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Die
vorliegende Erfindung betrifft beschichtete Hartmetalleinsätze mit
einer bezüglich
Binderphase angereicherten Oberflächenzone und ein Verfahren
zur Herstellung derselben. Spezieller betrifft die vorliegende Erfindung
beschichtete Einsätze,
in denen das Hartmetall modifiziert wurde, so daß einzigartige technologische
Eigenschaften bei einer vorgegebenen chemischen Zusammensetzung
und Korngröße hinsichtlich
des Gleichgewichts zwischen einem sehr guten Zähigkeitsverhalten in Kombination mit
hoher Beständigkeit
gegen plastische Deformation erhalten wurde.
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Beschichtete
Hartmetalleinsätze
mit einer bezüglich
Binderphase angereicherten Oberflächenzone werden heutzutage
in großem
Ausmaß für die Bearbeitung
von Stahl und rostfreien Materialien verwendet. Dank der bezüglich Binderphase
angereicherten Oberflächenzone
wurde eine Ausdehnung des Anwendungsbereichs für das Schneidwerkzeugmaterial
erzielt.
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Methoden
und Verfahren zur Herstellung von Hartmetall, das WC, kubische Phase
(Gamma-Phase) und Binderphase mit einer bezüglich Binderphase angereicherten
Oberflächenzone
enthält,
fallen unter die Technik, die man als Gradientensintern bezeichnet,
und sind durch eine Anzahl von Patenten und Patentanmeldungen bekannt.
Gemäß beispielsweise
den US-Patenten 4,277,283 und 4,610,931 werden stickstoffhaltige
Zusätze
verwendet, und das Sintern findet im Vakuum statt, wogegen gemäß dem US-Patent
4,548,786 der Stickstoff in der Gasphase hinzugefügt wird.
Hierbei wird in beiden Fällen
eine bezüglich
Binderphase angereicherte Oberflächenzone,
die von kubischer Phase im wesentlichen abgereichert ist, erhalten.
Das US-Patent 4,830,930 beschreibt eine Binderphasenanreicherung,
die durch Decarburierung nach dem Sintern erreicht wird, wobei man
eine Anreicherung von Binderphase erzielt, die auch kubische Phase
enthält.
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In
dem US-Patent 4,649,084 wird Stickstoffgas in Verbindung mit dem
Sintern eingesetzt, um eine Verfahrensstufe zu eliminieren und die
Haftung einer nachfolgend abgeschiedenen Oxidbeschichtung zu verbessern.
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Unter
dem Gesichtspunkt der Bruchmechanik bedeutet eine Anreicherung von
Bindermetall in einer Oberflächenzone,
daß die
Fähigkeit
des Hartmetalls, eine Deformation zu absorbieren und die Ausbreitung
von Brüchen
zu stoppen, zunimmt. Auf diese Weise wird ein Material mit verbesserter
Fähigkeit,
einem Bruch durch Zulassung größerer Deformationen
oder durch Verhinderung des Ausbreitens von Brüchen zu widerstehen, im Vergleich
zu einem Material im wesentlichen der gleichen Zusammensetzung,
aber homogener Mikrostruktur, erhalten. Das Schneidmaterial erhält somit
ein zäheres
Verhalten.
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Wenn
man gemäß der bekannten
Technik des Vakuumsinterns von stickstoffhaltigem Hartmetall Gradientensintern
durchführt,
wird der Stickstoff üblicherweise
durch Zugabe einer geringen Menge an stickstoffhaltigen Ausgangsmaterialien
hinzugefügt.
