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Die Erfindung betrifft eine Cermetlegierung, die überlegen
ist in Zähigkeit, Absplitterungsbeständigkeit und
Hochtemperaturfestigkeit. In der Vergangenheit wurden
solche Komponenten, wie Mo&sub2;C, WC, TaC und NbC zu
Cermetlegierungen zur Verbesserung der Benetzung zwischen der
Metallbindungsphase und den TiC-Teilchen oder den TiCN-Teilchen,
die Hauptkomponenten von Cermetlegierungen sind,
zugegeben. Diese Zusatzkomponenten umgeben die TiC- oder TiCN-
Teilchen durch Auflösung in der Bindungsphase und
Präzipitation an den TiC- oder TiCN-Teilchen während des
Sinterns, wobei ein Randteil gebildet wird. Ein Cermet mit
einer Bindungsmetallphase, im allgemeinen einem
zusammengesetzten Carbo-Nitrid, besitzt eine Rand- und
Kernstruktur, aber der Innenteil, d.h. der Kernteil ist reich an Ti
und Stickstoff und dann ist der Randteil reich an
Komponenten zur Verbesserung der Benetzung, wie WC, TaC, Mo&sub2;C
und NbC und arm an Ti und Stickstoff.
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Durch die Bildung des Randteils wird die Benetzung
zwischen den TiC- oder TiCN-Teilchen und der
Metallbindungsphase verbessert, was eine Verbesserung der Zähigkeit mit
sich bringt. Durch die Bildung des Randteils wachsen
Teilchen aus zusammengesetztem Carbo-Nitrid, und sie kommen in
Kontakt miteinander. Dieser Teil, in dem sich die
zusammengesetzten Carbo-Nitrid-Teilchen miteinander berühren,
wird eine Quelle für die Erzeugung von Mikrorissen, oder
eine Spaltung als Weg für das Fortbewegen von Rissen bei
der Anwendung von Außenkräften kann stattfinden, wodurch
sich die Absplitterungsbeständigkeit verschlechtert. Wenn
die Menge der Komponenten, die den Randteil bilden,
erniedrigt wird, verschlechtert sich die Zähigkeit und die
Hochtemperaturfestigkeit, und die gesamten Eigenschaften
verschlechtern sich. Derzeit kann die Zugabe der
Komponenten, die den Randteil bilden, in mehr als einer bestimmten
Menge nicht vermieden werden.
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In der DE-A-3 100 926 wird eine dreiphasige Legierung
beschrieben, die eine Kristallphase aus Wolframcarbid oder
Wolfram-Molybdän-Carbid, eine Phase aus Niob/Tantal-Carbo-
Nitrid und eine Phase aus einem Metall der Eisengruppe
umfaßt. Die drei Phasen sind innigst vermischt.
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In der DE-A-3 418 403 wird eine Rand- und Kernstruktur mit
einem Titan-Carbid-Kern und einem Rand aus einem oder
mehreren von Tantal, Niob, Zircon, Wolfram und Titancarbiden
und/oder Titannitrid, mit einer getrennten Titan-Nitrid-
Phase und einer Bindungsphase beschrieben.
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Wie oben erläutert, besitzt die Bildung eines Randteils
sowohl Vorteile als auch Nachteile.
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Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde,
eine Cermetlegierung (die auch als
Metall-Keramik-Legierung bezeichnet werden kann) mit verbesserter
Absplitterungsbeständigkeit, ohne daß die Zähigkeit und die
Hochtemperaturfestigkeit verschlechtert werden, durch Zugabe
von solchen Komponenten, wie beispielsweise WC, TaC, NbC
und Mo&sub2;C, die Komponenten sind, welche die Zähigkeit und
die Hochtemperaturfestigkeit verbessern, und von
randbildenden Komponenten in der benötigten Menge, daß die
Zähigkeit und die Hochtemperaturfestigkeit verbessert werden
und gleichzeitig die Menge an Randteilen verringert wird,
so daß der Teil, in dem sich die zusammengesetzten Carbo-
Nitrid-Teilchen berühren, stark verringert wird, zur
Verfügung zu stellen.
