EP0330913A2 - Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Hartmetallkörpers und gesinterter Hartmetallkörper - Google Patents
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Definitions
- titanium carbide and titanium carbonitride hard metal can only be used to a limited extent as cutting tools, especially at high cutting speeds and with cyclical thermal loads (such as during milling); under the effect of the high temperatures occurring at the cutting edge, the binder metal loses its strength and tends to undergo plastic deformation under the influence of the cutting forces.
- the significantly lower thermal conductivity of TiC-Mo, Ni and Ti (C, N) -Mo, Ni hard metals compared to tungsten carbide leads to heat build-up, especially at the most stressed point.
- Aluminum-containing complex carbides or complex nitrides should preferably be used, furthermore those complex carbides or complex nitrides which contain substances which have the same or similar effects to aluminum.
- the substances NbCrN, TaCrN, V5Si3N 1-x , Mo5Si3C 0.6 offer.
- aluminum-containing complex carbides and / or nitrides from the family of the H phases and / or Chi phases and / or Kappa phases are used.
- the aluminum-containing complex carbides and nitrides are produced by reaction of the nitride or carbide of aluminum with the powdery transition metals or by reaction of the nitrides or carbides of the transition metals with aluminum. They become common in the carbide industry Chen crushing methods pulverized and processed with the other alloy components of the hard metal in a conventional manner to a sintered hard metal body - in particular to cutting tools or cutting plates.
- the aluminum content of the binder metal is between 2 and 8% by mass.
- the monocarbides and nitrides of the transition metals which form during the reaction of the complex carbides and nitrides with the liquid binder metal are epitaxially deposited on the surface of the hard material particles and completely envelop the hard material particle.
- sintering temperatures between 1350 ° C and 1550 ° C and sintering times of up to 2 hours, the diffusion rates in the hard material particles are not sufficient to bring about a metallurgical equilibrium between the hard material particle in question and its shell made of monocarbides or nitrides of the transition metals.
- the sintered hard metal according to the invention combines the favorable properties of the carbides of the transition metals in the peripheral zone, which are readily wettable by the conventional binder metals, with the high wear resistance of the nitrides in the core and, due to the content of titanium and aluminum in the binder metal, has such a high wear resistance that the cutting tools produced therefrom or cutting inserts have significantly improved cutting performance.
- Another advantage of the hard metal according to the invention is that during the implementation of the complex carbides and -ni tride with the liquid binder metal forming monocarbides and nitrides of the transition metals are epitaxially deposited on the surface of the hard material particles and thus prevent a further change in the hard material core under the effect of the liquid binder metal.
- the existing carbides and / or mixed carbides and / or nitrides and / or mixed nitrides encased with a diffusion-inhibiting layer thus indicate from their structure that an equilibrium in the metallurgical sense has been avoided between the different hard materials within the hard material particle. This deliberately created imbalance condition results in the abovementioned improved wear resistance - even under extreme working conditions.
- the conventional hard metal used for comparison (see FIG. 1, left blocks) consists of 57% Tic, 10% TiN, 10% WC, 2% VC, 10% Mo as well as 5.5% Ni and 5.5% Co.
- the hard metals according to the invention with complex nitride-modified binder metal (cf. the blocks in the middle and on the right-hand side of FIG. 1) were made from the same base material with the addition of 0.6% or 2.2% Ti2AlN while simultaneously reducing the nickel and Cobalt content to 5.2% and 4.4% in a manner known per se; in the sintered hard metal, the associated aluminum content in the binder is about 2 or slightly more than 7%.
- the milling tests were carried out on a shaft made of tempered steel 42CrMo4 at a cutting speed of 250 m / min; the associated product of depth of cut, chip cross-section and feed per tooth is 1.0 x 120 x 0.1 mm / tooth.
- the improved wear resistance - which makes the hard metals according to the invention also interesting for other areas of application - is based on the fact that the starting mixture for producing the hard metal or hard metal body is composed in such a way that certain chemical reactions are initiated very quickly at the beginning of the melting of the binding phase, which result in the formation of a diffusion-inhibiting layer around the surface of the hard material particles of the starting mixture.