Aufgrund der Tatsache, daß die
Stickstoffaktivität
in der Ofenatmosphäre
beim Sintern unterhalb der mittleren Stickstoffaktivität in der
kubischen Phase liegt, wird die stickstoffhaltige kubische Phase
Stickstoff durch die flüssige
Binderphase an die Ofenatmosphäre
abgeben. Es besteht in gewissem Maße Uneinigkeit über die
Kinetik in diesem Lösungsprozeß. Die Meinung
scheint zu sein, daß,
wenn der Stickstoff austritt, dies Bedingungen für eine vollständige Lösung der
kubischen Phase in der Oberflächenzone
des Materials erzeugt. Von dem Prozeß nimmt man an, daß er durch
Diffusion von Stickstoff und durch Diffusion der Metallbestandteile
der kubischen Phase kontrolliert wird. Das Ergebnis ist, daß das Volumen,
welches zuvor von der kubischen Phase besetzt war, nach deren Lösung von
flüssigem Bindermetall
besetzt wird. Durch diesen Prozeß wird nach der Verfestigung
der Binderphase eine bezüglich
Binderphase angereicherte Oberflächenzone
erzeugt. Die Metallkomponenten in der gelösten kubischen Phase diffundieren
nach innen und werden auf verfügbarer
ungelöster
kubischer Phase, die weiterhin in dem Material vorhanden ist, präzipitiert.
Der Gehalt dieser Elemente nimmt daher in einer Zone, die zu der
bezüglich
Binderphase angereicherten Oberflächenzone innen liegt, zu der
gleichen Zeit zu wie eine entsprechende Abnahme des Binderphasengehalts
erreicht wird.
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Eine
charakteristische Verteilung von Co, Ti und W als eine Funktion
des Abstands von der Oberfläche
eines Hartmetalls mit einer durch den oben genannten Prozeß erzielten
Binderphasenanreicherung ist z. B. aus
1 in der
US 4,830,930 ersichtlich. Ganz
außen
befindet sich eine Oberflächenzone,
die mit Binderphase angereichert und von kubischer Phase vollständig oder
teilweise abgereichert ist. Innerhalb dieser Oberflächenzone
befindet sich ein Bereich mit einer Anreicherung des metallischen
Elements bzw. der metallischen Elemente, das bzw. die in der kubischen
Phase vorhanden ist bzw. sind, insbesondere Ti, Ta und Nb, und wo
der Binderphasengehalt beträchtlich
niedriger ist als der mittlere Gehalt an Binderphase im Inneren
des Hartmetallkörpers. Die
Abnahme des Binderphasegehalts für
ein Hartmetall mit etwa 6 Gew.-% Kobalt und 9 Gew.-% kubischer Phase
kann bis zu etwa 2 Gew.-% betragen, d.h. eine relative Abnahme in
der Größenordnung von
30 %. Brüche
setzen sich leicht in dieser Zone fort, was einen entscheidenden
Einfluß auf
die Bruchhäufigkeit
während
der Bearbeitung hat.
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Es
hat sich nun herausgestellt, daß,
wenn ein im wesentlichen unter Vakuum gesintertes, stickstoffhaltiges
Hartmetall mit einer bezüglich
Binderphase angereicherten Oberflächenzone einer Stickstoffgasbehandlung
bei einer Temperatur unterzogen wird, bei der die Binderphase flüssig ist,
das Zähigkeitsverhalten
weiter gesteigert werden kann. Diese Verbesserung der Zähigkeit
wird erreicht, während gleichzeitig
die Beständigkeit
gegen plastische Deformation im wesentlichen unverändert bleibt.
Auf diese Weise kann ein Einsatz in Anwendungen eingesetzt werden,
welche heutzutage im allgemeinen zwei oder mehrere Qualitäten von
Einsätzen
mit homogener Struktur erfordern, um den gleichen Anwendungsbereich
abzudecken.
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1 zeigt
die Verteilung von Co und Ti als eine Funktion des Abstandes von
der Oberfläche
eines bezüglich
Binderphase angereicherten Hartmetalls gemäß der Erfindung.
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2 zeigt
die Verteilung von Co und Ti als eine Funktion des Abstands von
der Oberfläche
eines bezüglich
Binderphase angereicherten Hartmetalls, das gemäß bekannter Technik hergestellt
ist.
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3 ist
eine lichtoptische Mikrophotographie in 1.200-facher Vergrößerung von
der Oberflächenzone
eines Hartmetalls gemäß der Erfindung, worin
A mit Binderphase angereicherte und von kubischer Phase im wesentlichen
freie Oberflächenzone und
B der obere Teil der Zone, gemäß der Erfindung ist.