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Als Ergebnis der Untersuchungen der genannten Erfinder, um
die obigen Aufgaben zu lösen, wurde gefunden, daß die
gewünschten Eigenschaften erhalten werden können, wenn TiN
oder TiCN und ein Metallpulver für die Bindungsphase zu
einem zusammengesetzten Carbo-Nitrid aus einem oder
mehreren der Elemente der Gruppen 4a, 5a und 6a des
periodischen Systems einschließlich von W und Ti als wesentliche
Komponenten in dem Ausgangsmaterial, und Sintern des
Gemisches zur Bildung der beanspruchten Cermetlegierung,
Zugesetzt wird.
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Gegenstand der Erfindung ist eine Cermetlegierung, die 50
bis 95 Gew.-%-Teilchen aus einer harten Phase, wobei der
Rest eine Bindungsphase aus einem oder mehreren Elementen
der Eisenfamilie und unvermeidbare Verunreinigungen ist,
umfaßt, wobei die harte Phase Teilchen aus einem
zusammengesetzten Carbo-Nitrid, umfassend mindestens Wolfram und
Titan und gegebenenfalls eines oder mehrere Elemente,
ausgewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des periodischen
Systems, umfaßt, wobei die Teilchen aus zusammengesetztem
Carbo-Nitrid eine Rand- oder Außenzone und Kernstruktur
besitzen, wobei der Kernteil zusammengesetztes
Carbo-Nitrid, das an Titan und Stickstoff arm ist, und der
Randteil zusammengesetztes Carbo-Nitrid, das an Titan und
Stickstoff reich ist, umfaßt.
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Gemäß einer bevorzugten erfindungsgemäßen Ausführungsform
umfaßt die harte Phase 50 Vol.-% oder weniger TiN- oder
TiCN-Teilchen mit N≥C ohne Rand- und Kernstruktur und
Teilchen aus dem zusammengesetzten Carbo-Nitrid mit der
Rand- und Kernstruktur.
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Da die Zusammensetzung aus dem zusammengesetzten
Carbo-Nitrid von W und Ti und gegebenenfalls einem oder mehreren
Elementen, ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus den
Elementen der Gruppen 4a, 5a und 6a des periodischen
Systems als Ausgangsmaterial, relativ eng an der
Zusammensetzung des oben erwähnten Randteils liegt, ist die
Benetzung mit der Metallbindungsphase gut, und die Verbesserung
der Zähigkeit ist möglich. Da die Carbo-Nitrid-Komponenten
von W und den Elementen, die Komponenten für die Bildung
des Randteils sind, in dem Ausgangsmaterial vorhanden
sind, wird relativ wenig Randteil gebildet. Wenn jedoch
das zusammengesetzte Carbo-Nitrid-Ausgangsmaterial allein
verwendet wird, findet kontinuierlich ein Ostwald-Wachstum
statt, d.h. die Komponenten, die in der
Bindungsmetallphase während des Sinterns gelöst sind, werden in dem
vorhandenen zusammengesetzten Carbo-Nitrid-Ausgangsmaterial
ausgefällt, und es gibt relativ viele Teile, in denen sich
die zusammengesetzten Carbo-Nitrid-Teilchen berühren,
bedingt durch das Kornwachstum des zusammengesetzten
Carbo-Nitrids. Die gewünschte Absplitterungsbeständigkeit kann
erhalten werden. Die Erfinder haben jedoch weitere
Untersuchungen durchgeführt, um weitere Verbesserungen zu
erhalten, und gefunden, daß eine weitere Verbesserung durch
zusätzliche Zugabe von TiCN oder TiN, wobei N ≥ C ist,
erhalten werden kann. D.h., TiCN und TiN sind bei hohen
Temperaturen thermodynamisch instabil und insbesondere extrem
instabil in Anwesenheit einer Kohlenstoffquelle. Daher
treten kontinuierlich die Stufen auf, daß TiCN oder TiN
