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Sinterhartmetalllegierung aus eisenhaltigem Borid und Verfahren zu
ihrer Herstellung Die Erfindung betrifft eine Sinterhartmetallegierung aus eisenhaltigem
Borid, die überwiegend aus einer harten Phase besteht, die sich hauptsächlich aus
Eisenborid oder einem eisenhaltigen Mehrfachborid zusammensetzt.
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Für die Herstellung von metallischen, spanabhebenden Werkzeugen, Netallformen,
Metallziehwerkzeugen und ähnlichem sind Schnellschneidstähle bekannt. Als Hartlegierungswerkstoff
mit einer großeren Härte als Schnellschneidstähle sind Sintercarbidlegierungen bekannt,
wie 7.B. Werkstoffe, die Wolfrämcarbid oder ein Wolframdoppelcarbid, Titan, Tantal,
Niob usw. und Kobalt als metallischen Bindestoff enthalten.
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Da jedoch ein solches Sintercarbid als Hauptelement Wolfram entt,
beträgt sein spezifisches Gewicht ungefähr 13 bis 15, und
zudem
ist der Rohstoff teuer. Weiterhin nehmen Wolfram-Vorräte ständig ab. Folglich sind
Ersatzwerkstoffe von großer technischer Bedeutung.
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Werkstoffe~mit Eigenschaften, die zwischen den Eigenschaften von Schnellschneidstahl
und Sintercarbid liegen, sind kaum bekannt, und Werkstoffe mit solchen spezifischen
Eigenschaften sind vielseitig verwendbar.
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Die Erfindung zielt darauf ab, die oben aufgezeigten SchWierigkeiten
zu überwinden. Insbesondere befaßt sich die Erfindung mit einer Hartmetall-Legierung,
die eine größere Härte als Schnellschneidstahl aufweist, beispielsweise eine Härte
und Festigkeit, die denen von Sintercarbid entspricht. Die Hartmetallegierung gemäß
der Erfindung weist ein geringes spezifisches Gewicht auf und kann mit geringen
Herstellungskosten hergestellt werden, und weiterhin besteht nicht die Gefahr der
Rohstoffknappheit. Weiterhin befaßt sich die Erfindung mit einem Verfahren zur Herstellung
einer solchen Hartmetallegierung.
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Die Erfindung beinhaltet einen Hartmetallwerkstoff, der als Ersatzwerkstoff
für Scnellschneidstahl, Sintercarbid oder Werkzeugstahl bestimmt ist.
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Erfindungsgemäß zeichnet sich eine Sinterhartmetallegierung aus eisenhaltigem
Borid durch ein Gefüge mit überwiegend harter Phase aus, die sich größtenteils aus
Eisenborid oder einem eisenhaltigen Mehrfachborid zusammensetzt, wobei das Eisenborid
teilweise durch ein nicht eisenhaltiges Borid oder Mehrfachborid ersetzt ist und
mit einer metallischen Phase, die überwiegend wenigstens eines der Elemente Cu,
Co, Ni, Fe, Cr, No, W, Ti, Zr, S;, V, Nb, Ta, Legierungen dieser Metalle und Legierungen
mit überwiegendem Anteil dieser Metalle enthciI+e wobei der Borgehalt 3 bis 20 Gew.-%
beträgt. Die metallische Phase enthält überwiegend wenigstens eines der Metalle
Cu, Co, Nq F Fe,
Metalle der Gruppen IV-a, V-a und VI-a des Periodischen
Systems und Legierungen dieser Metalle. -Ein Verfahren zum Herstellen einer Sinterhartmetallegierung
ist erfindungsgemäß so ausgebildet, daß ein Legierungspulver, bestehend aus einem
Eisenborid oder einem eisenhaltigen Mehrfachborid, wobei teilweise Eisenborid durch.ein
Borid mit wenigstens einem nicht eisenhaltigen Element mit einem Gehalt von ungefähr
1 Gew.-%, bezogen auf den Gesamtrohstoff, als Ausgangsmaterial ersetzt ist, und
aus wenigstens einem Borid bildenden MetallDulver oder Legierungspulver mit einem
höheren Schmelzpunkt als Eisenborid gemischt wird, daß die Mischung gepreßt und-der
Grünpreßkörper durch Erhitzen Vakuum oder in einer atmosphäre aus reduzierendem
Gas oder Edelgas gesintert wird, wobei sich ein Borid oder Mehrfachborid mit hohem
Schmelzpunkt und großer Härte während der Sinterung und der gleichzeitigen Verdichtung
auf 90 bis 100% der Gesamtdichte bildet, und wobei das Mischungsverhältnis der beiden
Ausgangspulver so abgestimmt wird, daß der Borgehalt in der Legierung 3 bis 20 Gew.-%
beträgt.
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Weitere Merkmale der Erfindung sind in Unteransprüchen angegeben.
