DE2840935A1 - Hartlegierung und verfahren zur herstellung dieser hartlegierung - Google Patents

Description

Hartlegierung und Verfahren zur Herstellung dieser Hartlegierung

Die Erfindung befaßt sich mit einer Hartlegierung und einem Verfahren zur Herstellung dieser Hartlegierung und insbesondere mit einer Hartlegierung, die ein Bindemetall mit hohem Schmelzpunkt aufweist und eine hohe Härte besitzt.

Hartlegierungen, insbesondere Sinterhartmetalle, die im wesentlichen aus den Carbiden Titan, Zirkonium, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram sowie aus einem oder mehreren Metallen der Eisengruppe bestehen, werden hauptsächlich als Schneidwerkzeuge oder als Werkzeuge mit großem Verschleißwiderstand verwendet. In neuerer Zeit werden nicht nur Carbide, sondern auch Carbonitride verwendet. Die Eigenschaften der Sinterhartmetalle, welche für Werkzeuge verwendet werden, sind im wesentlichen eine hohe Härte und ein großer Verschleißwiderstand. Bezüglich der Härte kann man unterscheiden zwischen der mechanischen Festigkeit und der Warmfestigkeit. Die mechanische Festigkeit und der Verschleißwiderstand stehen in entgegengesetzter Beziehung zueinander, wenn als Bindemetall ein Metall der Eisengruppe, beispielsweise Kobalt, verwendet wird. Bei der Verwendung von Kobalt wird in vielen Fällen die mechanische Festigkeit erhöht. Jedoch verringert sich dabei die Verschleißfestigkeit.

Andererseits ist die Änderung der Warmfestigkeit relativ kompliziert. Die Warmfestigkeit erhöht sich mit erhöhtem Anteil an Kobalt. Wenn jedoch der Kobaltanteil zu groß bemessen ist, findet eher eine plastische Deformation statt, was hinwiederum zur Verringerung der Warmfestigkeit führt. Demgemäß sind der Verbesserung der Warmfestigkeit durch

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Erhöhung des Kobaltanteils natürliche Grenzen gesetzt.

Bei Schneidwerkzeugen wird eine hohe Warmfestigkeit und Ermüdungsbeständigkeit gefordert, so daß insbesondere beim Zerspanen zur Herstellung tiefer Einschnitte mit großem Vorschub die Wirksamkeit des Werkzeugs erhöht wird. Bei verschleißfesten Werkzeugen wird auch verlangt, daß diese hohen Wärmebeanspruchungen widerstehen, insbesondere bei thermischen Verformungsvorgängen, wie beispielsweise beim Warmwalzen von Drähten. Den bekannten Hartlegierungen, insbesondere Sinterhartmetallen, sind natürliche Grenzen gesetzt und können die vorstehend genannten Anforderungen nicht erfüllen.

Bei den bekannten Sinterhartmetallegierungen, bei denen Kobalt als Bindemetall verwendet wird, ergeben sich Schwierigkeiten hinsichtlich der plastischen Verformungsbeständigkeit bei hohen Temperaturen. Diese treten schon bei normalen Schneidbedingungen bzw. beim normalen Zerspanen auf. Dies beruht auf dem niedrigen Schmelzpunkt der Kobaltphase, und die Wärmestandfestigkeit ist ebenfalls geringer als die der im vorstehenden genannten Materialien. Man hat im Hinblick darauf das Problem dadurch zu lösen versucht, daß man ein Metall mit hohem Schmelzpunkt, wie beispielsweise Wolfram anstelle von Kobalt, verwendet hat und derartige Legierungen sind beispielsweise in der US-PS 3 703 368 bekannt. Aus dieser Druckschrift ist ein Verfahren zur Herstellung einer (Ti, W) C₁ _ -W-Legierung bekannt, bei dem das Material erhitzt, geschmolzen und gegossen wird bei einer Temperatur von etwa 2. 500 C unter Ausnützung des eutektischen Punktes von Ti-W-C. Eine derartige Legierung wird im folgenden als Gußlegierung bezeichnet. Diese Legierung ist den Sinterhartmetallegierungen überlegen, insbesondere im Hinblick auf Verschleißfestigkeit und plastischer Verformungsfestigkeit bei hohen Temperaturen. Diese Legierungen sind jedoch in der Praxis aus den folgenden Gründen noch nicht zur Anwendung gekommen. Die erste Schwie-