- the deliberate selection of the constituents forming the starting powder mixture therefore means that no metallurgical equilibrium can be established in the finished hard metal or hard metal body. This ensures that the optimum properties of the different hard material particles for the intended applications - such as the known wear resistance of the titanium nitride and the known excellent hardness of the titanium carbide - are retained in the finished hard metal.
- the metallurgical equilibrium which is usually given according to the prior art, these individual properties of the hard material particles according to the invention would at least partially be lost.
- FIG. 4 shows a table with eight exemplary embodiments for the composition of the starting powder mixture of the hard metal body according to the invention.
Abstract
Description
- Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Hartmetallkörpers, der aus zumindest einem Hartstoff aus dem Bereich der Carbide, Nitride und/oder Carbonitride der Übergangsmetalle der Gruppen 4, 5 und/oder 6 des Periodensystems besteht und wenigstens eines der Bindermetalle Eisen, Nickel und Cobalt enthält, wobei der Hartstoff als Carbid und/oder Mischcarbid und/oder Nitrid und/oder Mischnitrid in Form kubischer Kristalle bzw. Mischkristalle vorliegt, und durch Mischen sowie Mahlen pulverförmiger Ausgangsstoffe und durch Verpressen und anschließendes Sintern der Ausgangspulvermischung hergestellt wird. Gegenstand der Erfindung ist außerdem ein gesinterter Hartmetallkörper, der mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens herstellbar ist.
- Verfahren zur Herstellung gesinterter Hartmetallkörper sind grundsätzlich aus z.B. Kieffer-Benesovsky, "Hartmetall", 1965, Springer-Verlag, sowie "Hartmetall für den Praktiker, Aufbau, Herstellung, Eigenschaften und industrielle Anwendung einer modernen Werkstoffgruppe", VDI-Verlag GmbH, 1988, ebenso bekannt, wie die möglichen Zusammensetzungen der Hartmetallkörper. Insbesondere ist es bekannt, daß der Binderanteil zwischen 3 und 30 Massen-% liegt.
- Gesinterte Hartmetalle auf der Basis von Titancarbid (US-PS 29 67 349) oder Titancarbonitrid als Hartstoffphase (AT-PS 2 99 561, US-PS 39 94 692) - die jeweils durch einen Nickel-Molybdän-Binder gebunden ist - zeichnen sich bekanntlich gegenüber herkömmlichen Hartmetall mit Wolframcarbid als der einen Hartstoffphase sowie kubischen Titan-Mischcarbiden - in denen ein Teil der Titanatome durch Tantal, Niob, Wolfram ersetzt ist - als der zweiten Hartstoffphase und Cobalt als Bindermetall durch erhöhte Verschleißfestigkeit aus. Als Schneidwerkzeuge, insbesondere bei hohen Schnittgeschwindigkeiten und bei zyklischer thermischer Belastung (wie beim Fräsen) sind Titancarbid- und Titancarbonitridhartmetall allerdings nur beschränkt einsetzbar; unter der Wirkung der an der Schneidkante auftretenden hohen Temperaturen verliert das Bindermetall nämlich seine Festigkeit und neigt unter dem Einfluß der Schnittkräfte zu plastischer Verformung. Die im Vergleich zu Wolframcarbid deutlich geringere Wärmeleitfähigkeit der TiC-Mo, Ni- und Ti(C,N)-Mo, Ni-Hartmetalle führt gerade an der höchst beanspruchten Stelle zu einem Hitzestau.
- Um diesen Nachteil der hinsichtlich ihrer Verschleißfestigkeit überlegenen TiC-Mo, Ni- und Ti(C,N)-Mo, Ni-Hartmetalle zu beseitigen, wurde bereits der Vorschlag unterbreitet, Carbonitridhartmetalle unter Zusatz von Wolframcarbid und einem legierten Nickel- oder Cobaltbinder zu sintern (US-PS 38 40 367, DE-OS 25 46 623). Wegen der Reaktionsbereitschaft von Ti(C,N) mit Wolframcarbid muß der Hartmetallkörper allerdings unter einem von der Zusammensetzung und der Sintertemperatur abhängigen Stickstoffpartialdruck gesintert werden, wodurch im Gefüge Mikroporosität entsteht und somit eine Qualitätsminderung des Hartmetalls verursacht wird.
