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Die
vorliegende Erfindung betrift ein Verfahren zur Herstellung einer
Legierung auf Titanbasis, bestehend aus einer Hartphase, einer Binderphase
und unvermeidlichen Verunreinigungen, und betrifft insbesondere
ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung auf Titankarbonitridbasis,
welche eine ausgezeichnete Splitterbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit
aufweist.
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Eine
Legierung auf Titankarbonitridbasis (Cermet – Keramik-Metall-Verbundwerkstoff,
welche einer Legierung auf WC-Basis hinsichtlich Oxidationsbeständigkeit
und Verschleißbeständigkeit überlegen
ist, wird im großen
Umfang als Schneidwerkzeug verwendet. Jedoch splittert das herkömmliche
Cermet mit den vorstehend erwähnten
Vorteilen mechanisch sehr leicht.
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Wenn
die Struktur des herkömmlichen
Cermets mit einem Rasterelektronenmikroskop betrachtet wird, beobachtet
man, dass die die Hartphase in der Legierung bildenden Partikel
schwarze Kernanteile aufweisen, welche an Kernabschnitten angeordnet
sind und schwarz erscheinen und Umfangsanteile, welche um die schwarzen
Kernanteile herum angeordnet sind und grau erscheinen. In jedem
Hartphasenpartikel ist das Verhältnis
der Fläche
des schwarzen Anteils zu der des Umfangsanteils im Wesentlichen
konstant. Wenn die Flächen
der schwarzen Kernanteile in den entsprechenden Partikeln relativ
groß sind,
ist die Legierung in der Verschleißbeständigkeit verbessert, jedoch
in der Splitterbeständigkeit
verschlechtert. Wenn die Flächen
der schwarzen Anteile in den entsprechenden Partikeln klein sind,
ist andererseits die Legierung in der Splitterbeständigkeit
verbessert, jedoch in der Verschleißbeständigkeit verschlechtert. Bei
dem herkömmlichen
Cetrmet ist es schwierig, ausgezeichnete Eigenschaften sowohl bei
der Splitterbeständigkeit,
als auch bei der Verschleißbeständigkeit
zu erzielen.
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Die
Japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 62-170452 (1987) offenbart
ein Cermet, welches eine Hartphase mit einer Kernstruktur umfasst.
Die Hartphase besteht aus Partikeln mit schwarzen Kernanteilen und
solchen mit weißen
Kernanteilen. Die schwarzen Kernanteile besitzen einen Überschuss
an Metall, wie z. B. Ti, welches zu der Gruppe IVa der Periodentabelle
gehört,
und die weißen
Kernabschnitte besitzen einen Überschuss
eines Metalls, wie z. B. W, das der Gruppe Va oder VIa angehört. In dem
in dem vorstehenden Japanischen Patent offenbarten Cermet sind die
Hartphasenpartikel mit den schwarzen Kernabschnitten und diejenigen
mit den weißen
Kernabschnitten in einem konstanten Verhältnis verteilt. Jedoch tragen
die Hartphasenpartikel mit den weißen Kernabschnitten kaum zu
der Verschleißbeständigkeit
des Cermets bei. Die Hartphasenpartikel mit den weißen Kernabschnitten
belegen ein großes
Verhältnis
von 50 bis 80% im Bezug auf die gesamte Hartphase, was zu einer
unzureichenden Verschleißbeständigkeit
des Cermets führt.
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US-A-5,308,376
betrifft ein Cermet. JP-A-8199283 betrifft eine Legierung auf Titankarbonitridbasis. JP-A-6248385
betrifft ein Cermet auf Titankarbonitridbasis.
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Eine
Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung
eines Verfahrens zur Herstellung einer Legierung auf Titanbasis,
welche ausgezeichnete Eigenschaften sowohl in der Verschleißbeständigkeit,
als auch der Splitterbeständigkeit
zeigt.
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Eine
weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung
eines Verfahrens zur Herstellung einer Legierung auf Titanbasis
für ein
Cermet-Schneidwerkzeug mit einer langen Betriebslebensdauer.
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Noch
eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung
eines Verfahrens zur Herstellung einer Legierung auf Titankarbonitridbasis
für ein
Cermet-Schneidwerkzeug
mit ausgezeichneten Eigenschaften sowohl in der Verschleißbeständigkeit
und der Splitterbeständigkeit
und mit einer langen Betriebslebensdauer.
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Die
vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren wie in Anspruch 1 der
hierzu beigefügten
Ansprüche
beansprucht bereit.
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Die
Legierung auf Titanbasis enthält
80 bis 95 Gewichtsprozent an Hartphase, um ausgezeichnete Eigenschaften
in der Verschleißbeständigkeit,
Beständigkeit
gegen plastische Verformung, Festigkeit und Zähigkeit zu zeigen. Wenn der
Anteil der Hartphase kleiner als 80 Gewichtsprozent ist, wird die
Legierung deutlich in der Verschleißbeständigkeit und Beständigkeit
gegen plastische Verformung verschlechtert. Wenn anderer seits dieser
Anteil der Hartphase 95 Gewichtsprozent überschreitet, verschlechtert
sich die Legierung in der Festigkeit und Zähigkeit. Der Anteil der Hartphase
liegt bevorzugter in dem Bereich von 83 bis 92 Gewichtsprozent.
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Das
andere Metall außer
dem Ti wird geeignet aus Metallen, wie z. B. Zr und Hf, welche zu
der Gruppe IVa der Periodentabelle, V, Nb und Ca, welche zu der
Gruppe Va gehören,
und Mo und W, welche zu der Gruppe VIa gehören, ausgewählt.