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Die erfindungsgemäße Sinterhartmetallegierung weist eine höhere Härte
als Schnellschneidstahl auf, und die Härte und Festigkeit sind mit jenen des Sintercarbids
vergleichbar. Die erfindungsgemäße Sinterhartmetallegierung besitzt vorzugsweise
eine ausreichende Korrosionsbeständigkeit bei Raumtemperatur, eine hohe Oxydationsbeständigkeit
bei hohen Temperaturen, eine große Härte und eine hohe Festigkeit. Die Sinterhartmetallegierung
gemäß der Erfindung weist den Vorteil auf, daß sie billiger herzustellen und leichter
als Sintercarbid ist. Die erfindungsgemäße Sinterhartmetallegierung bildet einen
hochfesten Werkstoff mit großer Härte, der als Ersatzwerkstoff für Sintercarbid
und Schnellschtieidstahl verwendbar ist.
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Nachstehend wird die Erfindung anhand der beigefügten Zeichnung an
Ausführungsbeispielen naher erläutert.
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Die einige Figur zeigt ein Diagramm, das den Zusammenhang zwischen
dem Chromgehalt und der Gewichtszunahme bei der Oxydation einer Eisen-8o/o, Bor-Chromlegierung
zeigt.
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Die erfindungsgemäße Hartmetallegierung weist ein Gefüge auf, das
überwiegend aus einer harten Phase, die sich aus einem eisenhaltigen Borid oder
Mehrfachborid zusammensetzt,und einer Metall- oder Legierungsphase besteht. Die
harte Phase besteht aus Eisenborid oder einem eisenhaltigen Mehrfachborid, wobei
ein Teil des Eisenborids durch ein oder mehrere nicht-eisenhaltige Boride und nicht-eisenhaltige
Mehrfachboride ersetzt ist.
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Bor stellt einen Hauptbestandteil der Sinterhartmetallegierung gemäß
der Erfindung dar, das eine harte Phase als Borid bildet, und das Bor verleiht der
Legierung die Härte. Der Borgehalt in der Sinterhartmetallegierung gemäß der Erfindung
beträgt 3 bis 20 Gew.-o/o, vorzugsweise 5 bis 15 Gew.-%. Wenn der Borgehalt geringer
als 3 Gew.- ist, ist die Härte der Sinterharzmetalllegierung nicht ausreichend.
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Der untere Grenzwert für den Borgehalt beträgt folglich 3 Gew.-%,
vorzugsweise 5 Gew.-o/o. Wenn im Gegensatz dazu der Borgehalt zu hoch ist, ist die
Dichte der Sinterlegierung gering, wodurch sich eine Reduzierung der Scherbruchfestigkeit
ergibt, und gleichzeitig kann nur schwerlich eine ausreichende Zähigkeit erzielt
werden. Erfindungsgemäß beträgt der obere Grenzwert des Borgehalts 20 Gew.-%, vorzugsweise
15 Gew.-%.
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Der Eisengehalt eines Legierungspulvers, das eine boridbildende harte
Phase aufweist, beträgt 20 bis 96 Gew.-%, vorzugsweise 30 bis 95 Gew.-%, bezogen
auf die gesamte Sinterlegierung.
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Eisen ist ein iatiptbestandteil der Sinterlegierung gemaß der Erfindung,
der die nachstehenden, bevorzugten Eigenschaften aufweist: Einen Sinterkörper aus
eisenhaltigem Borid weist eine große Härte und Zähigkeit auf. Wenn z.B. Elemente,
wie Cr, No, W, Ti, Zr, V, Ni und Co in entsprechenden Mengen zugesetzt werden, läßt
sich eine hohe Korrosionsbeständigkeit, hohe Wärmebeständigkeit und hohe Oxydationsbeständigkeit
erzielen, die mit jenen des rostfreien Stahls oder hitzebeständigen Stahles vergleichbar
sind. Dabei ist die Härte verbessert, und diese hohe Härte und Festigkeit können
selbst bei hohen Temperaturen beibehalten werden. Pulver, das aus Borid mit Eisen
als Hauptbestandteil besteht, kann industriell leicht hergestellt werden.
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Die Eisenvorräte sind groß und die Kosten relativ niedrig.
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Während des Sintervorgangs wandern Teile von B oder Fe in die Metallphase.
Aus diesem Grunde ist der Eisengehalt bei dem eingangs aufgeführten Ausgangspulver
auf die gesamte Sinterlegierung bezogen.
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Das eisenhaltige Mehrfachborid, das die harte Phase bildet, enthält
zusätzlich zu Bor und Eisen ein oder mehrere Borid bildende Elemente, wie Cr, Mo,
W, V, Nb, Ta, Ti, Zr, Hf, Mn, Co, Ni und Si. Ihre Boride oder Mehrfachboride mit
Eisen verleihen der Legierung eine große Härte, und Al, Si, C, N und ähnliche Elemente
sind in geringen Mengen als Verunreinigungen in dem Rohmaterial enthalten. Die Mehrfachborid
bildenden Elemente Cr, Mo, Ti, Zr und weitere bewirken nicht nur eine Erhöhung des
Schmelzpunktes und der Härte des Borids, sondern bewirken auch eine hohe Korrosionsbeständigkeit
bei Raumtemperatur sowie eine hohe Oxydationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen.