- In der US-PS 39 71 656 wird ein Hartmetall beschrieben, in dem die Hartstoffteilchen aus zwei Phasen bestehen, nämlich aus einer titan- und stickstoffreichen Carbonitridmischphase im Inneren des Hartstoffteilchens und einer anderen Phase, die reich an Metallen der 6. Gruppe des Periodensystems und arm an Stickstoff ist und welche die Carbonitridmischphase umhüllt. Es ist bekannt, daß Titannitrid gegenüber Titancarbid die Kolkfestigkeit von Hartmetallen bei Spanungsoperationen erhöht. Nach der Lehre der US-PS 39 71 656 wird vorausgesetzt, daß sich innerhalb des aus zwei Mischphasen bestehenden Hartstoffteilchens das Gleichgewicht einstellt. Der Kern des Hartstoffteilchens besteht demnach aus relativ kohlenstoffreichem Carbonitrid, da unlegiertes Titannitrid mit der geforderten zweiten (Mo,W)- reichen Phase nicht im Gleichgewicht stehen kann. Nach der US-PS 39 71 656 wird somit ein Hartmetall geschaffen, dessen Verschleißfestigkeit noch nicht optimal ist.
- Eine andere Möglichkeit, Sinterhartmetalle mit verbesserter Hochtemperaturfestigkeit zu schaffen, besteht in der Erhöhung der Warmfestigkeit des Bindermetalls. Beispielsweise wurde dem Bindermetall außer Molybdän, das Nickel durch Mischkristallverfestigung zu härten vermag, zusätzlich Aluminium zulegiert, um den von den Superlegierungen her bekannten Effekt der γ′-Härtung (Härtung durch Ausscheidung kohärenter Partikel mit kfz-Struktur) in der Binderphase nachzubilden. Durch elektronenmikroskopische Untersuchungen von aluminiumlegierten Binderphasen in Ti(C,N)-Mo, Ni-Hartmetallen konnte das Auftreten von γ′-Phasen nachgewiesen werden. Der Aluminiumzusatz hatte eine Erhöhung der bei Raumtemperatur gemessenen Härte zur Folge, mit der allerdings eine Abnahme der Biegefestigkeit verbunden ist (H. Doi und K. Nishigaki: in H. H. Hausner (ed.) Modern Development in P/M 10, 525-542; (D. Moskowitz und M. Humenik; in H. H. Hausner (ed.) Modern Development in P/M 14, 307, 1980). Bei dem in Rede stehenden Verfahren wurde der Aluminiumanteil dem Hartmetallansatz in Form gepulverter, d.h. sehr feinkörniger Ni-Al-Legierungen mit Korngrößen im µm-Bereich zugesetzt, deren Herstellung wegen der sehr großen Plastizität der intermetallischen Legierungen im System Ni-Al außerordentlich schwierig und aufwendig ist. Zur Erzielung optimaler Eigenschaften des Bindermetalls muß außerdem der vorgeschriebene Kohlenstoffgehalt der gesinterten Legierung genau eingehalten werden, damit die für eine kohärente Ausscheidung von γ′-Phase notwendige Menge an Titan aus dem Hartstoff in Lösung geht. Nur dann, wenn das Verhältnis des im Bindermetall gelösten Anteils an Aluminium und an Titan etwa gleich groß ist, ist eine merkliche Beeinflussung der Eigenschaften des Bindermetalls zu erwarten. Bei zu hohem Titangehalt wird die γ′-Aus scheidung metastabil; bei Abwesenheit von Titan wird die Kohärenzspannung zu klein, wodurch der Härtungseffekt bei mittleren Temperaturen absinkt.