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Die
Partikel A mit dem große
Flächen
belegenden schwarzen Kernanteilen enthalten im Überschuss ein Karbid oder ein
Karbonitrid aus Ti in den Kernabschnitten, und tragen dadurch zu
der Verbesserung der Verschleißbeständigkeit
und der Oxidationsbeständigkeit
bei. Die Partikel B mit dem kleine Flächen belegenden schwarzen Kernanteilen
bilden eine Festlösung
für oder
enthalten ein Metall, wie z. B. W, das zu der Gruppe VIa der Periodentabelle
gehört,
im Überschuss
in den peripheren Teilen, und tragen dadurch zur Verbesserung der
Festigkeit und Splitterbeständigkeit
bei. Daher kann die Legierung auf Titanbasis sowohl in der Verschleißbeständigkeit,
als auch in der Splitterbeständigkeit
verbessert werden, indem sie die Partikel A und B in Koexistenz
enthält,
und den besten Gebrauch von den vorstehenden Funktionen macht.
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Das
Flächenverhältnis der
Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen von
wenigstens 30% belegen, zu dem Partikeln B mit den schwarzen Kernanteilen,
welche Flächen
weniger als 30% belegen, erfüllt
die Bedingung von 0,3 ≤ A/(A
+ B) ≤ 0,8,
um ausgezeichnete Eigenschaften in der Verschleißbeständigkeit, Oxidationsbeständigkeit
und Splitterbeständigkeit
zu erzielen. Wenn das Verhältnis
von A/(A + B) kleiner als 0,3 ist, wird der Anteil der Partikel
A mit den große
Flächen
belegenden und Ti in Überschuss
enthaltenden schwarzen Kernanteilen verringert, was zu einer verschlechterten
Verschleißbeständigkeit
und Oxidationsbeständigkeit
führt.
Wenn das Verhältnis
von A/(A + B) andererseits 0,8 überschreitet,
wird der Anteil der Partikel B, welche die große Flächen belegenden Umfangsanteile
und das Metall, wie z. B. das zu der Gruppe VIa gehörende W,
im Überschuss
enthalten, reduziert. Somit kann die Legierung auf Titanbasis nicht
die Ausbreitung von Rissen unterdrücken, was zu einer schlechteren
Splitterbeständigkeit
führt.
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Bevorzugt
liegt die mittlere Fläche
der schwarzen Kernanteile der Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen,
welche Flächen
von wenigstens 30% der gesamten Partikel belegen, innerhalb des
Bereiches von 0,5 bis 2,5 μm2, und der mittlere Bereich der schwarzen
Kernanteile der Partikel 8 mit den schwarzen Kernanteilen, welche
Flächen
von weniger als 30% der gesamten Partikel belegen, liegt innerhalb
des Bereichs von 0,1 bis 0,7 μm2.
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Die
Partikel A tragen hauptsächlich
zu der Verschleißbeständigkeit
bei. Wenn der mittlere Bereich der schwarzen Anteile der Partikel
A 2,5 μm2 überschreitet,
wird jedoch das Verhältnis
der schwarzen Kernanteile mit einem Überschuss an Ti, welcher in
der Hartphase enthalten ist vergrößert, um die Verschleißbeständigkeit zu
verbessern, während
die Flächen
der Umfangsanteile so reduziert werden, dass die Ausbreitung von
Rissen nicht unterdrückt
werden kann, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit
führt.
Wenn die mittlere Fläche
der schwarzen Kernanteile der Partikel A kleiner als 0,8 μm2 ist, wird andererseits das Verhältnis der schwarzen
Kernanteile, welche in der Hartphase enthalten sind, reduziert,
was zu einer schlechteren Verschleißbeständigkeit führt. Daher liegt die mittlere
Fläche
der schwarzen Kernanteile der Partikel A bevorzugt innerhalb des
Bereiches von 0,8 bis 2,5 μm2.
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Die
Partikel B tragen hauptsächlich
zur Splitterbeständigkeit
bei. Wenn die mittlere Fläche
der schwarzen Kernanteile der Partikel B 0,7 μm2 übersteigt,
werden die Flächen
der Umfangsanteile verringert, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit
führt.
Wenn andererseits die mittlere Fläche der schwarzen Kernanteile
der Partikel B kleiner als 0,1 μm2 ist, wird das Verhältnis der schwarzen Kernanteile,
welche in des Hartphase enthalten sind, verringert, was zu einer
schlechteren Verschleißbeständigkeit
führt,
obwohl die Flächen der
Umfangsanteile vergrößert sind,
so dass die Splitterbeständigkeit
verbessert wird. Daher liegt die mittlere Fläche der schwarzen Kernanteile
der Partikel B bevorzugt innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,7 μm2.
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Bevorzugt
erfüllt
das Flächenverhältnis der
mittleren Fläche
Sa der Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen von
wenigstens 30% der gesamten Partikel belegen, zu der mittleren Fläche Sb der Partikel
B mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen von weniger als 30% der
gesamten Partikel belegen, eine Bedingung von 0,1 ≤ Sb/Sa ≤ 0,9.
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Wenn
das Verhältnis
Sb/Sa kleiner als 0,1 ist, wird das Verhältnis der schwarzen Anteile
mit einem Überschuss
an Ti, das in der Hartphase enthalten, ist verringert, was zu einer
geringeren Verschleißbeständigkeit
und Oxidationsbeständigkeit
führt.
Wenn das Verhältnis
Sb/Sa andererseits 0,9 überschreitet,
wird das Verhältnis
der schwarzen Kernanteile mit einem Überschuss an Ti, das in der
Hartphase enthalten ist, vergrößert, so
dass sich die Verschleißbeständigkeit
verbessert, während
die Flächen
der Umfangsanteile so reduziert werden, dass die Ausbreitung von
Rissen nicht unterdrückt
werden kann, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit
führt.
Daher liegt das Verhältnis
Sb/Sa bevorzugt innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,9.