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein nach Gradientensintern durchgeführtes Verfahren,
welches das Sintern eines stickstoffhaltigen Hartmetalls als eine
separate Verfahrensstufe oder in das Gradientensinterverfahren integriert
in Vakuum oder inerter Atmosphäre
umfaßt.
Das Verfahren umfaßt
die Zuführung
von Stickstoffgas zu dem Sinterofen bei einem Druck von 40 bis 400
mbar, vorzugsweise 150 bis 350 mbar, bei einer Temperatur zwischen
1.280 und 1.430 °C,
vorzugsweise zwischen 1.320 und 1.400 °C. Eine geeignete Zeitdauer
für die
Stickstoffgasbehandlung beträgt
5 bis 100 Minuten, vorzugsweise 10 bis 50 Minuten. Das Stickstoffgas
wird bis zu einer Temperatur aufrecht erhalten, bei der die Binderphase
bei etwa 1.275 bis 1.300 °C
verfestigt. Der Hauptteil der Wirkung wird jedoch auch dann erzielt,
wenn die Binderphase in Vakuum oder in inerter Atmosphäre verfestigt.
Es ist besonders geeignet, eine Haltezeit für die Stickstoffgasbehandlung
von 5 bis 50 Minuten bei einer Temperatur von 1.350 bis 1.380 °C und einem
Druck von 200 bis 350 mbar für Hartmetalle
mit einem Gehalt an kubischer Phase von 6 bis 10 Gew.-%, ausgedrückt dementsprechend auf
unterhalb oder bei 1.280 bis 1.320 °C bei einem Druck von 50 bis
150 mbar bei einem Gehalt an kubischer Phase von 8 bis 15 Gew.-%,
einzuführen.
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Das
Verfahren gemäß der vorliegenden
Erfindung ist insbesondere dafür
vorgesehen, auf bezüglich
Binderphase angereichertes Hartmetall angewendet zu werden, welches
durch Sintern in Vakuum oder inerter Atmosphäre bei sehr niedrigem Stickstoffdruck
oder von stickstoffhaltigem Material hergestellt ist. Es ist wirksam
für Hartmetall,
das Titan, Tantal, Niob, Wolfram, Vanadium und/oder Molybdän und eine
Binderphase auf der Grundlage von Co und/oder Ni enthält. Eine
optimale Kombination aus Zähigkeit
und Beständigkeit
gegen plastische Deformation wird erzielt, wenn die Menge an kubischer Phase,
ausgedrückt
als der Gesamtgehalt an metallischen Elementen, die kubische Carbide
bilden, d.h. Ti, Ta, Nb etc., zwischen 6 und 15 Gew.-%, vorzugsweise
zwischen 7 bis 10 Gew.-% liegt bei einem Titangehalt von 0,4 bis
10 Gew.-%, vorzugsweise 1 bis 4 Gew.-% für Drehanwendungen und 2 bis
10 Gew.-% für
Fräsanwendungen,
und wenn der Binderphasengehalt zwischen 3,5 und 12 Gew.-% liegt,
für Drehanwendungen
vorzugsweise zwischen 5 und 7,5 Gew.-% und für Fräsanwendungen vorzugsweise zwischen
6 und 12 Gew.-%.
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Der
Kohlenstoffgehalt kann unterhalb der Kohlenstoffsättigung
bis zu einem Gehalt, der dem Maximum C08, vorzugsweise C02-C08,
entspricht, liegen.
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Mit
dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung
erhält
man ein Hartmetall mit verbesserter Zähigkeit und Beständigkeit
gegen plastische Deformation, welches WC und kubische Phasen von
Carbonitrid und/oder Carbid und vorzugsweise Ti in einer Binderphase
auf der Grundlage von Co und/oder Ni enthält, mit einer < 50 μm dicken
bezüglich
Binderphase angereicherten Oberflächenzone. Unmittelbar innerhalb
der Binderphasenanreicherung gibt es eine < 300 μm, vorzugsweise < 200 μm dicke Zone
mit einem Binderphasengehalt von 0,85 bis 1, vorzugsweise 0,9 bis
1, besonders bevorzugt 0,92 bis 1 des Gehaltes in dem inneren Bereich
des Hartmetalls und wo der Gehalt an kubischer Phase im wesentlichen konstant
und gleich dem Gehalt in dem inneren Bereich des Hartmetalls ist.