- Dem in der DE-PS 28 30 010 beschriebenen Binder wird zur Verbesserung der Warmfestigkeit AlN zugesetzt; dieses verbleibt als "dispergierte Phase" im Gefüge und verbessert die Härte. AlN bildet jedoch unter Sinterbedingungen weder mit TiC noch mit TiN Mischkristalle, stellt einen nichtmetallischen Hartstoff dar, der keine guten Benetzungseigenschaften besitzt, ist außerdem in feinverteilter Form unbeständig gegen Luftfeuchtigkeit und zersetzt sich unter deren Einwirkung zu Al(OH)₃ und NH₃. Dies wirkt sich vor allem bei der Mahlung mit nicht gänzlich wasserfreien Mahlflüssigkeiten sehr nachteilig aus.
- Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, die Herstellung eines gesinterten Hartmetalls zu ermöglichen, welches unter Vermeidung der zuvor geschilderten Nachteile eine erhöhte Verschleißfestigkeit auch bei höheren Temperaturen aufweist. Das gesinterte Hartmetall soll insbesondere auch als Schneidwerkzeug bzw. Schneidplatte einsetzbar sein und vor allem bei der spanenden Bearbeitung kurz- und langspanender Werkstückstoffe deutlich verbesserte Schnittleistungen aufweisen.
- Die auf das Verfahren bezogene Aufgabe wird durch die im Anspruch 1 aufgeführten Maßnahmen gelöst. Die Unteransprüche 2 bis 14 beschreiben Weiterentwicklungen dieses Verfahrens. Vorzugsweise sollen aluminiumhaltige Komplexcarbide bzw. Komplexnitride verwendet werden, ferner solche Komplexcarbide bzw. Komplexnitride, die dem Aluminium wirkungsgleich bzw. wirkungsähnliche Stoffe enthalten. Insbesondere bieten sich die Stoffe NbCrN, TaCrN, V₅Si₃N1-x, Mo₅Si₃C0,6, an.
- Bei einer vorteilhaften Weiterbildung des erfindungsgemäßen Verfahrens kommen aluminiumhaltige Komplexcarbide und/oder -nitride aus der Familie der H-Phasen und/oder Chi-Phasen und/oder Kappa-Phasen zur Anwendung.
- Der Begriff Komplexcarbide wird u.a. in "Angew. Chem.", 84ster Jahrgang, 1972, Nr. 20, S. 973 ff., erläutert. Weitere Informationen über die Kristallchemie werden z.B. in Peter S. Rudman, John Stringer, Robert I. Jaffee: "Phase Stability in Metals and Alloys", Mc-Graw-Hill Book Company, New York, 1967, S. 319 bis 336, und "Journal of the Institute of Metals", 1969, Vol. 97, S. 180 bis 186, gegeben.
- Beim Sintern einer durch Pressen verdichteten Ausgangspulvermischung aus den harten und verschleißfesten Carbiden und/oder Nitriden der Übergangsmetalle unter Zusatz zumindest eines Komplexcarbids und/oder -nitrids (insbesondere aus der Familie der H-, Chi- oder Kappa-Phasen) und Nickel und/oder Cobalt und/oder Eisen bilden sich nämlich in überraschender Weise besonders harte und verschleißfeste Legierungen aus, die vor allem bei der Bearbeitung kurz- und langspanender Werkstoffe im kontinuierlichen und unterbrochenen Schnitt sowie beim Fräsen den herkömmlichen Hartmetallen überlegen sind.
- Als aluminiumhaltige Komplexcarbide oder Komplexnitride aus der Familie der H-, Chi- und Kappa-Phasen kommen beispielsweise folgende Verbindungen in Frage:
- Ti₂AlN, Ti₂AlC, V₂AlC, V₂AlN, Nb₂AlC, Ta₂AlC, Cr₂AlC, Nb₃Al₂C, Ta₃Al₂C, Nb₃AlN, Mo₃Al₂C, MoCr₂Al₂C, Mo-Ni-Al-C, Mo-Co-Al-C, Mo-Mn-Al-C, W-Mn-Al-C, W-Fe-Al-C.