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Bevorzugt
weist die Verteilung der Flächen
der schwarzen Anteile in den entsprechenden Hartphasenpartikeln
eine erste Spitze auf, welche innerhalb des Bereiches von 0,1 bis
0,7 μm2 liegt und eine zweite Spitze, welche innerhalb
des Bereiches von 0,8 bis 2,5 μm2 liegt.
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Wenn
die Verteilung der Flächen
der schwarzen Kernanteile die ersten und zweiten Spitzen wie vorstehend
beschrieben aufweist, können
sich die Eigenschaften von Partikeln, welche so verteilt sind, dass
sie die erste Spitze aufweisen, sich von denjenigen Partikeln, welche
so verteilt sind, dass sie die zweite Spitze aufweisen, unterscheiden.
Die Partikel, welche so verteilt sind, dass sie die erste Spitze
aufweisen, zeigen ausgezeichnete Eigenschaften bezüglich der
Verschleißbeständigkeit
aufgrund der großen
Flächen
der Umfangsanteile. Andererseits zeigen die Partikel, welche so
verteilt sind, dass sie die zweite Spitze aufweisen, ausgezeichnete
Eigenschaften in der Verschleißbeständigkeit
aufgrund der großen
Flächen
der schwarzen Kernanteile.
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Wenn
die Flächenverteilung
der schwarzen Kernanteile nur eine Spitze besitzt, weisen alle Hartphasenpartikeln ähnliche
Eigenschaften auf und können
nicht unterschiedliche Funktionen übernehmen. Demzufolge ist die
Legierung auf Titanbasis in der Verschleißbeständigkeit oder Splitterbeständigkeit
unzureichend.
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Wenn
beide von den ersten und zweiten Spitzen 0,7 μm2 überschreiten,
oder eine von den Spitzen 0,5 μm2 überschreiten,
werden die Flächen
der Umfangsanteile so reduziert, dass die Ausbreitung von Rissen nicht
unterdrückt
werden kann, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit
führt.
Wenn beide von den ersten und zweiten Spitzen kleiner als 0,8 μm2 sind oder eine von den Spitzen kleiner
als 0,1 μm2 ist, werden die Flächen der schwarzen Kernanteile
mit einem Überschuss
von Ti reduziert, was zu einer unzureichenden Verschleißbeständigkeit
führt.
Somit muss die Flächenverteilung
der schwarzen Kernanteile in den Hartphasenpartikeln die erste Spitze
enthalten, welche innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,7 μm2 liegt und die zweite Spitze, welche innerhalb
des Bereichs von 0,8 bis 2,5 μm2 liegt.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung, wie sie hierin vorstehend beschrieben wurde, enthält die Legierung
auf Titanbasis, die Hartphasenpartikel A mit den große Flächen belegenden
schwarzen Anteilen und die Hartenphasenpartikel B mit den kleine
Flächen
belegenden schwarzen Anteile in dem optimalen Verhältnis, um
effektiv die Eigenschaften zu nutzen, welche von diesen Partikeln
A und B gezeigt werden, um dadurch ausgezeichnete Eigenschaften
in der Verschleißbeständigkeit
und Splitterbeständigkeit
zu erzielen. Während ein
Schneidwerkzeug zur Grobbearbeitung splittert, wenn dasselbe aus
einer Legierung aus herkömmlichem Titankarbonitrid
hergestellt wird, ist die Legierung auf Titanbasis gemäß der vorliegenden
Erfindung auch für ein
derartiges Werkzeug für
die Grobbearbeitung anwendbar. Somit stellt die vorliegende Erfindung
eine Legierung auf Titankarbonitridbasis für ein Cermet-Schneidwerkzeug
mit einer langen Betriebslebensdauer bereit.
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Die
vorgenannten und weiteren Aufgaben, Merkmale, Aspekte und Vorteile
der vorliegenden Erfindung werden aus der nachstehenden detaillierten
Beschreibung der vorliegenden Erfindung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen,
die im Rahmen eines Beispiels bereitgestellt werden, deutlicher
ersichtlich. In den Zeichnungen zeigen:
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1 exemplarische
verteilte Zustände
von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen, welche große Flächen belegen
und von Partikeln B mit schwarzen Kernanteilen, welche kleine Flächen belegen;
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2 weitere
exemplarisch verteilte Zustände
der Partikel A und B;
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3 weitere
exemplarisch verteile Zustände
der Partikel A und B;
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4 weitere
exemplarisch verteilte Zustände
der Partikel A und B; und
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5 die
Verteilung von Flächen
schwarzer Kernanteile.
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1 bis 4 stellen
typisch die Strukturen von Querschnitten einer Legierung auf Titankarbonitridbasis
gemäß einer
Ausführungsform
der Erfindung betrachtet mittels eines Rasterelektronenmikroskops
dar. Die Legierung auf Titankarbonitridbasis besteht aus 80 bis
95 Gewichtsprozent einer Hartphase, einer Bilderphase und unvermeidlichen
Verunreinigungen. 1 bis 4 stellen
nur die Hartphase dar, während
die Darstellung der Binderphase und der unvermeidlichen Verunreinigungen
unterlassen wird.
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Die
Hartphase ist ein Karbid (TiMC), ein Nitrid (TiMN) oder Karbonitrid
(TiMCN) aus Ti und wenigstens einem anderen Metall (M) als Ti, welches
von denjenigen ausgesucht wird, welche zu den Gruppen IVa, Va und
VIa der Periodentabelle gehören.
Die Binderphase enthält
Co und Ni als Hauptkomponenten.
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Wenn
man eine Legierung auf Titanbasis mit dem Rasterelektronenmikroskop
betrachtet, erkennt man, dass Partikel, welche die Hartphase in
der Legierung bilden, schwarze Kernanteile 1 enthalten,
welche in Kernabschnitten angeordnet sind, so dass sie schwarz erscheinen
und Umfangsabschnitte 2, welche um die schwarzen Kernabschnitte 1 herum
angeordnet sind, so dass sie grau erscheinen, wie es in 1 bis 4 dargestellt
ist. Wie vorstehend beschrieben, enthalten die schwarzen Kernanteile 1 im Überschuss
ein Karbid oder ein Karbonitrid von Ti. Andererseits enthalten die
Umfangsanteile 2 in Überschuss
ein Metall, wie z. B. W, welches der Gruppe VIa der Periodentabelle
angehört.