Die bezüglich
Binderphase angereicherte Zone ist im wesentlichen frei von kubischer
Phase, d.h. sie enthält
WC und Binderphase, mit Ausnahme der äußersten Oberfläche, wo
der Anteil an kubischer Phase ≤ 50
Volumen-% beträgt.
Der Binderphasengehalt in der bezüglich Binderphase angereicherten
Zone weist innerhalb eines Abstands von der Oberfläche von
10 bis 30 μm
ein Maximum von > 1,1,
vorzugsweise 1,25 bis 2 des Gehalts in dem inneren Bereich des Hartmetalls
auf.
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Hartmetall
gemäß der Erfindung
wird zweckmäßigerweise
mit CVD- oder PVD-Technik mit einer an sich bekannten dünnen verschleißbeständigen Beschichtung überzogen.
Vorzugsweise wird eine Lage aus Carbid, Nitrid oder Carbonitrid
von vorzugsweise Titan als die innerste Lage aufgebracht. Vor der
Beschichtung wird das Hartmetall z. B. durch Blasting bzw. Sandstrahlen
gereinigt, so daß möglicherweise
vorhandener Graphit und kubische Phase im wesentlichen entfernt
werden.
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Die
vorliegende Erfindung verbessert die Eigenschaften des Hartmetalls.
Wenn sie angewendet wird, erhält
man in dem Material keine Zone, wo eine Ausbreitung von Brüchen bevorzugt
stattfindet. Folglich erhält
man ein Hartmetall mit beträchtlich
zäherem
Verhalten als dies unter Anwendung bekannter Technik möglich ist.
Durch Auswählen
einer Hartmetallzusammensetzung, die hohe Beständigkeit gegen plastische Deformation
aufweist, ist es mit der vorliegenden Erfindung somit möglich, die
Kombination aus sehr gutem Zähigkeitsverhalten
und guter Beständigkeit
gegen plastische Deformation auf eine Weise zu erhalten, die ein
Hartmetall mit einzigartigen Eigenschaften liefert.
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Beispiel 1
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Aus
einem Pulvergemisch, das 1,9 Gew.-% TiC, 1,4 Gew.-% TiCN, 3,3 Gew.-%
TaC, 2,2 Gew.-% NbC, 6,5 Gew.-% Co und als Rest WC mit 0,15 Gew.-% überstöchiometrischem
Kohlenstoffgehalt enthielt, wurden Dreheinsätze vom Typ CNMG 120408 gepreßt. Die
Einsätze
wurden mit H2 auf bis zu 450 °C zum Entwachsen,
weiter in Vakuum auf 1.350 °C
und danach mit Schutzgas aus Ar für eine Stunde bei 1.450 °C gesintert.
Dieser Teil ist vollständig
ein Standardsinterverfahren.
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Während des
Abkühlens
wurde eine Behandlung gemäß der Erfindung
durchgeführt,
nämlich
30 Minuten bei 1.375 °C
mit einer Atmosphäre von
300 mbar N2 und danach fortgesetztes Abkühlen in
N2 bis herab auf 1.200 °C, wo ein Gasaustausch zu Ar
durchgeführt
wurde.
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Die
Struktur in der Oberfläche
des Schneideinsatzes bestand dann aus einer 25 μm dicken bezüglich Binderphase angereicherten
Zone, die im wesentlichen frei von kubischer Phase war, und unter
dieser eine Zone, die geringfügig
von Binderphase abgereichert war, nämlich auf 0,92-1 des Gehalts
in dem inneren Bereich des Einsatzes und ohne wesentliche Anreicherung
von kubischer Phase; 1.