- Die aluminiumhaltigen Komplexcarbide und -nitride werden durch Reaktion des Nitrids oder Carbids des Aluminiums mit den pulverförmigen Übergangsmetallen oder durch Reaktion der Nitride oder Carbide der Übergangsmetalle mit Aluminium hergestellt. Sie werden nach den in der Hartmetallindustrie übli chen Zerkleinerungsmethoden pulverisiert und mit den übrigen Legierungsbestandteilen des Hartmetalls in an sich bekannter Weise zu einem gesinterten Hartmetallkörper - insbesondere zu Schneidwerkzeugen bzw. Schneidplatten - verarbeitet.
- Die relativen Mengenverhältnisse zwischen dem aluminiumhaltigen Komplexcarbid oder -nitrid und Bindermetall werden dabei zur Erzielung optimaler Eigenschaften so gewählt, daß - unter der Annahme, daß der gesamte Aluminiumgehalt des Komplexcarbides oder -nitrides im gesinterten (also fertiggestellten) Hartmetallkörper verbleibt - der Aluminiumgehalt des Bindermetalls 20 Massen-%, vorzugsweise 10 Massen-%, nicht übersteigt; im gesinterten Hartmetallkörper sollte der Mindestgehalt an Aluminium im Bindermetall dabei in der Größenordnung um 1 Massen-% liegen.
- Besonders günstige Ergebnisse sind erzielbar, wenn der Aluminiumgehalt des Bindermetalls zwischen 2 und 8 Massen-% beträgt.
- Die Komplexcarbide und -nitride sind gegen die üblicherweise verwendeten Mahlhilfsmittel weitgehend resistent. Ein chemischer Angriff auf die Komplexcarbide und -nitride oder eine Hydrolyse dieser Verbindungen ist nicht zu befürchten.
- Die in Rede stehenden Komplexcarbide und -nitride zersetzen sich in Gegenwart von Nickel und/oder Cobalt bei den üblicherweise angewendeten Sintertemperaturen (etwa 1350 bis 1550 °C), wobei sich aus ihnen in der Regel die Monocarbide bzw. Mononitride der Übergangsmetalle der 4. bis 6. Gruppe des Periodensystems ausscheiden, während Aluminium im Überschuß des Nickel-Cobalts gelöst wird, durch Mischkristallhärtung den Binder verfestigt und sich bei Überschreiten eines Mindestgehaltes an Aluminium im Bindermetall beim Abkühlen ggf. als γ′-Phase ausscheidet (z.B. H. Nowotny et al : Montash. Chem. 114 (1985), 127-135). Bei Komplexcarbiden mit Chrom, Molybdän und Wolfram als Übergangsmetallkomponenten diffundiert ein Teil des Übergangsmetalls in die Hartstoffteilchen; ein anderer Teil bleibt im Bindermetall gelöst und festigt das Bindermetall durch Mischkristallhärtung.