Insbesondere tritt in der Sinterlegierung vorzugsweise Cr auf, was der Sinterlegierung
eine ausreichende Korrosionsbeständigkeit und Oxydationsbeständigkeit verleiht.
Ni und Co bewirken eine Zunahme der Korrosionsbeständigkeit und der Oxydationsbeständigkeit.
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Der Bestandteil von Cr, Mo, W, V, Nb, Ta, Ti, Zr und H* bewirken eine
Zunahme der Härte bei flawtemperatur und ermöglichen eine gleichbleibende Härte
und E'estigkeit bei hohen Temperaturen. Wenn die Sinterlegierung zur Herstcllung
von spanabhebenden Werkzeugen für Metalle und Metallformen zur Warmumformung von
Metallen bestimmt ist, d.h. eine Sinterlegierung, die bei hoher Temperatur eine
große Härte und hohe Festigkeit aufweist, benötigt wird, werden entsprechende Mengen
dieser metallischen Elemente, wie z*B. Mo, Cr und W, zugesetzt. Der Gehalt jedes
dieser Elemente liegt innerhalb eines Bereiches von 1 bis 50 Gew.-°%O, bezogen auf
die Sinterlegierung.
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Bei der Sinterlegierung gemäß der Erfindung wird die Metallphase durch
wenigstens eines der Elemente Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mo, W, Ti, Zr, V, Nb, Ta, Hf,
Legierungen dieser Metalle und Legierungen, die überwiegend aus diesen Metallen
bestehen, gebildet.
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Diese Metallphase wirkt vermutlich als Bindung. Unter diesen Metallen,
die die metallische Legierungs- oder Metallphase bilden, weist Cu oder eine Cu-Legierung
einen relativ geringen Schmelzpunkt auf, und folglich bildet sich kaum Borid mit
Cu.
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Cu oder eine Cu-Legierung ist bei einer Sintertemperatur schmelzbar
und bildet eine flüssige Phase, die eine Zunahme der Dichte der Sinterlegierung
bewirkt. Der Cu-Gehalt liegt ungefähr in einem Bereich von 2 bis 30 Gew.-%.
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Die die Metallphase bildenden Elemente aus Cu, Co, Fe und Ni weisen
einen höheren Schmelzpunkt als Eisenborid auf. Bei höherer Sinterungstemperatur
bilden diese folglich eine eutektische Liquidphase mit Eisenborid, und demzufolge
kann eine Liquidphasen-Sinterung erfolgen. Ein so hergestellter Sinterkörper weist
kaum Poren auf, und es läßt sich ungefähr die Gesamtdichte von 100% erzielen, so
daß der Sinterkörper dicht gepackt und gepreßt ist. Die Schrumpfung bei der Liquidphasen-
Sinterung
beträgt ungefähr 10 bis 25, und eine gleichmäßige Schrumpfung kann ohne Formänderung
des Preßkörpers durch Regelung der Sintertemperatur und der Metallgehalte erzielt
werden. Beispielsweise weist ein Zylinder nach der Sinterung einen Außendurchmesser
von 80 mm, einen Innendurclunesser von 60 mm und eine Höhe von 40 mm auf, wobei
bei der Sinterung eine gleichmäßige Schrumpfung ohne Beeinträchtigung der Kreisförmigkeit
des Körpers auftritt. Es kann somit ein gesinterter Zylinder mit einer ungefähren
Gesamtdichte von 100% hergestellt werden.
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Eisen-Borlegierungen sowie Eisen selbst sind nur wenig korrosions-
und rostbeständig. Eine Eisen-8°O Borlegierung ist unter Einfluß von Wasser beispielsweise
restlos verrostet. Im Gegensatz dazu rostet eine Eisen-8Sb Bor-13% Chromlegierung
kaum.
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Ferner sind bei Eisen-Borlegierungen die Oxydationsbeständigkeit bei
hohen Temperaturen und ihre Härte und Festigkeit bei solchen Temperaturen gering.
Um die Korrosionsbeständigkeit, die Rostbeständigkeit und Oxydationsbeständigkeit
zu erhöhen, ist es erforderlich, Cr, No, Ti, Zr und ähnliches in die harte Boridphase
oder die metallische Phase oder in beide zuzugeben.
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Insbesondere ist Chrom ein Hauptelement, das diese Eigenschaften verbessert,
und Chrom wird in einer Menge von 5 bis 50 Gew.-%, bezogen auf die Sinterlegierung,
zugesetzt.