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rigkeit besteht darin, daß die Gußlegierung eine niedrige Festigkeit, insbesondere mechanische Festigkeit, aufweist. Die zweite Schwierigkeit ist darin zu sehen, daß ein Gegenstand mit komplizierter Gestalt, welcher beispielsweise aus einem Sinterhartmetall hergestellt werden kann, ohne großen Aufwand nicht erzielt werden kann, da der Gegenstand durch Gießen trotz seiner hohen Härte hergestellt wird. Die dritte Schwierigkeit besteht darin, daß Legierungen, die auf einen Bereich in der Nähe des eutektischen Punktes begrenzt sind, nur in Abhängigkeit von der Gießtemperatur erhalten werden können. Die vierte Schwierigkeit besteht darin,, daß die eutektische Struktur nur durch rasches Abkühlen stabilisiert werden kann. Wenn daher Gegenstände mit großen Abmessungen erzeugt werden sollen, kann die gewünschte Struktur nicht ersielt werden,, Ferner sind (Ti, W)(C, N)-W-Gußlegierungen bekannt geworden, welche jedoch aus den gleichen Gründen in der Praxis nicht verwendet werden konnten.

Wenn sich⁰ die Gußlegierung mit der im vorstehend genannten Zusammensetzung mit Hilfe der Pulvermetallurgie herstellen lassen würde, könnten die vorstehend erwähnten zweiten und dritten Schwierigkeiten behoben werden. Unter dieser Voraussetzung sind verschiedene Versuche durchgeführt worden. Die erzielten Legierungen hatten jedoch keine ausreichend guten Eigenschaften, da die Zusammensetzung Carbide sowie Metalle mit hohem Schmelzpunkt, wie beispielsweise Wolfram und Molybdän, welche jedoch eine geringe Sinterfähigkeit aufweisen, besitzt. Man erhält daher keine ausreichend hohe Festigkeit.

Aufgabe der Erfindung ist es daher, eine Hartlegierung mit einem Metallbinder, der einen hohen Schmelzpunkt aufweist, zu schaffen, so daß für diese Legierung eine hervorragende Festigkeit erzielt wird.

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Zur Lösung dieser Aufgabe wird auf den beiliegenden Patentanspruch 1 und insbesondere noch auf den beiliegenden Patentanspruch 11 verwiesen.

In vorteilhafter Weise ergibt sich bei der Erfindung eine Hartlegierung, die aus einer metallischen Phase und einer harten Phase mit einer BiKristall struktur besteht.

Außerdem gewinnt man einen Werkstoff für ein Werkzeug mit hervorragender plastischer Verformungsfestigkeit bei hoher Temperatur. Auch die Wärmestandfestigkeit ist so hoch, daß sie von WC-Co-Legierungen nicht erreicht werden kann.

Die bei der Erfindung erzielte Hartlegierung besteht aus einer metallischen Phase und einer Hartmetallphase mit einer Bl-Kristallstruktur und weist die folgende Formel auf:

<^Mla> ^M2b> <^Cl-x-y· ^Ny' °A

wobei Μ., ein Element oder mehrere Elemente der Gruppe IVa, M„ ein Element oder mehrere Elemente der Gruppe Via, C Kohlenstoff, N Stickstoff, O Sauerstoff, a, b, χ und y Atomverhältnisse bedeuten und die folg ende Bedingungen erfüllen: a + b = 1; 0,1 i a/(a + b) = 0, 7; 0, 05 < χ = 0, 5; 0 = y = 0, 5 und 0,05 < χ + y < 0, 6, sowie ζ ein Atomverhältnis von (C + O + N)Z(M₁ + Μ,) bedeutet, wobei die Beziehung 0,1 = ζ ^ 0, 5 erfüllt wird.