- Die während der Umsetzung der Komplexcarbide und -nitride mit dem flüssigen Bindermetall sich bildenden Monocarbide und -nitride der Übergangsmetalle schlagen sich epitaktisch an der Oberfläche der Hartstoffteilchen nieder und umhüllen das Hartstoffteilchen vollständig. Bei Sintertemperaturen zwischen 1350 °C und 1550 °C sowie Sinterzeiten bis zu 2 Stunden reichen die Diffusionsgeschwindigkeiten in den Hartstoffteilchen nicht aus, um ein metallurgisches Gleichgewicht zwischen dem betreffenden Hartstoffteilchen und seiner Hülle aus Monocarbiden bzw. -nitriden der Übergangsmetalle herbeizuführen. Vielmehr bildet die Hülle aus Monocarbiden bzw. -nitriden der Übergangsmetalle eine diffusionshemmende Sperrschicht, die auch den weiteren Stoffaustausch zwischen dem betreffenden Hartstoffteilchen und dem Bindermetall verhindert. Die chemische Zusammensetzung des Kerns des umhüllten Hartstoffteilchens im gesinterten Hartmetall ist somit im wesentlichen mit der chemischen Zusammensetzung des entsprechenden Hartstoffteilchens in der Ausgangspulvermischung, aus welcher der Hartmetallkörper durch Verpressen und Sintern hergestellt worden ist, identisch. Der das umhüllte Hartstoffteilchen bildende kubische Mischkristall verbleibt auch im gesinterten Hartmetallkörper in einem Ungleichgewichtszustand. Im metallographischen Schliff macht sich diese Erscheinung dadurch bemerkbar, daß auch feinkörnige Hartstoffteilchen eine deutlich erkennbare Randzone aufweisen. Von der Kernzone des Hartmetallteilchens ist diese Randzone aus Monocarbiden und - nitriden der Übergangsmetalle sowohl hinsichtlich ihrer Metallkomponenten (allgemein: Übergangsmetalle der 4. und 6. Gruppe des Periodensystems) als auch ihrer Nichtmetallkomponenten (Kohlenstoff und Stickstoff) deutlich zu unterscheiden.
- Das erfindungsgemäße gesinterte Hartmetall vereint die günstigen Eigenschaften der von den üblichen Bindermetallen gut benetzbaren Carbide der Übergangsmetalle in der Randzone mit der hohen Verschleißfestigkeit der Nitride im Kern und besitzt aufgrund des Gehalts an Titan und Aluminium im Bindermetall eine so hohe Verschleißfestigkeit, daß die daraus hergestellten Schneidwerkzeuge bzw. Schneidplatten deutlich verbesserte Schnittleistungen aufweisen. Ein weiterer Vorteil des erfindungsgemäßen Hartmetalls besteht darin, daß die während der Umsetzung der Komplexcarbide und -ni tride mit dem flüssigen Bindermetall sich bildenden Monocarbide und -nitride der übergangsmetalle sich an der Oberfläche der Hartstoffteilchen epitaktisch niederschlagen und damit eine weitere Veränderung des Hartstoffkerns unter der Wirkung des flüssigen Bindermetalls verhindern. Auf diese Weise ist es z.B. möglich, den Stickstoffgehalt eines feinkörnigen Titannitrids im Kern der Hartstoffteilchen auch bei Sinterung im Vakuum weitgehend zu erhalten, beispielsweise wenn Titannitrid mit Ti₂AlC oder V₂AlC und Nickel zur Anwendung kommen.
- Der gesinterte Hartmetallkörper, der sich mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens herstellen läßt, ist im wesentlichen dadurch gekennzeichnet, daß die Ausgangspulvermischung mitbildenden Hartstoffe im gesinterten Hartmetallkörper (d.h. nach Abschluß des Herstellvorgangs) im wesentlichen in ihrer ursprünglichen Zusammensetzung vorliegen:
- Die vorhandenen, mit einer diffusionshemmenden Schicht umhüllten Carbide und/oder Mischcarbide und/oder Nitride und/oder Mischnitride lassen also an ihrem Aufbau erkennen, daß zwischen den verschiedenen Hartstoffen innerhalb des Hartstoffteilchens eine Gleichgewichtseinstellung im metallurgischen Sinne vermieden worden ist. Dieser bewußt herbeigeführte Ungleichgewichtszustand hat die bereits erwähnte verbesserte Verschleißfestigkeit - auch unter extremen Arbeitsbedingungen - zur Folge.
- Weitere wesentliche Merkmale des gesinterten Hartmetallkörpers sind in den Ansprüchen 16 bis 19 beschrieben.
- Die Erfindung wird nachfolgend unter Bezugnahme auf die Zeichnungen anhand von Ausführungsbeispielen im einzelnen erläutert. Es zeigt.