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Es
wird angenommen, dass A Partikel mit schwarzen Anteilen 1,
welche Flächen
von wenigstens 30% der gesamten Partikel belegen repräsentiert,
und B Partikel mit schwarzen Teilen 1, welche Flächen von
wenigstens 30% der Gesamtpartike2l belegen, repräsentiert.
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Das
Flächenverhältnis der
Partikel A zu den Partikeln B erfüllt die Bedingung 0,3 ≤ A/(A + B) ≤ 0,8.
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Bevorzugt
liegt die mittlere Fläche
der schwarzen Anteile 1 in den Partikeln A innerhalb des
Bereiches von 0,8 bis 2,5 μm2 und die mittlere Fläche der schwarzen Anteile 1 der
Partikel B innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,7 μm2. Bevorzugt erfüllt das Flächenverhältnis der mittleren Fläche Sa der
schwarzen Anteile 1 in den Partikeln A zu der mittleren
Fläche
Sb der schwarzen Anteile 1 in den Partikeln B die Bedingung
0,1 ≤ Sb/Sa ≤ 0,9.
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Bevorzugt
weist die Verteilung der Flächen
der schwarzen Kernanteile 1 in den entsprechenden Hartphasenpartikeln
eine erste Spitze auf, welche innerhalb des Bereichs von 0,1 bis
0,7 μm2 liegt und eine zweite Spitze, welche innerhalb
des Bereichs von 0,8 bis 2,5 μm2, wie es in 5 dargestellt
ist.
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Die
Flächen
der Partikel und die schwarzen Kernanteile 1 können berechnet
werden, indem ein Abschnitt der Legierung poliert wird und der polierte
Abschnitt mit einem Rasterelektronenmikroskop betrachtet wird. Die
Flächen
können
mit dem bloßen
Auge oder mittels Bildbearbeitung nach der nachstehenden Prozedur
berechnet werden:
- (1) Zuerst wird die Cermet-Legierung
poliert, um eine Photographie mit 4800-facher Vergrößerung mit
einem Rasterelektronenmikroskop aufzunehmen.
- (2) Die Korngrenzen werden in einem Bereich von 14 μm mal 17 μm identifiziert,
um die Daten in einem Computer mit einem Bildscanner einzugeben.
- (3) Die Anzahl von Pixeln, welche von schwarzen Kernanteilen
und Umfangsanteilen der identifizierten Partikel belegt werden,
werden gezählt,
und die Fläche
eines Pixels aus dem Verstärkungsfaktor
zu erhalten. Ferner werden die Flächen der schwarzen Kernanteile
und der Umfangsanteile erhalten.
- (4) Die Partikel werden in die Partikel A und B auf der Basis
der Flächen
der schwarzen Kernanteile und der Umfangsanteile klassifiziert.
- (5) Die Verteilung der Flächen
der schwarzen Kernanteile in den Partikeln A und B werden erhalten,
indem die mittleren Flächen
der schwarzen Kernanteile in den Partikeln A bzw. B berechnet werden.
- (6) Die Flächen
der Partikel A und B werden aus der Anzahl von Pixeln erhalten,
welche von den Partikeln A bzw. B belegt werden, um die Verhältnisse
der in der Hartphase enthaltenen Partikel A und B zu erhalten.
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Bei
einer tatsächlichen
Beobachtung mit dem Rasterelektronenmikroskop können die Hartphasenpartikel
in die Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen 1, welche
große
Flächen
belegen und die Partikel B mit den schwarzen Kernanteilen 1,
welche kleine Flächen
belegen, wie es in 1 dargestellt ist, klassifiziert
werden. In den Partikeln B belegen die Umfangsbereiche 2 große Flächen. Zehn
Felder des Bereichs von 14 μm mal
17 μm werden
auf der Photographie mit 4800-facher Vergrößerung einer Bildanalyse unterzogen,
um die Hartphasenpartikel in die Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen 1,
welche große
Flächen
belegen, und die Partikel B mit den schwarzen Kernanteilen 1,
welche kleine Flächen
belegen, zu klassifizieren, um dadurch die Verteilung der Flächen der
schwarzen Kernanteile in den entsprechenden Partikeln A und B zu
erhalten. Dadurch werden die mittleren Flächen der schwarzen Kernanteile 1 in
den Partikeln A und B erhalten. Die in 5 dargestellte
graphische Darstellung wird aus der Verteilung der Flächen der
schwarzen Kernanteile erhalten.
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Gemäß 2 und 3 werden
Partikel ohne schwarze Kernanteile 1 ebenfalls als Partikel
B mit Kernanteilen 1 betrachtet, welche Flächen weniger
als 30% belegen.
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Die
Legierung auf Titanbasis, typischerweise eine Legierung auf Titankarbonitridbasis
wird wie folgt hergestellt:
Zuerst wird eine Ti-Verbindung,
wie z. B. TiCN oder TiC mit einem Karbid, einem Nitrid oder einem
Karbonitrid, welches ein anderes zu der Gruppe IVa, Va oder VIa
der Periodentabelle gehörendes
Metall (M) als Ti enthält, in
einem vorbestimmten Verhältnis
gemischt. Zu diesem Zeitpunkt ist der Anteil der Ti-Verbindung 85
bis 95 Gewichtsprozent im Bezug auf das Gesamtgemisch.
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Dann
wird das Gemisch in einer Stickstoffatmosphäre bei relativ niedriger Temperatur
von 1500 bis 1600°C
wärmebehandelt,
um eine Festlösung α zu erzeugen.