zersetzt werden und sich bevorzugt in der
Bindungsmetallphase und danach in den vorhandenen zusammengesetzten
Carbo-Nitrid-Teilchen als feste Lösung lösen. Auf diese
Weise werden Ti und N bevorzugt in der Bindungsmetallphase
als feste Lösung gelöst, und als Folge wird die Auflösung
von Mo&sub2;C, TaC, NbC und ähnlichen, die in dem
zusammengesetzten Carbo-Nitrid-Ausgangsmaterial vorhanden sind und
die Komponenten für die Bildung des Randteils in der
Bindungsmetallphase als feste Lösung sind unterdrückt, und
dies bewirkt eine Verringerung in der Menge an gebildetem
Randteil und eine Verringerung an den Anteilen, in denen
sich die zusammengesetzten Carbo-Nitrid-Teilchen per se
berühren. Die neue Tatsache, die bei diesen Untersuchungen
gefunden wurde, ist die, daß, wenn Ti und N, die in der
Bindungsmetallphase gelöst sind, sich in dem vorhandenen
zusammengesetzten Carbo-Nitrid auflösen, W, das in dem
zusammengesetzten Carbo-Nitrid vorhanden ist und keine
Affinität für N besitzt, aus dem zusammengesetzten
Carbo-Nitrid herausgestoßen wird und sich in der
Bindungsmetallphase löst, wodurch die Bindungsmetallphase
Wärmebeständigkeit erhält.
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Durch die oben beschriebenen Wirkungen und durch die
Abnahme der Teile, in denen sich die Teilchen per se
berühren, wurden in dem bekannten Cermet bemerkenswerte
Verbesserungen in der Absplitterungsbeständigkeit und der
Wärmebeständigkeit möglich, ohne daß eine Verschlechterung
in der Zähigkeit auftritt. Die Struktur der
erfindungsgemäßen Cermetlegierung ist so, daß die zusammengesetzten
Carbo-Nitrid-Teilchen eine Rand- und Kernstruktur
aufweisen und daß die Verteilung der den zentralen Teil bildenen
Zusammensetzung die ist, daß der Kernteil reich an W und
arm an Ti und Stickstoff ist und daß der Randteil reich an
Ti und Stickstoff ist.
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Wie oben erwähnt, lösen sich TiCN- oder TiN-Teilchen
kontinuierlich in der Bindungsmetallphase während des
Sinterns, und es ist weiter wünschenwert, das Sintern im
Nicht-Gleichgewichts-Zustand vor der vollständigen
Auflösung dieser TiCN- oder TiN-Teilchen zu beenden, wobei
TiCN- oder TiN-Teilchen mit N ≥ C im Verlauf der Auflösung
der Bindungsmetallphase einzeln in der
Legierungszusammensetzung erhalten bleiben. D.h., der Kontakt der
zusammengesetzten Carbo-Nitrid-Teilchen per se, der durch das
Wachstum der Teilchen verursacht wird, kann durch die
Anwesenheit von TiCN- oder TiN-Teilchen alleine, die sich in
den Komponenten von den Carbo-Nitrid-Teilchen
unterscheiden, zwischen den zusammengesetzten Carbo-Nitrid-
Teilchen, die kontinuierlich während des Sinterns wachsen,
unterdrückt werden, und eine weitere Verbesserung in der
Absplitterungsbeständigkeit kann erhalten werden. In
diesem Fall, außer wenn N ≥ C ist, diffundiert und löst sich
in dem zusammengesetzten Carbo-Nitrid weniger N, und die
Menge an ausgestoßenem W ist gering. Dadurch sind TiCN-
oder TiN-Teilchen nicht wirksam, um die Bindungsphase
durch deren Auflösung in dieser Phase zu stärken. Wenn die
Teilchen reich an C sind, ist TiCN relativ stabil, und der
Randteil wird um diese Teilchen als Kernteil gebildet, und
das Wachstum der Teilchen findet statt, was eine Erhöhung
des Teils mit sich bringt, in dem die zusammengesetzten
Carbo-Nitrid-Teilchen sich per se berühren, wodurch eine
Verschlechterung der Zähigkeit auftritt.