- Fig. 1 im Vergleich der Werte der Kolktiefe und des Freiflächenverschleißes für eine Schneidplatte aus einem herkömmlichen Hartmetall bzw. aus zwei Hartmetallen, denen unterschiedliche Gehalte an Komplexnitrid aus der Familie der H-Phasen - nämlich Ti₂AlN - zugesetzt worden sind, und zwar beim Drehen von Stahl Cm45N im kontinuierlichen Schnitt,
- Fig. 2 im Vergleich die Werte für die Schlagzahlen, welche die im Zusammenhang mit Fig. 1 beschriebenen Hartmetalle beim Drehen von Stahl CK45N im unterbrochenen Schnitt erreichen.
- Fig. 3 im Vergleich die Werte der Fräslänge der im Zusammenhang mit Fig. 1 beschriebenen Hartmetall und
- Fig. 4 eine Tabelle mit acht Ausführungsbeispielen für die Zusammensetzung der Ausgangspulvermischung und des erfindungsgemäßen Hartmetallkörpers.
- Das zum Vergleich herangezogene herkömmliche Hartmetall (vgl. Fig. 1, linke Blöcke) besteht aus 57 % Tic, 10 % TiN, 10 % WC, 2 % VC, 10 % Mo sowie 5,5 % Ni und 5,5 % Co. Die erfindungsgemäßen Hartmetalle mit komplexnitridmodifiziertem Bindermetall (vgl. die Blöcke in der Mitte und auf der rechten Seite der Fig. 1) wurden aus dem gleichen Grundwerkstoff unter Zusatz von 0,6 % bzw. 2,2 % Ti₂AlN unter gleichzeitiger Verminderung des Nickel- und Cobaltgehalts auf 5,2 % bzw. 4,4 % auf an sich bekannte Weise hergestellt; im gesinterten Hartmetall beträgt der zugehörige Aluminiumgehalt im Binder etwa 2 bzw. etwas mehr als 7 %.
- Wie die in Rede stehenden Darstellung zeigt, liegt die Kolktiefe KT bei Schneidversuchen am Werkstückstoff Cm45N bei einer Schnittgeschwindigkeit von 355 m/min, einer Schnittzeit von 12,5 min sowie einem Produkt aus Schnittiefe und Vorschub in der Größenordnung von 1,0 x 0,1 mm²/U bei den miteinander zu vergleichenden Hartmetallen im Bereich zwischen etwa 30 bis 35 µm.
- Der Freiflächenverschleiß VB beträgt für das herkömmliche Hartmetall (links) 450 µm und wird mit zunehmendem Gehalt an Ti₂AlN geringer (Mitte und rechte Seite der Darstellung). Während die Kolktiefe KT durch das Zusetzen von Ti₂AlN nicht verbessert werden konnte, nimmt der festgestellte Freiflächenverschleiß VB mit zunehmendem Ti₂AlN-Gehalt von etwa 450 auf 280 µm ab.
- In Fig. 2 ist die Schlagzahl von 10 Schneiden für die drei zuvor erwähnten Hartmetalle dargestellt. Der Schneidversuch wurde an einer Welle aus dem Werkstückstoff Ck45N durchgeführt, und zwar mit einer Schnittgeschwindigkeit von 200 m/min bei einem Produkt aus Schnittiefe und Vorschub von 2,5 x 0,2 mm²/U.
- Während das herkömmliche Hartmetall (links) nur eine Schlagzahl von etwa 10 000 erreicht, wird durch das Zusetzen von 0,6 % Ti₂AlN bereits eine Verdoppelung der Schlagzahl auf 20 000 erzielt; demgegenüber hält das Hartmetall, dessen Ausgangsmischung 2,2 % Ti₂AlN zugesetzt worden ist (rechter Block in der Darstellung) sogar 160 000 Schlägen stand. Beim Drehen im unterbrochenen Schnitt sind die erfindungsgemäß ausgebildeten Hartmetalle dem herkömmlichen Hartmetall also deutlich überlegen.