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In der einzigen Figur ist der Zusammenhang zwischen dem Chromgehalt
und der Gewichtszunahme bei der Oxydation bei einer Eisen-8% Bor-Chromlegierung
aufgezeigt, die in Luft 1 Std. lang bei 7000C erwärmt wurde. Wie der Figur zu entnehmen
ist, nimmt mit zunehmendem Cr-Gehalt die Gewichtszunahme bei der Oxydation ab, und
wenn der Chromgehalt ungefähr 17 Gew.-% oder mehr beträgt, ist die Gewichtszunahme
bei der Oxydation nahezu Null.
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Nickel und Kobalt spielen bei der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit
und der Oxydationsbeständigkeit eine untergeordnete
Rolle. Der
Gehalt diser Metalle liegt innerhalb eines Bereiches von 1 bis 50 Gew.-, bezogen
auf die Sinterlegierung.
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Elemente, wie Cr, Mo, W, V, Nb, Ta, Ti, Zr und Hf bewirken eine Zunahme
der Härte bei Raumtemperatur und eine Zunahme der Härte und Festigkeit bei hoher
Temperatur. Wenn beispielsweise ein Sinterkörper bei hohen Temperaturen eine hohe
Härte und Festigkeit aufweisen soll, beispielsweise bei einem spanabhebenden Werkzeug
bzw. einem Schneidwerkzeug für Metalle und bei Metallformen für Umformvorgänge bei
hohen Temperaturen müssen diese Metallelemente in die harte Phase oder die Metallphase
oder in beiden Phasen zugesetzt werden. Der Gehalt jedes dieser Elemente liegt innerhalb
eines Bereiches von 1 bis 50 Gew.-%, bezogen auf die Sinterlegierung.
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Legierungen des Eisen-Borsystems können erschmolzen und vergossen
werden, jedoch sind die Fließfähigkeit und die Vergießbarkeit sehr gering. Aus diesem
Grunde bilden sich Blasen oder Hohlräume, so daß beim Gießen Risse auftreten. Da
die Gußlegierung eine geringe Festigkeit aufweist und spröde ist, kann sie keinem
Warm- oder Kaltumformen unterworfen werden. Da weiterhin die Gußlegierung eine zu
hohe Härte aufweist, ist die Bearbeitung einer solchen Gußlegierung sehr schwierig.
Aus diesem Grunde ist eine solche Gußlegierung praktisch kaum verwendbar. Da hingegen
bei der vorliegenden Erfindung aufgrund der Pulvermetallurgie eine Liquidphasen-Sinterung
erfolgt, kann eine Sinterlegierung des Eisen-Borsystems erzielt werden, die eine
harte Phase und eine Metallphase aufweist, die insbesondere kaum Poren enthält und
so dicht gepackt ist, daß sich nahezu die Gesamtdichte von 1000/0 ergibt, wobei
eine ausreichende Festigkeit gewährleistet ist. Aus diesem Grunde kann erfindungsgemäß
ein Gegenstand aus einer Sinterlegierung des Eisen-Borsystems hergestellt werden,
dessen Endgestalt die exakten entsprechenden Abmessungen aufweist, ohne daß eine
zusätzliche Bearbeitung erfolgen muß, und das nach der Erfindung hergestellte Erzeugnis
ist
vielseitig verwendbar. Falls die Form eines Gegenstandes kompliziert ist und eine
Bearbeitung erforderlich wird, wird diese am Rohmaterial des Grünpreßkörpers oder
nach dem Vorsintern bei einer geringen Temperatur durchgeführt, und daraufhin wird
der Körper zum Enderzeugnis gesintert.
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Bei der Durchführung des Verfahrens gemäß der Erfindung treten nahezu
keine Nachteile auf.
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Die Sinterhartmetallegierung gemäß der Erfindung wird dadurch hergestellt,
daß ein eiseiihaltiges Borid mit einem Metall oder einem Metallegierungspulver gemischt
wird, daß die Pulvermischung preßgeformt und der Grünpreßkörper gesintert wird.
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Es bildet sich hierbei eine Liquidphase in der Metallphase oder zwischen
dem Borid und dem Metall beim Sintern, so daß eine dichte Sinterlegierung erhalten
wird. In der Metallphase befindet sich eine geringe Menge an Bor. Wenn die Metallkomponente
in das Legierungspulver, das die harte Phase bildet, anfangs in einer Menge zugegeben
wird, die größer als der Metallgehalt in dem Borid ist, die die harte Phase der
Endlegierung bildet, kann das Ausgangspulver direkt gesintert werden, ohne daß eine
zusätzliche Beimengung eines Metallpulvers, das die Metallphase bildet, nötig ist.