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Bei der vorliegenden Erfindung werden TiN und/oder TiCN
zugegeben, aber TiNO oder TiCNO können ebenfalls zugegeben
werden. TiNO oder TiCNO können direkt zugegeben werden,
oder sie können natürlich teilweise in TiN und TiCN als
Ausgangsmaterialien enthalten sein.
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Die Gründe für die numerischen Beschränkungen werden im
folgenden erläutert.
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Wenn das zusammengesetzte Carbo-Nitrid als harte Phase in
einer Menge von mehr als 95% vorhanden ist, verschlechtert
sich die Zähigkeit der Legierung stark, und wenn es in
einer Menge von weniger als 50% vorhanden ist, können die
gewünschte Wärmebeständigkeit und Abnutzungsbeständigkeit
nicht erhalten werden. Es sind somit 50 bis 95 Gew.-%
erforderlich. Wenn der Gehalt an TiCN- oder TiN-Teilchen
alleine über 50 Vol.-% liegt, zeigen die TiCN- oder TiN-
Teilchen eine schlechtere Benetzung mit der
Bindungsmetallphase, und die Zähigkeit der Legierung verschlechtert
sich.
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Die folgenden Beispiele erläutern die Erfindung.
Beispiel 1
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Ein Ausgangs-zusammengesetztes-Carbo-Nitrid wurde auf
folgende Weise hergestellt. WC-Pulver mit einer
durchschnittlichen Teilchengröße von 10 µm, TiC0,6-Pulver mit einer
durchschnittlichen Teilchengröße von 1,2 µm, TaC-Pulver
mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 1,1 µm,
NbC-Pulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von
1,2 µm, Mo&sub2;C-Pulver mit einer durchschnittlichen
Teilchengröße von 1,0 µm, VC-Pulver mit einer durchschnittlichen
Teilchengröße von 1,5 µm, ZrC-Pulver mit einer
durchschnittlichen Teilchengröße von 1,2 µm und HfC-Pulver mit
einer durchschnittlichen Teilchengröße von 1,3 µm, die
alle im Handel erhältlich sind, wurden ausgewählt und
abgewogen, so daß die gewünschte Zusammensetzung des
zusammengesetzten Carbo-Nitrids, wie sie in Beispiel 1
aufgeführt ist, erhalten wurde. Die Bestandteile wurden naß
vermischt. Dann wurde das entstehende Gemisch bei 1800ºC
bei einem N&sub2;-Partialdruck von nicht mehr als 20 Torr
während 1 Stunde behandelt, wobei eine feste Lösung erhalten
wurde. Diese wurde dann mit Wasser in einem Attritor unter
Bildung einer festen Ausgangslösung vermahlen. Es wurden
die in Tabelle 1 (1) aufgeführten zusammengesetzten Carbo-
Nitrid-Ausgangsmaterialien (A) - (H) für die Herstellung
der erfindungsgemäßen Legierungen erhalten. Unter
Verwendung dieser zusammengesetzten Carbo-Nitride wurden
Cermetlegierungen (A) - (H) auf Grundlage der in Tabelle 1
(1) angegebenen Mischungsverhältnisse hergestellt. Die
Eigenschaften der Legierungen wurden bestimmt. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 1 (2) angegeben. Für
Vergleichslegierungen wurden im Handel erhältliche TiCN-Pulver,
(TiTa)CN-Pulver und (TiW)CN-Pulver so wie sie waren
verwendet, und die einfache Zugabe von TiCN wurde nicht
durchgeführt. Wie aus Tabelle 1 (2) hervorgeht, war es in
den erfindungsgemäßen Legierungen möglich, das
Kontaktverhältnis des zusammengesetzten Carbo-Nitrids (Kontaktfläche
des zusammengesetzten Carbo-Nitrids per se/gesamte
Oberfläche des zusammengesetzten Carbo-Nitrids) zu verringern,
durch die Verringerung der Menge an Randteil und der
Kugelbildung der zusammengesetzten Carbo-Nitrid-Teilchen.