In der beiliegenden Figur ist das Prinzip der Erfindung und der Überschuß, den die Erfindung gegenüber dem Stand der Technik aufweist, erläutert. Diese Figur zeigt ein Röntgenstrahlbeugungsdiagramm einer Legierung gemäß der Erfindung mit einer Zusammensetzung von

^(Ti0, 33^W0, 67^)(C0, 8⁰O, 2>0, 33' ^{Mit 1 sind Spitzen der W}-^{phase und mit} 2 sind Spitzen der TiC-Phase dargestellt.

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Bei der Bildung der flartsjoffphase hat sich überraschenderweise herausgestellt, daß die Sinterfähigkeit einer Hartlegierung beträchtlich erhöht sowie die Festigkeit verbessert werden kann, wenn man der Hart- -metallphase Sauerstoff zugibt, was bisher als beeinträchtigend bei der Sinterung von Hartlegierungen angesehen worden ist. Aufgrund dieser Erkenntnis schlägt die Erfindung eine Hartlegierung vor mit einem Bindemetall, das einen hohen Schmelzpunkt aufweist und das hervorragende Festigkeitseigenschaften besitzt und als Werkzeugmaterial verwendet werden kann.

Bei der Erfindung wird demnach Sauerstoff in die Hartstoffphasen der Hartlegierung eingebracht. Der Sauerstoff läßt sich bei dieser Legierung bedeutend schwieriger in die anderen Teile der Legierung einbringen als in die Hartstoff phase, so daß die Hartmetallphase eine Zusammensetzung von (M₁, M₀)(C, O) oder (M₁, M₀)(C, O, N) erhält. Dabei bedeu-

ί Δ Z Lo Z

ten M₁ ein Metall oder mehrere Metalle aus der Gruppe IVa des periodischen Systems, d.h. aus der Gruppe Ti, Zr und Hf,und M₀ ein Metall oder mehrere Metalle aus der Gruppe VIa des periodischen Systems, d. h. aus der Gruppe Cr, Mo und W. Die beiliegende Figur zeigt eine Legierung gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung mit einer Zusammensetzung von (Ti„ 33W» ₆f,)(C_q gO_ „)_ ^₃. Dabei werden lediglich eine W- und TiC-Phase ermittelt. Das gleiche ergibt sich bei einer Legierung, welche N enthält.

Sauerstoff ist daher in der Hartstoffphase als festes Lösungselement enthal ten, ohne daß dabei sich irgendwelche Oxide bilden. Die Wirkung, die sich dabei ergibt, ist in den folgenden Beispielen erläutert. Im allgemeinen ergibt sich eine Erhöhung der Legierungsfestigkeit. Außerdem ist die Formbeständigkeit wesentlich verbessert, wenn die Legierung als Schneidlegierung verwendet wird.

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Die bei der Erfindung einzuhaltenden Bereiche werden im folgenden erläutert. Die Legierung gemäß der Erfindung kann im allgemeinen durch folgende.Formel (1) wiedergegeben werden:

^u la' 2b' 3

My eines oder mehrere Elemente der Gruppe IVa M„: eines oder mehrere der Elemente der Gruppe VIa

Μ.γ eines oder mehrere der Elemente der Gruppe Va

G: Kohlenstoff

N: Stickstoff

0: Sauerstoff

In dieser Formel bedeuten a, b, c, χ und y Atomverhältnisse, die den folgenden Bedingungen genügen:

Für a, b und c gilt die Bedingung

a + b + c = 1
dabei kann c Null sein. Der Sauerstoffgehalt χ genügt der Bedingung

O, 05 i χ = 0, 5.

Wenn χ zu klein bemessen wird, ergibt sich keine Wirkung des Sauerstoffs. Wenn χ zu groß bemessen wird, ergibt sich eine Beeinträchtigung der Sinterfähigkeit. Wenn die vorstehende Bedingung erfüllt ist, ergibt sich eine Legierung mit hoher Festigkeit, ohne daß eine Beeinträchtigung durch die zusätzliche Wirkung des Sauerstoffs auftritt. Ein bevorzugter Bereich ist 0, 08 = χ = 0, 2. Die Festigkeit, die man erhält, genügt für die Verwendung als Schneid- bzw. Spanwerkzeuge.. Der Stickstoffgehalt y genügt der Bedingung

O=yio,5.