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Vorteilhafterweise kann das Boridpulver, das die harte Phase der Sinterharzmetallegierung
bildet, nach dem sogenannten Wasser-Zerstäubungs- oder Gas-Zerstäubungsverfahren
hergestellt werden, bei dem eine schmelzflüssige Legierung, die Eisen, Ferrobor
und entsprechend weitere Zusatzelemente enthält, aus kleinen Öffnungen austritt
und bei dem der schmale Strom der schmelzflüssigen Legierung unter einem Wasserstrahl
mit hohem Druck oder Argon unter hohem Druck oder Stickstoffgas, das aus Düsen austritt,
zerstäubt wird. Ferner kann eine solche Hartmetallsinterlegierung auch erschmolzen
werden, die Schmelze anschließend zur Bildung eines Boridlegierungs-Gußblocks verfestigt
werden,
und schließlich wird der Gußblock mechanisch pulverisiert. Dann muß das Ferroborpulver
mit Pulver eines Borids oder anderer Elemente gemischt werden. Ferner kann das Boridpulver
als Ausgangsmaterial dadurch hergestellt werden, daß CaO Bz03 5H20 oder Bortrioxid
(B203) mit Eisen oder Eisenoxid und einem Borid bildenden Element außer Eisen gemischt
wird, und daß diese Mischung einer Kohlenstoffreduktion oder thermischen Reduktion
unter Verwendung von Aluminium und Magnesium unterworfen wird.
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Ein Metallpulver, das eine Metallphase bildet, wird mit der so hergestellten
Hartmetallegierung eines eisenhaltigen Borids gemischt, und die Mischung wird in
einen grünen Preßkörper in eine entsprechende Form mit Hilfe von Pressen oder isostatischem
Kaltpressen umgeformt. Daraufhin wird der Grünpreßkörper im Vakuum oder in einer
Atmosphäre eines reduzierenden oder inerten Gases, wie z.B. Wasserstoffgas, Argon-
oder Stickstoffgas erfärmtt so daß sich in dem Preßkörper teilweise eine lokale
Liquidphase bildet, wobei die Dichte des Sinterkörpers ungefähr auf die Gesamtdichte
von 100% zunimmt. Werden jedoch eisenhaltige Mehrfachboridpulver, die eine relativ
große Menge eines Borids mit hohem Schmelzpunkt enthalten, wie z.B.
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TiB2 (Schmelzpunkt zwischen 2800 und 30000C), WB (Schmelzpunkt zwischen
2400 und 28000C), NbB2 (Schmelzpunkt bei 30000C), ZrB2 (Schmelzpunkt bei 2990 bis
3090°C) und MoB2 (Schmelzpunkt bei 21O00C), verwendet, muß die Schmelztemperatur
entsprechend erhöht werden, wenn das Zerstäubungsverfahren, bei dem das Rohmaterial
zu Beginn erschmolzen und das schmelzflüssige Material unter einem Wasserstrahl
oder Gasstrahl zerstäubt wird, angewandt wird. Hierbei treten jedoch Schwierigkeiten
bei der Pulverherstellung nach dem Zerstäubungsverfahren auf. Zur Überwindung dieser
Nachteile kann ein sogenanntes Gas-Borverfahren angewandt werden, jedoch ist die
industrielle Durchführung dieses Verfahrens mit Schwierigkeiten verbunden. In diesem
Zusammenhang konnte festgestellt werden, daß ein gesinterter Preßkörper mit einer
höheren Härte und einer höheren Festigkeit
dadurch erzielt werden
kann, daß ein Pulver eines boridbildenden Metalls oder Legierung mit hohem Schmelzpunkt
einem Eisenboridpulver oder einem eisenhaltigen Mehrfachborid mit einem niedrigen
Schmelzpunkt beigement wird, wobei dieser Vorgang relativ einfach ausgeführt werden
kann, daß die Mischung formgepreßt und der Preßkörper gesintert werden, wobei bei
der Sinterung ein Borid mit einem hohen Schmelzpunkt durch die Reaktion von Eisenborid
mit einem boridbildenden Element mit einem hohen Schmelzpumkt gebildet wird, wobei
gleichzeitig eine Liquidphase auftritt, und wobei das Mischungsverhältnis der beiden
Pulver so bemessen ist, daß eine für eine metallische Bindungsphase ausreichende
Menge in dem Gefüge zurück bleibt.
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Ferner kann der so hergestellte Sinterkörper, der ein hochsdimelzendes
Borid enthält, fein gemahlen werden, anschliessend wird ein Pulver eines eine Metallphase
bildenden Metalls oder einer Legierung dem zuerst hergestellten Pulver beige-.mengt,dann
wird die Mischung formgepreßt,und der Formkörper wird schließlich gesintert, so
daß sich eine Sinterharzmetalllegierung ergibt.
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Die Teilchengröße des Ausgangspulvers hat einen Einfluß auf die Festigkeit
der Sinterlegierung. Wenn beispielsweise die Teilchengröße des Pulvers groß ist,
nimmt die Dichte bei der Sinterung ab und die Festigkeit sinkt ebenfalls (Scherbruchfestigkeit).
Vorzugsweise wird deshalb ein Boridpulver, das eine harte Phase bildet, mit einem
Metall oder einem Legierungspulver, das eine Metallphase bildet, beispielsweise
mit einer Kugelmühle oder einer Vibrationskugelmuhle, gemischt, und die Mischung
wird gemahlen oder in feine Teilchen pulverisiert. Dadurch nimmt die Teilchengröße
des Pulvers unterhalb 43 ijm (325 mesh) ab, und vorzugsweise ist die Teilchengröße
geringer als 20 Fm.