Dadurch wurde eine Erhöhung in der Rißbeständigkeit
erreicht.
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Die Rjßbeständigkeit ist der Wert, der durch Teilung der
Vickers-Belastung durch die Länge des Risses, der durch
eine Vickers-Beule gebildet wird, erhalten wird und zeigt
die Beladung an, die für die Bildung von Rissen von 1 mm
erforderlich ist. Dies ist ein Parameter, der mit der
Brechzähigkeit K&sub1;&sub0; in Zusammenhang steht. Die
Hochtemperaturhärte wurde gemäß dem Drei-Punkt-Biegetest unter
Anwendung einer Kraft von 70 kg/mm² bei 950ºC bestimmt. Je
kleiner die Kreich-Verformungs-Geschwindigkeit ist, desto
länger ist die Zeit, die für das Brechen erforderlich ist.
Die erfindungsgemässen Legierungen besitzen eine
überraschend hohe Festigkeit bei hoher Temperatur als Ergebnis
des Ausstoßens von W in die Bindungsphase, bedingt durch
das Auflösen von N in dem zusammengesetzten Carbo-Nitrid-
Ausgangsmaterial und das Ergebnis der Verfestigung der
Bindungsphase, bedingt durch die Bildung einer festen
Lösung. In der Tabelle 2 sind die Ergebnisse des
Schneidetests der erfindungsgemäßen Legierungen (A) - (H) und
Vergleichslegierungen (1) - (4) angegeben.
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Die Geschwindigkeit bei der Bildung von Absplitterungen
ist der Prozentgehalt der Länge des Absplitterns durch die
Gesamtlänge der abgeschnittenen Kante x 100, wenn JIS-
SKD61 (HRC 44) bei nassen Bedingungen entsprechend einer
End-Walzbehandlung von 10 mm Breite während 10 Minuten mit
einer Schneidtiefe von 10 mm, Schnittbreite von 2 mm,
einer Peripheren Geschwindigkeit von 28 m/min und einer
Beschickung von einer Kante mit 0,05 mm erhalten wird. Die
erfindungsgemäßen Legierungen besitzen eine überlegene
Absplitterungsbeständigkeit, da ein niedriger Kontaktgrad
des zusammengesetzten Carbo-Nitrids per se vorhanden ist.
Die Standzeit wird durch die Zeit angegeben, die
erforderlich ist, bis die Haltbarkeit beendigt ist, wenn die
Beendigung der Haltbarkeit als 0,3 mm maximale Abnutzung der
Flanke bei drehender Arbeit von SCM440 (HRC34) für die
Legierung bei einer Schneidgeschwindigkeit von 100 m/min und
250 m/min mit einer Beschickung von 0,3 mm pro einer
Umdrehung definiert ist. Bei einer Schneidgeschwindigkeit
von 100 m/min wurde kein signifikanter Unterschied
festgestellt, aber die erfindungsgemäßen Legierungen zeigen eine
sehr lange Standzeit mit Schneiden bei 250 m/min. Im Falle
der Vergleichslegierungen zeigten die geschnittenen Kanten
plastische Verformungen und so war die Standzeit kurz.
Andererseits zeigten die erfindungsgemäßen Legierungen eine
hohe Hochtemperaturfestigkeit, und an der Schneidkante
traten keine plastischen Deformierungen auf.