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Wenn y zu groß bemessen wird, ergibt sich eine Legierung mit verminderter Sinterfähigkeit und geringer Festigkeit. Die Zugabe an Stickstoff hängt von der beabsichtigten Verwendung ab und die Zugabe des Stickstoffs ist nicht immer erforderlich. Bei Zugabe von Stickstoff genügt jedoch die Summe aus Sauerstoff- und Stickstof fanteil χ + y der Bedingung

0, 05 = χ + y = 0, 6.

Wenn diese Summe zu groß bemessen wird, werden die Sintereigenschaften beeinträchtigt. Bi diesem Fall ist es dann notwendig, Sauerstoff mit einem Anteil von 0, 05 oder mehr zuzugeben. Kohlenstoff, Stickstoff und Sauerstoff sollen in dem Maße zugegeben werden, daß die obenstehende Bedingung für diese Anteile erfüllt wird. Die Zugabe von B und Si in kleinen Anteilen, welche zur Bildung der harten Phase der B!-Kristallstruktur geeignet sind,und in gleicher Weise zu C, N und O ist bei der Erfindung möglich. Ihre Anteile sollen jedoch 0, 02 oder weniger von C + N + betragen.

Die metallischen Elemente in der Legierung gemäß der Erfindung sind Hartmetalle aus der Gruppe IVa und die metallische Phase ist gebildet aus Metallen der Gruppe VIa₀ Die Metalle aus der Gruppe Va bewirken noch eine weitere Erhöhung der Festigkeit der Legierung. Diese Metalle sind jedoch in der Legierung nicht unbedingt notwendig.

Falls in der Legierung keine Metalle der Gruppe Va enthalten sind, gilt in bevorzugter Weise für a + b die Beziehung

0,1 = a/(a + b) = 0, 7

und bevorzugt

0,15 i a/(a + b) i 0, 5.

Wenn diese Summe geringer als 0,1 ist, ist der Anteil an der Hartstoff-Phase zu gering, so daß keine Hartlegierung entsteht. Wenn diese Summe

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mehr als O, 7 beträgt, ist der Anteil der metallischen Phase zu gering, so daß die erwünschte Festigkeit nicht vorhanden ist.

Das Verhältnis von nichtmetallischen Elementen zu metallischen Elementen (z = (C + N + O)Z(M- + M„ + M„)) genügt der Bedingung

0,1 S ζ i O, 5
und insbesondere

0,15 ^z ^0,4.

Wenn das Verhältnis geringer als 0,1 ist, ist der Anteil der Hartstoffphase zu gering. Wenn das Verhältnis mehr als 0, 5 beträgt, besteht die Gefahr der Ausfällung von freiem Kohlenstoff.

Wie im vorstehenden schon erwähnt wurde, kann durch die Zugabe der Metalle der Gruppe Va die Festigkeit der Legierung erhöht werden. Eine zu hohe Zugabe führt jedoch zur Ausfällung einer M„C-Phase, wodurch die Festigkeit der Legierung wieder verringert wird. Insofern sollte dann die Bedingung c/(a + b) < 0, 3 erfüllt werden. Aus den Metallen der Gruppe IVa wird Ti bevorzugt verwendet, da dieses im Handel am leichtesten erhältlich ist und das Rohmaterial in verschiedenen Pulverformen vorhanden ist. Von den Metallen der Gruppe VIa werden Mo und W bevorzugt aufgrund ihrer hohen Schmelzpunkte und hohen Festigkeiten. Cr besitzt einen Schmelzpunkt von weniger als 2.000° C. Es ist daher für die Hartphase bei der Legierung der Erfindung nicht geeignet. Die Zugabe innerhalb eines begrenzten Bereiches kann jedoch die Korrosionsfestigkeit erhöhen.

