 E 8,0 60,0 8,0 - 12,0 F 10,0 66,0 - - 15,0 G 75,0 6,0 - - 10,0 H 63,0 25,0
- - 8,0 I 36,5 16,0 - - 39,0 J 50,0 20,0 - - 4,0 K - 14,0 - - 8,5 Vergleich L 54,0
- 27,0 12,0 -M 56,0 - 28,0 £,0 1,0 N 52,0 - 25,0 - -0 7,0 - 67,0 15,0 3,0 (Ta0,8Nb0,2)C
TaN NbN (Mo0,5W0,5)C Co Ni 9,0 -- - - - 9,0 -- - 1,0 - 7,0 -- 1,0 - - 6,0 -- - 2,0
- 10,0 -9,0 -- - - - 9,0 -- 1,0 - - 8,0 -- - - - 8,5 -- 2,0 10,0 - 13,0 1,0 - -
- 68,0 5,0 4,5 - - - - 8,0 -- - - - 9,0 -16,0 - - - 7,0 -- - - - 8,0 -
Die
Eigenschaften der erhaltenen Legierungen und die Prüfergebnisse von Schneidversuchen
sind in der Tabelle 2 angegeben, aus der hervorgeht, daß die erfindungsgemäßen Legierungen
bessere Eigenschaften aufweisen is Vergleichslegierungen Tabelle 2 Probe f Härte
Querbruch- V -Flanken- Abbrech- Anzahl thermifertigkeit abrieb verhältnis scher
Rissse * * (HRA) (kg/mm²) (mm) (%) A 91,1 200 0,12 31,0 4 8 90,0 205 0,13 33,0 4
C 91,3 200 0,12 35,0 4 D 91,4 210 0,12 32,0 5 E 92,0 190 0,08 40,0 7 F 91,9 191
0,09 41,0 8 G 89,0 212 0,14 26,5 2 H 90,1 204 0,13 32,0 4 I 90,9 210 0,12 38,0 4
91,2 213 0,12 32,0 4 K 90,9 210 0,14 33,0 5 L 91,1 207 0,18 50,0 11 M 91,7 198 0,16
65,0 15 N 91,0 210 0,17 45,0 12 0 92,0 190 0,08 60,0 15 Proben A-K sind erfindungsgemäß
Proben L-0 sind zum Vergleich Anzahl abgebrochener Ecken x 100 Anzahl der Prüfecken
Flankenabriebprüfung
SCM 3 (Hs = 36), SNG 432 V = 120 ndmin, d = 2 mm, f = 0,30 mn/U, T = 10 min AbbI
hverhältnisprüfung (Festigkeit) SCM 3 (mit Rillen, Hs = 36), 6-Zoll Fräser, SPG
422 V = 80 m/min, d = 2 mm, f = 0,40 mm/Kante, T = 1 min Thermische Rißprüfung SCM
3 (Hs = 36), 6-Zoll Fräser, SPG 425, V = 140 m/min d = 3 mm, f = 0,50 mm/Kante,
T = 10 min Beispiel 2 Aus der nach Beispiel 1 hergestellten Legierung A wurde ein
hartgelöteter Wälzfräser hergestellt, der einer Prüfung unterzogen wurde. Bei dem
erhaltenen Sintermetalliaälzfräser ergab sich eine Flankenabnutzung, die ungefähr
halb so groß war wie diejenige bei einem handelsüblichen hartgelöteten Wälzfräser
aus Sinterhartmetall. Bei der erfindungsgemäBen Legierung ergab sich eine viel bessere
Beständigkeit gegenüber einem Abblättern, wie aus der Tabelle 3 hervorgeht.
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Tabelle 3 Erfindungsgemäß Normaler Abrieb, VB = 0,05 mm (Legierung
C) Vergleich (handelsübl. Abblätterung, VA = 0,08 mm Sintermetalle P20- P30) 8 Prüfbedingungen
Werkstück: S 45C (HB = 180) Werkzeug : Walzfräser m (Modül) = 1,25 (Anzahl der Zähne
= 12) V = 250 m/min f = 3 mm/U Kühlmittel: wasserlösliches üliges Mittel Tabelle
4 Brauchbarkeitsdauer Art des (Anzahl der Werkstücke) Werkzeugschadens Erfindungsgemäß
100D oder mehr ---- normaler Abrieb (kein Abblättern) Vergleich (handelsübl. 1000
------------------- Abblättern an Sintermetall P 30) Rissen Prüfbedingungen: Werkstück:
s 50 C (H5 = 35) Werkzeug : Großer 25-Zoll Seitenfräser Schneidhedingungen: V =
130 m/min, d = 2-4 mm, f = 0, 32 mm/t
Beispiel 3 Unter Verwendung
der nach dem Beispiel 1 hergestellten Legierung B (Tabelle 1) in Form eines großen
Seitenfräsers wurde eine Prüfung durchgeführt. Als Vergleichsmaterial diente ein
handelsübliches Sinterhartmetall der Bezeichnung P 30. Die Ergebnisse sind in der
Tabelle 4 dargestellt, aus der hervorgeht, daß die erfindungsgemäße Legierung dem
Vergleichsmaterial überlegen ist.
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