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Ein
weiteres Gemisch mit einem anderen Mischverhältnis wird getrennt von dem
Gemisch mit dem vorstehend erwähnten
Gemischverhältnis
hergestellt. Dieses Gemisch wird so hergestellt, dass der Anteil
der Ti-Verbindung 50 bis 60 Gewichtsprozent im Bezug auf das Gemisch
beträgt.
Wenn das Gemisch keine W-Verbindung enthält, wird eine W-Verbindung
dem Gemisch in einem vorbeschriebenen Mischverhältnis zugesetzt. Dieses Gemisch
wird einer Stickstoffatmosphäre
bei einer relativ hohen Temperatur von 1750 bis 1850°C wärmebehandelt,
um eine Festlösung β zu erzeugen.
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Die
zwei Festlösungen α und β, WC, welches
nach Bedarf zugesetzt wird, und Co und Ni, welche Metalle der Eisenfamilie
sind, werden miteinander nassgemischt, um einen Pressling zu erzeugen.
Dieser Pressling wird in einem Vakuum bei einer Temperatur von 1150
bis 1250°C
entgast und danach bei einem Stickstoftgaspartialdruck von 1,33
bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1450 bis
1550°C für ein bis zwei
Stunden gesintert.
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Beispiel 1
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70
Gewichtsprozent TiCN, 20 Gewichtsprozent TiC, 5 Gewichtsprozent
TaC und 5 Gewichtsprozent NbC wurden miteinander gemischt, und das
erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013
bar (1 atm) bei einer relativ niedrigen Temperatur von 1550°C wärmebehandelt,
um eine Festlösung
(hierin nachstehend als "Festlösung α" bezeichnet) zu erzeugen.
Diese Festlösung α stellte
sich als wirksam für
die Erzeugung von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen heraus,
welche große
Flächen
belegen.
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Getrennt
von der Festlösung α, wurden
44 Gewichtsprozent TiCN, 10 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent
TaC, 8 Gewichtsprozent NbC und 30 Gewichtsprozent WC miteinander
gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in
einer Stickstoffatmosphäre
von 1,013 bar (1 atm) bei einer Temperatur von 1800°C wärmebehandelt,
um eine Festlösung
(hierin nachstehend als "Festlösung β" bezeichnet) zu erzeugen.
Es stellte sich heraus, dass die Flächen von Umfangsabschnitten
aufgrund der Hinzufügung
von WC vergrößert wurden.
Die Festlösung β stellte
sich als wirksam für
die Erzeugung von Partikeln B heraus.
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Die
Festlösungen α und β, WC, Co
und Ni wurden miteinander mit in der Tabelle 1 dargestellten Mischverhältnissen
nassgemischt, und die erhaltenen Gemische wurden für die Erzeugung
von Presslingen gepresst. Diese Presslinge wurden in einem Vakuum
von 1,33 × 10-5
bar (10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei
einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200
Torr) bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde gesintert, um
dadurch die erfindungsgemäßen Proben
Nr. 1 bis 6 und Vergleichsproben Nr. 7 bis 14 herzustellen. Tabelle
1
- *: außerhalb
des erfindungsgemäßen Bereichs
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Bezugnehmend
auf Tabelle 1 kann man schließen,
dass die Verhältnisse α/(α + β) der Festlösungen α und β nicht mit
den Flächenverhältnissen
A/(A + B) der Partikel A und B übereinstimmen,
da die Festlösungen α und β in Gewichtsprozenten
ausgedrückt
werden, während
die Partikel A und B in Flächenverhältnissen ausgedrückt werden,
dass das unabhängig
zugemischte WC in Umfangsstrukturen der Festlösungen α und β festgelöst ist, um die Partikel B auszubilden,
und das WC selbst unabhängig
existiert oder sich in die Partikel B umwandelt.
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(Bewertung der Sinterkörper)
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Die
erhaltenen Sinterkörper
wurden plangeschliffen und poliert und anschließend wurden zehn Felder von
mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Photographien
mit 4800-facher Vergrößerung Bild-analysiert.
Auf diese Weise wurden die Hartphasen in Partikel A und B klassifiziert,
und die Flächen
dieser Partikel A und B wurden berechnet, um die Flächenverhältnisse
der Partikel A, welche die Hartphasen belegen, d. h. die Verhältnisse
A/(A + B) zu erhalten.
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(Schneidtest)
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Dann
wurden die Proben Nr. 1 bis 14 einem vorgeschriebenen Schleif- und
Hon-Vorgang unterworfen, um die Verschleißbeständigkeit und Splitterbeständigkeit
zu testen. Verschleißbeständigkeitstest
Werkzeugform: | SNMG432 |
Werkstück: | Rundmaterial
aus SCM435 (HB = 240) |
Schneidgeschwindigkeit: | 200
m/min. |
Vorschub: | 0,33
mm/rückwärts |
Schnitttiefe: | 2,0
mm |
Schneidöl: | wasserlöslich |
Schneidzeit: | 10
Minuten |
Ermittlung: | Flankenverschleißbreite
VB (mm) |
Splitterbeständigkeitstest
Werkzeugform: | SNMG432 |
Werkstück: | geripptes
Material aus SCM435 (HB = 225) |
Schneidgeschwindigkeit: | 200
m/min. |
Vorschub: | 0,25
mm/rückwärts |
Schnitttiefe: | 2,0
mm |
Schneidöl: | wasserlöslich |
Ermittlung: | Anzahl
von Stößen, welche
zur Splitterung führt (Zählwert). |
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Tabelle
2 stellt die Testergebnisse dar. Tabelle
2
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Wie
es deutlich aus den in Tabelle 2 dargestellten Ergebnissen zu ersehen
ist, war der Abtragsverlust in den Verschleißbeständigkeitstests nicht größer als
0,14 mm und die Anzahl von Stößen, welche
zum Splittern in dem Splitterbeständigkeitstest führte, war
wenigstens 8000 bei jeder von den erfindungsgemäßen Proben Nr. 1 bis 6.