- Beim Fräsen (vgl. Fig. 3) kann mit einem Werkzeug bzw. einer Schneidplatte aus einem erfindungsgemäß ausgebildeten Hartmetall im Vergleich zu einem Werkzeug aus herkömmlichem Hartmetall eine erheblich größere Schnittleistung erbracht werden: Durch Zusatz von 0,6 bzw. 2,2 % Ti₂AlN erhöht sich der erzielte Fräsweg von etwa 800 mm auf 1200 mm bzw. 1600 mm.
- Die Fräsversuche, deren Ergebnis in der Zeichnung in Form des Fräsweges LF (in mm) festgehalten ist, wurden an einer Welle aus vergütetem Stahl 42CrMo4 bei einer Schnittgeschwindigkeit von 250 m/min durchgeführt; das zugehörige Produkt aus Schnittiefe, Spanungsquerschnitt und Vorschub pro Zahn liegt bei 1,0 x 120 x 0,1 mm/Zahn.
- Werkzeuge bzw. Schneidplatten aus Hartmetall, dessen Ausgangsmischung aluminiumhaltige Komplexnitride zugesetzt worden sind, sind somit - wie die Versuchsergebnisse belegen - bezüglich der Schnittleistung insbesondere beim Drehen im unterbrochenen Schnitt und beim Fräsen den Werkzeugen bzw. Schneidplatten, die aus herkömmlichen Hartmetallen hergestellt worden sind, deutlich überlegen.
- Die verbesserte Verschleißfestigkeit - welche die erfindungsgemäßen Hartmetalle auch für andere Anwendungsbereiche interessant macht - beruht darauf, daß die Ausgangsmischung zur Herstellung des Hartmetalls bzw. Hartmetallkörpers in der Weise zusammengestellt ist, daß zu Beginn des Aufschmelzens der Bindephase sehr rasch bestimmte chemische Reaktionen eingeleitet werden, welche die Bildung einer diffusionshemmenden Schicht um die Oberfläche der Hartstoffteilchen der Ausgangsmischung zur Folge haben. Die bewußte Auswahl der die Ausgangspulvermischung bildenden Bestandteile führt also dazu, daß sich im fertigen Hartmetall bzw. Hartmetallkörper kein metallurgisches Gleichgewicht einstellen kann. Dadurch wird erreicht, daß die für die vorgesehenen Anwendungen jeweils optimalen Eigenschaften der unterschiedlichen Hartstoffteilchen - wie etwa die bekannte Verschleißfestigkeit des Titannitrids und die bekannte hervorragende Härte des Titancarbids - im fertigen Hartmetall erhalten bleiben. Durch die Einstellung des metallurgischen Gleichgewichts, die nach dem Stand der Technik üblicherweise gegeben ist, würden diese individuellen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Hartstoffteilchen zumindest teilweise verloren gehen.
- Die Erfindung besteht also im Gegensatz zum bekannten Stand der Technik darin, daß ausdrücklich kein metallurgisches Gleichgewicht angestrebt wird und vorliegt.
- Fig. 4 zeigt eine Tabelle mit acht Ausführungsbeispielen für die Zusammensetzung der Ausgangspulvermischung des erfindungsgemäßen Hartmetallkörpers.
- Bei den Hartmetallen Nr. 1 bis 4 werden - mit Ausnahme des Komplexcarbids/nitrids - zur Herstellung des gesinterten Hartmetallkörpers ausschließlich Pulver in Form der reinen Komponenten (z.B. TiC, TiN, WC usw.) verwendet. Für die Herstellung der Hartmetalle Nr. 5 bis 8 wurden pulverförmige Vorlegierungen (z.B. Ti(N, C), (W, Ti, Ta,Nb)C) eingesetzt. Diese Herstellungsvariante hat den Vorteil, daß, im Vergleich zur Herstellung des gesinterten Hartmetalls aus den reinen Komponenten, infolge eines geringeren Bedarfs an chemischen Reaktionen zwischen den einzelnen Bestandteilen der Ausgangspulvermischung, ein Produkt mit deutlich verbesserter Qualität geschaffen werden kann.
- Bei allen Prozentangaben handelt es sich um Massengehalts-%.
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