Wenn aus den Metallen der Gruppe VIa für M«, Wolfram verwendet wird,

kann die Zusammensetzung der Hartlegierung durch die folgende allgemeine Formel wiedergegeben werden:

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la' ^Wb' ^M3

M-: ein Metall oder mehrere Metalle der Gruppe IVa W: Wolfram

M · ein Metall oder mehrere Metalle der Gruppe Va C: Kohlenstoff
N: Stickstoff
O: Sauerstoff

a, b, c, χ und y: Atomverhältnisse der Metalle a + b + c = 1

0,15 ^ (a + c)/(a + b + c) i 0, 6 c/(a + c) i 0, 3

0, 05 = χ i 0,4 O £ y = 0, 5 0, 05 i χ + y i 0, 5 z: Atomverhältnis von

(C + N + O)AM₁ + W + M₃)
0,1 = ζ ^ 0,4.

Bei dieser Zusammensetzung können 20 Atom-% des Wolframs ersetzt werden durch Molybdän.

Wenn das Metall M„ der Gruppe VIa Molybdän ist, kann die Zusammensetzung der Hartlegierung durch folgende allgemeine Formel wiedergegeben werden:

(M_la, Mo_b> M_3c)(_Cl._x._yN_yO_x)_z

M₁: ein Metall oder mehrere Metalle der Gruppe IVa

Mo: Molybdän

M_Q: ein Metall oder mehrere Metalle der Gruppe Va

C: Kohlenstoff

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N: Stickstoff

O: Sauerstoff

a, b, Cj χ und y: Atomverhältnisse der Metalle

a + b + c = 1

0, 2 = (a + c)/(a + b + c) = 0, 7 c/(a + c) i 0, 3 Q, 5 Iz^ 0,4 O = y=0, 5 0,05 ix + y = 0,5

z: Atomverhältnis von

(C + N + O)Z(M₁ + Mo + M₃)

0,1 ^z =0,5

In dieser Zusammensetzung können 25 Atom-% oder weniger des Molybdän durch Wolfram ersetzt werden.

Es ist bekannt, daß die Metalle aus der Eisengruppe Cu, Ag und Pd als Sinterungsbeschleuniger für Metalle mit hohem Schmelzpunkt wirken. Bei vorliegender Erfindung können sie zum gleichen Zweck eingesetzt werden. Eine zu hohe Zugabe dieser Elemente wirkt sich jedoch nachteilig auf die Wärmebeständigkeit aufgrund ihrer niedrigen Schmelzpunkte aus. Der Gesamtanteil dieser Elemente sollte daher 2 %, bezogen auf die Gesamtanzahl der Atome, nicht übersteigen.

Es ist bekannt, bei der Sinterung von W die Festigkeit durch Zugabe von Re, ThO_n, Na, K, Ca, Al und Si zu erhöhen. Es lassen sich dadurch auch die Kristallpartikel steuern. Wenn bei der Legierung gemäß der Erfindung ein großer Anteil an W vorhanden ist, läßt sich dieser Effekt in gleicher Weise erzielen. Insbesondere eignet sich Re zur Erhöhung der Festigkeit der Legierung. Es ist nicht notwendig, eine große Menge an Re zuzugeben, zumal dieses Element teuer ist. Durch die Zugabe von Th, Na, K, Ca, Al und Si läßt sich die Partikelgröße steuern.

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Ein zu hoher Anteil dieser Stoffe führt jedoch zur Versprödung des Materials. Demnach sollte die Zugabe von Re, Th, Na, K, Ca, Si und Al auf einen Anteil von 2 % oder weniger, bezogen auf die Gesamtzahl der Atome, begrenzt sein.

Bei der Herstellung der Legierung gemäß der Erfindung ist es außerdem notwendig, die Atmosphäre während der Sinterung zu überwachen. Es wurden verschiedene Versuche unternommen, um den Sauerstoff in TiC zu lösen. Es hat sich herausgestellt, daß eine Atmosphäre von Kohlenmonoxid dabei geeignet ist. Wenn der Druck des Kohlenmonoxids geringer als 0,1 Torr ist, läßt sich eine Steuerung des Sintervorganges nicht durchführen. Ein bevorzugter Druck des Kohlennonoxids liegt bei 0, 5 Torr oder darüber. Wenn der Druck des Kohlenmonoxids hoch ist, ergibt sich die folgende Reaktion bei niedriger Temperatur:

2CO > C + CO₂.

Die Steuerung des Sauerstoffs,der der Legierung einzufügen ist, läßt sich bei erhöhter Temperatur noch wirksamer durchführen, deshalb wählt man als Temperatur für die Kohlenmonoxidatmosphäre bevorzugt 600 C oder darüber.