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Andererseits
zeigten die Vergleichsproben Nr. 7 und 8 ausgezeichnete Eigenschaften
in der Verschleißbeständigkeit,
waren aber extrem schlechter in der Splitterbeständigkeit. Die Vergleichsproben
9 und 10 waren in der Splitterbeständigkeit ausgezeichnet, aber
deutlich schlechter in der Verschleißbeständigkeit. Die Vergleichsprobe
Nr. 11, das den Anteil der Binderphase, bestehend aus Co, Ni verringert
und das Verhältnis
der Partikel B, die in der Hartphase enthalten sind erhöht, war
in der Splitterbeständigkeit
ausgezeichnet, aber schlechter in der Verschleißbeständigkeit. Die Vergleichsprobe
Nr. 12, die den Anteil der Binderphase, bestehend aus Co und Ni
erhöht
und das Verhältnis
der Partikel A, die in der Hartphase enthalten sind erhöht, war
in der Verschleißbeständigkeit
ausgezeichnet, aber schlechter in der Splitterbeständigkeit.
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Das
Verhältnis
der Hartphase, bestehend aus einem Karbid, einem Nitrid oder einem
Karbonitrid ist bevorzugt 80 bis 95 Gewichtsprozent.
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Beispiel 2
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70
Gewichtsprozent TiCN, 14 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent
TaC und 8 Gewichtsprozent NbC wurden miteinander gemischt, und das
erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013
bar (1 atm) bei einer relativ niedrigen Temperatur von 1550°C wärmebehandelt,
um eine Festlösung
(hierin nachstehend als "Festlösung α" bezeichnet) zu erzeugen.
Diese Festlösung α stellte
sich als wirksam für
die Erzeugung von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen heraus,
welche große
Flächen
belegen.
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Getrennt
von der Festlösung α, wurden
40 Gewichtsprozent TiCN, 10 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent
TaC, 8 Gewichtsprozent NbC und 34 Gewichtsprozent WC miteinander
gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in
einer Sückstoffatmosphäre von 1,013
bar (1 atm) bei einer Temperatur von 1800°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin
nachstehend als "Festlösung β" bezeichnet) zu erzeugen.
Es stellte sich heraus, dass die Flächen von Umfangsabschnitten
aufgrund der Hinzufügung
von WC vergrößert wurden.
Die Festlösung β stellte
sich als wirksam für
die Erzeugung von Partikeln B heraus.
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Die
Festlösungen α und β, WC, Co
und Ni, welche Metalle der Eisenfamilie sind, wurden miteinander mit
in der Tabelle 3 dargestellten Mischverhältnissen nassgemischt, und
die erhaltenen Gemische wurden für die
Erzeugung von Presslingen gepresst. Einige von diesen Presslingen
wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Torr) bei einer
Temperatur von 1200°C
entgast und anschließend
bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis
200 Torr) bei einer Temperatur von 1480°C für eine Stunde gesintert, um dadurch
die erfindungsgemäßen Proben
Nr. 21, 24 und 26 bis 29 und Vergleichsproben Nr. 32 bis 37 herzustellen.
Die restlichen Presslinge wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar
(10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei
einem Stickstoftgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr)
bei einer Temperatur von 1530°C
für eine
Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 22, 23 und 25
bis 29 und Vergleichsproben Nr. 30 und 31 herzustellen. Tabelle
3
![Figure 00150001](https://patentimages.storage.googleapis.com/71/76/41/46c33ed90000cb/00150001.png)
- Einheit der mittleren Fläche schwarzer
Kernanteile; μm2 *: außerhalb
des erfingungsgemäßen Bereichs
-
(Bewertung der Sinterkörper)
-
Die
erhaltenen Sinterkörper
wurden plangeschliffen und poliert und anschließend wurden zehn Felder von
mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Photographien
mit 4800-facher Vergrößerung Bild-analysiert.
Auf diese Weise wurden die Hartphasen in Partikel A und B klassifiziert,
und die Flächenverteilungen
der schwarzen Kernanteile dieser Partikel A und B erhalten, um die
mittleren Flächen
der schwarzen Kernanteile der Partikel A und B zu berechnen.
-
(Schneidtest)
-
Dann
wurden die Proben Nr. 21 bis 29 und die Vergleichsproben Nr. 30
bis 37 geschliffen und gehont, um die Verschleißbeständigkeit und Splitterbeständigkeit
unter den nachstehenden konstanten Bedingungen zu testen: Verschleißbeständigkeitstest
Werkzeugform: | SNMG432 |
Werkstück: | Rundmaterial
aus SCM435 (HB = 240) |
Schneidgeschwindigkeit: | 230
m/min. |
Vorschub: | 25
mm/rückwärts |
Schnitttiefe: | 2,0
mm |
Schneidöl: | wasserlöslich |
Schneidzeit: | 10
Minuten |
Ermittlung: | Flankenverschleißbreite
VB (mm |
Splitterbeständigkeitstest
Werkzeugform: | SNMG432 |
Werkstück: | geripptes
Material aus SCM435 (HB = 225) |
Schneidgeschwindigkeit: | 220
m/min. |
Vorschub: | 0,22
mm/rückwärts |
Schnitttiefe: | 2,0
mm |
Schneidöl: | wasserlöslich |
Ermittlung: | Anzahl
von Stößen, welche
zur Splitterung führt (Zählwert). |
-
Tabelle
4 stellt die Testergebnisse dar. Tabelle
4
-
Wie
es deutlich aus den in Tabelle 4 dargestellten Ergebnissen zu ersehen
ist, war der Abtragsverlust in den Verschleißbeständigkeitstests nicht größer als
0,15 mm und die Anzahl von Stößen, welche
zum Splittern in dem Splitterbeständigkeitstest führte, war
wenigstens 8000 bei jeder von den erfindungsgemäßen Proben Nr. 21 bis 29.