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Um eine ausreichende Scherbruchfestigkeit zu erzielen, muß unbedingt
die Dichte des Sinterkörpers so erhöht werden, daß er nahezu die Gesamtdichte von
100% errreicht. Bei der Sinterhartmetallegierung gemäß der Erfindung kann die Festigkeit
des Sinterkörpers ausreichend erhöht werden,da die Verdichtung sehr ein fach nahezu
auf die Gesamtdichte von 100% bei der Sinterung in der Liquidphase, wie oben beschrieben,
möglich ist.
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Bei der Sinrerhartmetallegierung gemäß der Erfindung wird die Dichte
durch die Sinterung in der Liquidphase erhöht. Ferner kant ein Sinterkörper mit
hoher Dichte nach dem isostatischen Warmpreßverfahren, dem Warmpreßverfahren oder
nach dem Elektrosinterverfahren hergestellt werden, wobei diese Verfahren einzeln
auftreten oder mit dem Sintervorgang in der Liquidphase kombiniert werden können.
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Ein nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellter Sinterkörper
weist eine Rockwell A-Härte von 82 bis 94 (dieser Wert entspricht einer Vickers-Härte
von750 bis 2000) und eine Scherbruchfestigkeit von 50 bis 200 kg/m2, gemessen nach
dem JIS H 5501-Verfahren mit einer Spitze aus einer Sintermetallegierung, auf.
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Die Sinterhartmetallegierung gemäß der Erfindung ist für die Verwendungsfälle
bestimmt, bei denen bisher Schnellschneidstäbe oder Sintercarbidlegierungen genommen
wurden.
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Insbesondere kann die Sinterhartmetallegierung gemäß der Erfindung
zur Herstellung von Werkzeugen, Ziehformen oder Lochdornen, zum Ziehen, Abstrecken
oder Gesenkschmieden von Metallen bestimmt sein, die unter Raumtemperatur oder hoher
Temperatur eingesetzt werden, sowie für Metallformen für das Kalt- oder Warmumformen
für Schneidwerkzeuge bzw. spanabhebende Werkzeuge und auch für warmfeste Legierungen,
die hohen Temperaturen ausgesetzt sind, bestimmt sein. Weiterhin kann die erfindungsgemäße
Sinterhartmetallegierung
auch dort verwendet werden, wo eine hohe Rostbeständigkeit, hohe Oxydationsbeständigkeit,
große Äharte und hohe Festigkeit erforderlich sind.
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Die Sinterhartmetallegierung gemäß der Erfindung ist auch für die
Herstellung von Verbundmaterialien geeignet, wobei die Sinterhartmetallegierung
auf ein anderes Netallsubstrat aufgetragen oder durch Aufsprühen auf ein anderes
Metallsubstra-t aufgetragen wird.
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Zur Erläuterung der Erfindung sind einige Ausführungsbeispiele beschrieben.
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Beispiel 1 Eine schmelzflüssige Legierung wurde durch Schmelzen von
Eisen, Ferrobor und Ferrochrom als Ausgangsmaterialien mit einem Hochfrequenzinduktionsofen
hergestellt und mit einem Wasserstrahl unter einem Wasserdruck von 70 kg/cm2 zerstäubt
und pulverisiert, so daß sich ein Boridlegierungspulver mit einer Teilchengröße
ergab, die geringer als 177 m (80 mesh) war und das 7,8 Gew.-°,b Bor, 11,7 Gew.-°/S
Chrom und Rest Eisen und Verunreinigungen in geringen Mengen enthielt.
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Dieses Pulver wurde mit Cr-Pulver, Ni-Pulver und W-Pulver in einem
Mischungsverhältnis von 90:5:3:2 gemischt, und die Mischung wurde 48 Std. lang mit
Hilfe einer Kugelmühle in einer Äthylalkohollösung gemahlen und dann im Vakuum getrocknet.
Die getrocknete Mischung wurde in einer Netallform auf eine Größe von 5,2 mm x 10,4
mm x 3,2 mm unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßverformt. (In den folgenden Beispielen
weist der Grünpreßkörper dieselbe Abmessung, wie oben beschrieben, auf, wenn keine
weiteren Angaben gemacht sind). Der so erhaltene Grunpreßkörper wurde bei 11700C
in einem Vakuum von 10 4 mm Hg 3 Std.
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lang gesintert. In den folgenden Beispielen betrug das Vakuum jeweils
10 -4 mm Hg.
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Der preßgeformte Sinterkörper weist eine Scherbruchfestigkeit von
130 kg/mm2 unu eine Rockwell-A-Kärte (HRA) von 85 auf.