Tabelle 1 (1)
Zusammengesetztes Carbo-Nitrid
Mischverhältnis
erfindungsgemäße Legierungen
Vergleichslegierungen
Tabelle 1 (2)
Härte (HRA)
Rißbeständigkeit (km/mm)
Faltebeständigkeit (km/mm²)
Kreich-Brech-Zeit bei hohen Temperaturen
Kontaktverhältnis
erfindungsgemäse Legierungen
Vergleichslegierungen
Tabelle 2
Geschwindigkeit (%) bei der Bildung der Absplitterung
Standzeit (min)
Erfindungsgemäse
Legierungen
Vergleichslegierungen
Bricht in 1 min ab
Beispiel 2
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Legierungen mit der Zusammensetzung 25TiCN-20WC-20NbC-
15TaC-5Mo&sub2;C-7,5Co-7,5Ni, die 2,0% N und 7,7% C enthalten,
wurden erfindungsgemäß (W, Ti, Nb, Ta, Mo)CN + TiCN +
Co,Ni und als Vergleichslegierung (Ti,W)CN + NbC + TaC +
Mo&sub2;C + CO,Ni hergestellt. Die Legierungen wurden auf
gleiche Weise wie in Beispiel 1 beschrieben geprüft, und die
Ergebnisse sind in Tabelle 3 aufgeführt. Die Ergebnisse
für die Analyse der Zusammensetzung der Rand- und
Kernstruktur mittels eines analytischen
Transmissions-Elektronen-Mikroskops sind in den Tabellen 4 und 5 aufgeführt
Die erfindungsgemäßen Legierungen besitzen überlegene
Eigenschaften wie in Beispiel 1, und außerdem besitzen sie
eine geschichtete Struktur, die einen Mittelteil, der an
Ti und N arm ist und an W reich ist, und einen Randteil,
der an Ti und N reich ist, umfassen. Der Gehalt an N wurde
qualitativ durch das Verhältnis Ti+N/Ti im Auger-Spektrum
analysiert.
Tabelle 3
Härte (HRA)
Rißbeständigkeit
Faltebeständigkeit
Kreich-Brech-Zeit bei hoher Temperatur
Geschwindigkeit bei der Bildung der Absplitterung
Standzeit
Kontakt-verhältnis
Erfindungsgemäse Legierungen
Vergleichslegierung
Tabelle 4
Zusammensetzung
Randteil
Zentraler Teil
Erfindungsgemäse Legierung
Vergleichslegierung
Tabelle 5
Verhältnis des Auger Spektrums (Ti+N/Ti)
Randteil
Zentraler Teil
Erfindungsgemäse Legierung
Vergleichslegierung
Beispiel 3
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Erfindungsgemäße Legierungen (I) und (J) und
Vergleichslegierungen (5) und (6) wurden hergestellt und auf gleiche
Weise wie in Beispiel 1 beschrieben geprüft. Die
Vergleichsergebnisse sind in den Tabellen 6 und 7 angegeben.
Wie in Beispiel 1 sind die erfindungsgemäßen Legierungen
besser als die bekannten Legierungen hinsichtlich der
Absplitterungsbeständigkeit und der
Hochtemperaturfestigkeit.
Tabelle 6
Zusammengesetztes Carbo-Nitrid
Mischverhältnis
Erfindungsgemäse Legierungen
Vergleichslegierung
Tabelle 7
Härte
Rißbeständigkeit
Faltebeständigkeit
Kreich-Brech-Zeit bei hoher Temperatur
Geschwindigkeit bei der Bildung der Absplitterung
Standzeit
Erfindungsgemäse Legierungen
Vergleichslegierungen
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Aus den obigen Erläuterungen geht hervor, daß
erfindungsgemäße Verbesserungen in der Absplitterungsbeständigkeit
und der Hochtemperaturbeständigkeit möglich sind, die mit
den bekannten Cermetlegierungen nicht möglich waren. Die
erfindungsgemäßen Cermetlegierungen können daher für
Endwalzschneiden, Hochgeschwindigkeitsschneiden und das
Schneiden für hochfeste Materialien verwendet werden.