-
Andererseits
zeigten die Vergleichsproben Nr. 30 und 31 ausgezeichnete Eigenschaften
in der Verschleißbeständigkeit,
waren aber extrem schlechter in der Splitterbeständigkeit. Die Vergleichsproben
32 und 33 waren in der Verschleißbeständigkeit ausgezeichnet, aber
deutlich schlechter in der Splitterbeständigkeit. Die Vergleichsprobe
Nr. 34 war wegen des großen
Verhältnisses
der Partikel A in der Verschleißbeständigkeit ausgezeichnet
aber in der Spliterbeständigkeit
schlechter. Die Vergleichsprobe Nr. 35 war wegen des großen Verhältnisses
der Partikel B in der Splitterbeständigkeit ausgezeichnet aber
in der Verschleißbeständigkeit schlechter
-
Beispiel 3
-
70
Gewichtsprozent TiCN, 14 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent
TaC und 8 Gewichtsprozent NbC wurden miteinander gemischt, und das
erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013
bar (1 atm) bei einer relativ niedrigen Temperatur von 1550°C wärmebehandelt,
um eine Festlösung
(hierin nachstehend als "Festlösung α" bezeichnet) zu erzeugen.
Diese Festlösung α stellte
sich als wirksam für
die Erzeugung von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen heraus,
welche große
Flächen
belegen.
-
Getrennt
von der Festlösung α, wurden
40 Gewichtsprozent TiCN, 10 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent
TaC, 8 Gewichtsprozent NbC und 34 Gewichtsprozent WC miteinander
gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in
einer Stickstoffatmosphäre
von 1,013 bar (1 atm) bei einer Temperatur von 1800°C wärmebehandelt,
um eine Festlösung
(hierin nachstehend als "Festlösung β" bezeichnet) zu erzeugen.
Es stellte sich heraus, dass die Flächen von Umfangsabschnitten
aufgrund der Hinzufügung
von WC vergrößert wurden.
Die Festlösung β stellte
sich als wirksam für
die Erzeugung von Partikeln B heraus.
-
Die
Festlösungen α und β, WC, Co
und Ni, welche Metalle der Eisenfamilie sind, wurden miteinander mit
in der Tabelle 5 dargestellten Mischverhältnissen nassgemischt, und
die erhaltenen Gemische wurden für die
Erzeugung von Presslingen gepresst. Einige von diesen Presslingen
wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Torr) bei
einer Temperatur von 1200°C
entgast und anschließend
bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis
200 Torr) bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde gesintert, um dadurch
die erfindungsgemäßen Proben
Nr. 41, 44 und 46 bis 49 und Vergleichsproben Nr. 51 bis 56 herzustellen.
Die restlichen Presslinge wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar
(10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C ent gast und anschließend bei
einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr)
bei einer Temperatur von 1530°C
für eine
Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 42, 43 und 45
und eine Vergleichsprobe Nr. 50 herzustellen. Tabelle
5
![Figure 00190001](https://patentimages.storage.googleapis.com/a1/85/c7/d488e4f39d9e7e/00190001.png)
- *: außerhalb
des erfingungsgemäßen Bereichs
-
(Bewertung der Sinterkörper)
-
Die
erhaltenen Sinterkörper
wurden plangeschliffen und poliert und anschließend wurden zehn Felder von
mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Photographien
mit 4800-facher Vergrößerung Bild-analysiert.
Auf diese Weise wurden die Hartphasen in Partikel A und B klassifiziert,
und die Flächenverteilungen
der schwarzen Kernanteile dieser Partikel A und B erhalten, um die
mittleren Flächen
der schwarzen Kernanteile der Partikel A und B zu berechnen.
-
(Schneidtest)
-
Dann
wurden die erfindungsgemäßen Proben
Nr. 41 bis 49 und die Vergleichsproben geschliffen und gehont, um
die Verschleißbeständigkeit
und Splitterbeständigkeit
unter den nachstehenden konstanten Bedingungen zu testen: Verschleißbeständigkeitstest
Werkzeugform: | SNMG432 |
Werkstück: | Rundmaterial
aus SCM435 (HB = 240) |
Schneidgeschwindigkeit: | 220
m/min. |
Vorschub: | 0,3
mm/rückwärts |
Schnitttiefe: | 2,0
mm |
Schneidöl: | wasserlöslich |
Schneidzeit: | 10
Minuten |
Ermittlung: | Flankenverschleißbreite
VB (mm) |
Splitterbeständigkeitstest
Werkzeugform: | SNMG432 |
Werkstück: | geripptes
Material aus SCM435 (HB = 225) |
Schneidgeschwindigkeit: | 180
m/min. |
Vorschub: | 0,25
mm/rückwärts |
Schnitttiefe: | 2,0
mm |
Schneidöl: | wasserlöslich |
Ermittlung: | Anzahl
von Stößen, welche
zur Splitterung führt (Zählwert). |
-
Tabelle
6 stellt die Testergebnisse dar. Tabelle
6
-
Wie
es deutlich aus den in Tabelle 6 dargestellten Ergebnissen zu ersehen
ist, war der Abtragsverlust in den Verschleißbeständigkeitstests nicht größer als
0,15 mm und die Anzahl von Stößen, welche
zum Splittern in dem Splitterbeständigkeitstest führte, war
wenigstens 7000 bei jeder von den erfindungsgemäßen Proben Nr. 41 bis 49.