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Beispiel 2 Das Mehrfachborid auf Eisenbasis in Beispiel 1 wurde mit
einem Cr-Pulver in einem Mischungsverhältnis von 90:10 vermischt, und die Mischung
wurde 48 Std. lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß gemahlen, im Vakuum getrocknet
und unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßgeformt. Der Grünpreßkörper wurde im Vakuum
bei 20000C 3 Std. lang gesintert, und der Sinterkörper wies eine 2 Scherbruchfestigkeit
von 115 kg/mm und eine Rockwell A-Härte (ilRA) von 84 auf.
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Beispiel 3 Das Mehrfachborid auf Eisenbasis im Beispiel 1 wurde mit
einem Eisenlegierungspulver vermischt, das 1,3 Gew.-% Ni, 0,6 Gew.-% Mo, 1,6 Gew.
-Fó Cu und Rest Eisen en-thielt, wobei das gewichtsbezogene Mischungsverhältnis
90:10 betrug, und die Mischung wurde 48 Std. lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß
gemachten, im 2 Vakuum getrocknet und unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßverformt.
Der Grünpreßkörper wurde im Vakuum bei 11800C 3 Std.
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lang gesintert, und der gesinterte Preßkörper wies eine Scherbruchfestigkeit
von 120 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von 83 auf.
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Beispiel 4 Eine schmelzflüssige Legierung, die durch Erschmelzen von
Eisen, Ferrobor und Ferrochrom als Rohmaterial in einem Hochfrequenz-Induktionsofen
erhalten wurde, wurde mit dem Wasserzerstäubungsverfahren pulverisiert, so daß sich
ein Boridlegierungspulver auf Eisenbasis mit einer Teilchengröße, die geringer als
177 Cm(80 mesh) war, ergab, und 16,6 Gew.-% Bor, 9,5 Gew.-96 Chrom und Rest Eisen
enthielt.
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Das Boridlegierungspulver wurde mit Mo-Pulver, Cr-Pulver, Ti-Pulver
und Fe-Pulver in einem Mischungsverhältnis von 45:27: 12:7:9 vermischt, und die
Mischung wurde 48 Std. lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß gemahlen und im Vakuum
getrocknet.
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Das Pulver wurde unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßverformt.
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und der Grünpreßkörper wurde im Vakuum bei 13000C 2 Std. lang gesintert.
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Ein preßverformter Sintergegenstand wies eine Scherbruchfestigkeit
von 100 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von 89 auf.
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Beispiel 5 Das Mehrfachboridpulver auf Eisenbasis in Beispiel 4 wurde
mit Ti- und Fe-Pulver in einem gewichtsbezogenen Mischungsverhältnis von 70:20:10
gemischt, und die Mischung wurde 48 Std. lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß gemahlen
und im Vakuum getrocknet.
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Das Pulver wurde unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßverformt und
der Grünpreßkörper im Vakuum bei 13000C 2 Std. lang gesintert.
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Ein preßverformter Sinterkörper wies eine Scherbruchfestigkeit von
78 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von 86 auf.
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Der gesinterte Gegenstand wurde mit Hilfe der Röntgenspektroskopie
analysiert, und es wurde festgestellt, daß Fe2B, TiB2, Ti und Fe in geringen Mengen
enthalten waren.
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FeB konnte nicht festgestellt werden.
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Die Analyse ergab, daß während der Sinterung das Merhfachboridpulver
auf Eisenbasis, das ein Eisenborid mit geringem Schmelzpunkt, d.h. FeB (mit einem
Schmelzpunkt von 15400C) enthält,
mit dem Ti-Pulver rcagierte und
ein Borid mit hohem Schmelzpunkt, d.h. TiB2 (mit einem clunvlzpunlrt von 2980°C)
bildete.
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Bei 6 Das Mehrfachborid-Lcgierungspulver auf Eisenbasis von Beispiel
4 wurde mit No-Pulver, Cr-Pulver> Zr-Pulver, Fe-Pulver und Ni-Pulver in einem
Mischungsverhältnis von 48:25:10:7:8:2 gemischt, und die Mischung wurde 48 Std.
lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß gemahlen und im Vakuum getrocknet.
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Das Pulver wurde unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßverformt, und
der Grünpreßkörper wurde im Vakuum bei 13500C 2 Std. lang gesintert.
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Der Sinterkörper wies eine Scherbruchfestigkeit von 68 kg/mm2 und
eine Rockwell A-Härte (HRA) von 90 auf.
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Beispiel 7 Das Mehrfachborid-Legierungspulver auf Eisenbasis von Beispiel
4 wurde mit Mo-Pulver, Nb-Pulver, Ti-Pulver, Cr-Pulver und einem niedriglegierten
Stahlpulver in einem Mischungsverhältnis von 43:19:7:7:11:13 gemischt, und die Mischung
wurde 48 Std. lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß gemahlen und im Vakuum getrocknet.
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Das Pulver wurde unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßverformt, und
der Grünpreßkörper wurde bei 12500C im Vakuum 2 Std. lang gesintert.
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Ein preßverformter Sinterkörper wies eine Scherbruchfestigkeit von
83 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von 89 auf.