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Auf
der äußersten
Oberfläche
des Einsatzes waren Teilchen von kubischer Phase vorhanden, die etwa
40 % bedeckten, zusammen mit Co, WC und Graphit. Der innere Bereich
des Einsatzes zeigte eine C-Porosität von C04. Nach herkömmlicher
Kantenrundung und Reinigung wurde ein Teil der auf der Oberfläche vorhandenen
kubischen Phase entfernt. Die Schneideinsätze wurden mittels herkömmlicher CVD-Technik
mit einer 8 μm
dicken Lage, die aus TiC und TiN bestand, beschichtet.
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Beispiel 2 (Vergleichsbeispiel
zu Beispiel 1)
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Aus
dem gleichen Pulver wie in Beispiel 1 wurden Einsätze des
gleichen Typs gepreßt.
Diese Einsätze
wurden gemäß dem Standardteil
des Sinterverfahrens in Beispiel 1 gesintert, d.h. mit einem Schutzgas
aus Ar während
der Haltezeit bei 1.450 °C.
Das Abkühlen
wurde unter einem Schutzgas von Ar durchgeführt.
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Die
Struktur in der Oberfläche
bestand aus einer 25 μm
dicken bezüglich
Binderphase angereicherten Zone, die im wesentlichen frei von kubischer Phase
war. Unterhalb dieser Zone wurde eine 100-150 μm dicke Zone, die mit einem
Minimum von etwa 70 % des nominalen Gehalts in dem inneren Bereich
des Einsatzes beträchtlich
von Binderphase abgereichert und mit kubischer Phase angereichert war,
gefunden, wie es in 2 gezeigt ist. Der innere Bereich
der Einsätze
zeigte eine C-Porosität
von C04. Dies ist eine typische Struktur für ein gemäß bekannter Technik gradientengesintertes
Hartmetall. Die Einsätze
wurden Kantenrundung unterzogen und gemäß bekannter Technik beschichtet.
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Beispiel 3
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Mit
den CNMG 120408-Einsätzen
aus den Beispielen 1 und 2 wurde ein Test durchgeführt, nämlich ein
unterbrochener Drehvorgang in einem herkömmlichen Stahl mit geringem
Kohlenstoffgehalt. Es wurden die folgenden Schneiddaten verwendet:
Geschwindigkeit
= 80 m/min
Vorschub = 0,30 mm/Umdr.
Schnittiefe = 2,0
mm
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Dreißig Kanten
von jedem Einsatz wurden bis zum Bruch laufen gelassen. Die mittlere
Lebensdauer für
die Einsätze
gemäß der Erfindung
betrug 4,5 Minuten und für
die Einsätze
gemäß bekannter Technik
1,3 Minuten.
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Beispiel 4
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Die
Einsätze
aus den Beispielen 1 und 2 wurden in einem kontinuierlichen Drehvorgang
in einem abgeschreckten und getemperten Stahl mit der Härte HB =
280 getestet. Es wurden die folgenden Schneiddaten verwendet:
Geschwindigkeit
= 250 m/min,
Vorschub = 0,25 mm/Umdr.
Schnittiefe = 2,0
mm
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Der
Vorgang führte
zu einer plastischen Deformation der Schneidkante, welche als eine
Verschleißfase
auf der Freifläche
des Einsatzes beobachtet wurde. Die Zeit, bis eine Fasenbreite von
0,40 mm erreicht war, wurde für
jeweils 5 Kanten gemessen. Einsätze
gemäß der Erfindung
erreichten eine mittlere Werkzeuglebensdauer von 10,9 Minuten und solche
gemäß bekannter
Technik eine mittlere Werkzeuglebensdauer von 11,2 Minuten.
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Aus
den Beispielen 3 und 4 wird deutlich, daß Einsätze gemäß der Erfindung ein beträchtlich besseres
Zähigkeitsverhalten
als solche gemäß bekannter
Technik zeigen, ohne daß ihre
Deformationsbeständigkeit
signifikant vermindert ist.