-
Andererseits
waren die Vergleichsproben Nr. 50 und 52 ausgezeichnet in der Splitterbeständigkeit, waren
aber extrem schlechter in der Verschleißbeständigkeit. Die Vergleichprobe
Nr. 52 war wegen des großen Verhältnisses
der in der Hartphase enthaltenen Partikel A in der Verschleißbeständigkeit
ausgezeichnet aber in der Splitterbeständigkeit unzureichend. Die
Vergleichsprobe Nr. 54 war wegen des großen Verhältnisses der in der Hartphase
enthaltenen Partikel B in der Splitterbeständigkeit ausgezeichnet aber
in der Verschleißbeständigkeit
schlechter.
-
Beispiel 4
-
70
Gewichtsprozent TiCN, 20 Gewichtsprozent TiC, 5 Gewichtsprozent
TaC und 5 Gewichtsprozent NbC wurden miteinander gemischt, und das
erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013
bar (1 atm) bei einer relativ niedrigen Temperatur von 1550°C wärmebehandelt,
um eine Festlösung
(hierin nachstehend als "Festlösung α" bezeichnet) zu erzeugen.
Diese Festlösung α stellte
sich als wirksam für
die Erzeugung von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen heraus,
welche große
Flächen
belegen.
-
Getrennt
von der Festlösung α, wurden
44 Gewichtsprozent TiCN, 10 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent
TaC, 8 Gewichtsprozent NbC und 30 Gewichtsprozent WC miteinander
gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in
einer Stickstoffatmosphäre
von 1,013 bar (1 atm) bei einer Temperatur von 1800°C wärmebehandelt,
um eine Festlösung
(hierin nachstehend als "Festlösung β" bezeichnet) zu erzeugen.
Es stellte sich heraus, dass die Flächen von Umfangsabschnitten
aufgrund der Hinzufügung
von WC vergrößert wurden.
Die Festlösung β stellte
sich als wirksam für
die Erzeugung von Partikeln B heraus.
-
Die
Festlösungen α und β, WC, Co
und Ni, welche Metalle der Eisenfamilie sind, wurden miteinander mit
in der Tabelle 7 dargestellten Mischverhältnissen nassgemischt, und
die erhaltenen Gemische wurden für die
Erzeugung von Presslingen gepresst. Einige von diesen Presslingen
wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Tori) bei
einer Temperatur von 1200°C
entgast und anschließend
bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis
200 Torr) bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde gesintert, um dadurch
die erfindungsgemäßen Proben
Nr. 61, 64, 66 und 67 und Vergleichsproben Nr. 70 bis 75 herzustellen. Die
restlichen Presslinge wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar
(10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei
einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200
Torr) bei einer Temperatur von 1550°C für eine Stunde gesintert, um
dadurch die erfindungsgemäßen Proben
Nr. 62, 63 und 65 und Vergleichsproben Nr. 68 und 69 herzustellen. Tabelle
7
![Figure 00230001](https://patentimages.storage.googleapis.com/dd/cd/4e/26e5addb9a9ba9/00230001.png)
- *: außerhalb
des erfingungsgemäßen Bereichs
-
(Bewertung der Sinterkörper)
-
Die
erhaltenen Sinterkörper
wurden plangeschliffen und poliert und anschließend wurden zehn Felder von
mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Photographien
mit 4800-facher Vergrößerung Bild-analysiert.
Auf diese Weise wurden die Flächenverteilungen
der schwarzen Kernanteile der Partikel A und B erhalten, um die
Werte und Positionen der Spitzen auf der Basis der Flächenverteilungen
zu berechnen.
-
(Schneidtest)
-
Dann
wurden die erfindungsgemäßen Proben
Nr. 61 bis 67 und die Vergleichsproben geschliffen und gehont, um
die Verschleißbeständigkeit
und Splitterbeständigkeit
unter den nachstehenden konstanten Bedingungen zu testen: Verschleißbeständigkeitstest
Werkzeugform: | SNMG432 |
Werkstück: | Rundmaterial
aus SCM435 (HB = 240) |
Schneidgeschwindigkeit: | 170
m/min. |
Vorschub: | 0,35
mm/rückwärts |
Schnitttiefe: | 2,0
mm |
Schneidöl: | wasserlöslich |
Schneidzeit: | 10
Minuten |
Ermittlung: | Flankenverschleißbreite
VB (mm) |
Splitterbeständigkeitstest
Werkzeugform: | SNMG432 |
Werkstück: | geripptes
Material aus SCM435 (HB = 225) |
Schneidgeschwindigkeit: | 220
m/min. |
Vorschub: | 0,23
mm/rückwärts |
Schnitttiefe: | 2,0
mm |
Schneidöl: | wasserlöslich |
Ermittlung: | Anzahl
von Stößen, welche
zur Splitterung führt (Zählwert). |
-
Tabelle
8 stellt die Testergebnisse dar. Tabelle
8
-
Wie
es deutlich aus den in Tabelle 8 dargestellten Ergebnissen zu ersehen
ist, war der Abtragsverlust in den Verschleißbeständigkeitstests nicht größer als
0,15 mm und die Anzahl von Stößen, welche
zum Splittern in dem Splitterbeständigkeitstest führte, war
wenigstens 8000 bei jeder von den erfindungsgemäßen Proben Nr. 61 bis 67.
-
Andererseits
waren die Vergleichsproben Nr. 68 und 69 ausgezeichnet in der Splitterbeständigkeit, waren
aber wegen des Vorhandenseins von Spitzen auf den Seiten der kleine
Fläche
belegenden schwarzen Kernanteile extrem schlechter in der Verschleißbeständigkeit.
Die Vergleichproben Nr. 70 und 71 war in der Verschleißbeständigkeit
ausgezeichnet aber wegen des Vorhandenseins von Spitzen auf den
Seiten der große Fläche belegenden
schwarzen Kernanteile merklich schlechter in der Splitterbeständigkeit.
Jede von den Vergleichsproben Nr. 72 und 73 war wegen des Vorhandenseins
nur einer Spitze in der Verschleißbeständigkeit oder Splitterbeständigkeit
unzureichend.