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Beispiel 8 Das Mehrfachborid-Legierungspulver auf Eisenbasis von Beispiel
4 wurde mit Ke-Pulver, Ti-Pulver, Cr-Pulver, niedriggekohltem Stahlpulver und TiC-Pulver
in einem Mischungsverhältnis von 45:27:6:12:9:1 vermischt, und die Mischung wurde
48 Std. lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß gemahlen und in Vakuum getrocknet.
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Das Pulver wurde unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßverformt, und
der Grünpreßkörper wurde im Vakuum bei 13000C 2 Std. lang gesintert.
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Der preßverformte, gesinterte Körper wies eine Scherbruchfestigkeit
von 81 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von 88 auf.
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Beispiel 9 Das Fe-16,6SoB-9,5°ó Cr-Pulver von Beispiel 4 wurde mit
Fe60% Cr-Pulver, Fe-40% Ti-Pulver und Fe-60r,0 Mo-Pulver in einem Mischungsverhältnis
von 40:23,4:17,5:19,1 gemischt, und die Mischung wurde 48 Std. lang mit Hilfe einer
Kugelmühle naß gemahlen und im Vakuum getrocknet.
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Das Pulver wurde unter einem Preßdruck von 3 t/mm2 preßverformt, und
der Grünpreßkörper wurde im Vakuum bei 1300°C 1 Std.
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lang gesintert.
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Der Sinterkörper wies eine Scherbruchfestigkeit von 95 kg/mm2 und
eine Rockwell A-Härte (HRA) von 87 auf.
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Die Dichte des gesinterten Körpers betrug 7,01 g/cm3.
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Beispiel 10 Reines Eisen und Ferrobor, das 20 Gew.-% Bor enthält,
wurden in einem Hochfrequenz-Induktionsofen erschmolzen, so daß sich eine
Schmelze
mit 8 Gew.-% Bor und Rest Eisen ergab, und die schmelzflüssige Legierung wurde in
ein Legierwigspulver mit einer Teilchengröße, die geringer als 177 Fm (80 mesh)
ist, zerstäubt. Das Pulver wurde mit Kupferpulver in einem Mischungs verhältnis
von 90:10 gemischt, und die Mischung 48 Std. lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß
und fein gemahlen. Das Pulver wurde unter einem Preßdruck von 3 t/cm2 preßverformt,
und der Grünpreßkörper wurde bei 11500C 1 Std. lang in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre
gesintert.
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Die Dichte des gesinterten Körpers betrug 7,20 g/cm3, und der Sinterkörper
wies eine Scherbruchfestigkeit von 80 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von
87 auf.
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Beispiel 11 Ein Eisen-8% Bor-13% Chromlegierungspulver wurde mit einem
Kupfer-1 0% Antimon-Legierungspulver in einem Mischungsverhältnis von 90:10 gemischt,
und ein Sinterkörper wurde aus dieser Mischung auf die in Beispiel 1 beschriebene
Weise hergestellt.
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Der Sinterkörper wies eine Dichte von 7,22 g/cm3, eine Scherbruchfestigkeit
von 120 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von 87 auf.
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Beispiel 12 Dasselbe Eisen-8°/O Bor-135S Chromlegierungspulver, wie
in Beispiel 11, wurde mit Kupfer-10% Nickellegierungspulver in einem Mischungsverhältnis
von 90:10 gemischt, und aus dieser Mischung wurde auf dieselbe Art und Weise, wie
in Beispiel 1 beschrieben, ein Sinterkörper hergestellt.
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Der Sinterkörper wies eine Dichte von 7,20 g/cm3, eine Scherbruchfestigkeit
von 150 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von 88 auf.
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Beispiel 13 Eine schmelzflüssige Legierung, die durch Erschmelzen
von elektrolytischem Eisen, Chrom, Ferrobor und Ferrozirkon als Rohmaterialien in
einem Hochfrequenz-Induktionsofen erhalten wurde, wurde Ln e in ein Mehrfachborid-Legierungspulver
zerstäubt, das eine Teilchengröße aufwies, die geringer als 177 tim (80 mesh) war.
Das Mehrfachborid-Legierungspulver enthielt 14,9 Gew.-% Bor, 12,9 Gew.-% Chrom,
3,8 Gew.-°S Zirkon und Rest Eisen. Das so erhaltene Boridlegierungspulver wurde
mit Ni-Pulver in einem Mischungsverhältnis von 90:10 gemischt, und die Mischung
wurde 48 Std. lang mit Hilfe einer Kugelmühle naß gemahlen und unter einem Preßdruck
von 3 t/cm2 preßverformt. Der Grünpreßkörper wurde 1 Std. lang bei 12500C im Vakuum
gesintert. Der Sinterkörper wies eine Dichte von 6,72 g/cm3, eine Scherbruchfestigkeit
von 60 kg/mm2 und eine Rockwell A-Härte (HRA) von 91 auf.