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Beispiel 5
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Aus
einem Pulver, das in Gew.-% aus 5,5 TiC, 1,9 TiCN, 5 TaC, 2,5 NbC,
9,5 Co und als Rest WC mit etwa 0,05 % unterstöchiometrischem Kohlenstoffgehalt
bestand, wurden Fräseinsätze vom Typ
SPKR 1203 EDR gepreßt.
Die Einsätze
wurden gemäß Beispiel
1 gesintert mit der Ausnahme, daß die Sintertemperatur 1.410 °C betrug
und daß die
Behandlung während
des Abkühlens
mit den folgenden Parametern durchgeführt wurde: 20 Minuten bei 1.310 °C bei einer
Atmosphäre
von 125 mbar N2.
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Die
Untersuchung der Struktur zeigte eine etwa 15 μm dicke bezüglich Binderphase angereicherte
Zone, die im wesentlichen frei von kubischer Phase war; 3.
Unter dieser Oberflächenzone
befand sich eine dickere Zone, die unwesentlich von Binderphase
abgereichert war, weniger als 10 % unter dem nominalen Gehalt.
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Auf
der Oberfläche
gab es Teilchen von kubischer Phase, die < 10 % bedeckten, zusammen mit WC und
Binderphase. Die Einsätze
hatten keine C-Porosität.
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Nach
herkömmlichen
Kantenrunden und Reinigen wurde ein beträchtlicher Anteil der kubischen
Phase auf der Oberfläche
insbesondere in dem Bereich nahe der Kante entfernt. Die Einsätze wurden
mittels herkömmlicher
CVD-Technik mit einer etwa 6 μm
dicken Lageaus TiC und TiN beschichtet.
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Beispiel 6 (Vergleichsbeispiel
zu Beispiel 5)
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Aus
dem gleichen Pulver wie in Beispiel 5 wurden Grünlinge des gleichen Typs gepreßt, und Einsätze wurden
gemäß dem Standardteil
des Sinterverfahrens in Beispiel 1 gesintert, d.h. mit einem Schutzgas
aus Ar während
der Haltezeit bei 1.410 °C.
Das Abkühlen
wurde unter einem Schutzgas aus Ar durchgeführt. Die Struktur in der Oberfläche des Einsatzes
bestand aus einer etwa 15 μm
dicken bezüglich
Binderphase angereicherten Zone, die im wesentlichen frei von kubischer
Phase war. Unterhalb dieser befand sich eine 100-130 μm dicke Zone,
die mit einem Minimum von etwa 30 % unterhalb des nominalen Gehaltes
und gegenüber
dem entsprechenden an kubischer Phase angereichertem Ausmaß beträchtlich
an Binderphase abgereichert war. Der innere Bereich der Einsätze zeigte
keine C-Porosität. Dies
ist eine typische Struktur für
ein gemäß bekannter
Technik gradientengesintertes Hartmetall.
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Die
Einsätze
wurden gemäß Beispiel
5 Kantenrundung unterzogen und beschichtet.
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Beispiel 7
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Mit
den Fräseinsätzen aus
den Beispielen 5 und 6 wurde ein Fräsvorgang in einem abgeschreckten
und getemperten Stahl SS 2541 als ein Stirnfräsevorgang an einem Werkstück von 50
mm Dicke durchgeführt.
Das Fräsen
wurde als Einzahn-Fräsen mit
einem Fräskörper mit
einem Durchmesser von 125 mm durchgeführt. Der Fräskörper wurde so positioniert,
daß sein
Zentrum über
der Ausgangsseite des Werkstückes
lag. Es wurden die folgenden Schneiddaten verwendet:
Geschwindigkeit
= 90 m/min
Vorschub = 0,3 mm/Umdr.
Schnittiefe = 2 mm
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Die
Zeit, bis ein Bruch eines Einsatzes erreicht war, wurde für 20 Kanten
gemessen. Die mittlere Werkzeuglebensdauer betrug 9,3 Minuten für die Einsätze gemäß Beispiel
5 und 3,2 Minuten für
Beispiel 6. Es wird klar, daß für die Einsätze gemäß der Erfindung
eine deutlich verbesserte Zähigkeit
erhalten wurde.