Wenn eine geringe Kristallkorngröße gefordert wird, wählt man ein Ausgangsmaterial, das während des Mischens pulverisiert werden kann. Die gewünschte Legierung läßt sich unter Verwendung geeigneter Carbide, Oxide, Nitride und fester Lösungen davon einzeln oder in Kombination erzielen. Im folgenden werden verschiedene Herstellungsverfahren für die Hartlegierungen gemäß der Erfindung anhand verschiedener Beispiele im einzelnen erläutert.

Die Eigenschaften der Legierung gemäß der Erfindung sind die folgenden:

«ο«πκτ/ 909813/1010

8985 N/ma

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(i) Die Festigkeit ist höher als die Festigkeit von Sinterhartmetallen mit gleicher Verschleißfestigkeit.

(ii) Die thermische Rißhärte ist ausgezeichnet.

(iii) Die Haftvermögen der Schmelze an Stahl, Kupfer und dgl. bei hoher Temperatur ist gering.

Aufgrund dieser Eigenschaften läßt sich die Legierung gemäß der Erfindung für verschiedene Zwecke verwenden.

Als Schneidwerkzeug bzw. Spanwerkzeug läßt sich das Zerspanen mit einem höheren Wirkungsgrad ausführen wegen der gegenüber Sinterhartmetallen herkömmlicher Art erhöhten Festigkeit und Härte. Wegen der hohen Verschleißfestigkeit eignet sich die Legierung auch als Material bei der Warmverformung. Die Warmverformung kann dann bei hoher Temperatur durchgeführt werden, wobei die Haftfähigkeit am Werkstück äußerst niedrig ist, so daß auch bei strengen Walzbedingungen der Verschleiß niedrig gehalten werden kann. Insofern eignet sich die Legierung gemäß der Erfindung insbesondere bei der Herstellung von Drähten durch Warmwalzen, wobei die Herstellgeschwindigkeit beim Durchlaufverfahren erhöht werden kann. Die Lebensdauer der aus der erfindungsgemäß hergestellten Legierung bestehenden Walzen ist erhöht wegen der verbesserten Verschleißfestigkeit. Da die Legierung außerdem eine verbesserte Hißbeständigkeit aufweist, können auch bei hohen Temperaturen Drähte mit glatter Oberfläche hergestellt werden.

Bei der Warmbearbeitung von Kupfer war es bisher nicht möglich, Sinterhartmetalle zu verwenden, da die Bindemetallphase der Sinterhartmetalle in Kupfer eindiffundiert ist. Die Legierung gemäß der Erfindung weist diesen Nachteil nicht auf und außerdem besitzt die Legierung eine höhere Verschleißfestigkeit als Werkzeugstahl. Demzufolge läßt sich die Legierung gemäß der Erfindung auch für Walzen in einem Drahtwalzwerk verwenden.

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Dabei können Drähte nicht nur aus reinem Kupfer sondern auch aus Kupferlegierungen, insbesondere aus Messing, hergestellt werden.

Sinterhartmetalle lassen sich für sich drehende Werkzeuge, wie beispielsweise Bohrer, Fräswerkzeuge und dgl., nicht verwenden. Im Gegensatz dazu läßt sich die Legierung gemäß der Erfindung aufgrund ihrer hohen Härte und Festigkeit für diese Zwecke verwenden.

Die erfindungsgemäße Legierung kann auch als Teil eines zusammengesetzten oder gemischten Materials verwendet werden. In neuerer Zeit werden Schneid- bzw. Spanwerkzeuge hergestellt aus Sinterhartmetall legierungen mit einem Oberflächenüberzug. Bei diesen Sinterhartmetall legierungen ist die Oberfläche mit einem verschleißfesten Material mit einer Dicke von einigen μπι überzogen. Auch die Legierung gemäß der Erfindung kann auf ihrer Oberfläche mit einem oder mehreren Carbiden, Nitriden, Boriden und Oxiden und festen Lösungen davon überzogen werden, wodurch die Verschleißfestigkeit noch weiter erhöht wird. Die Überzüge können in herkömmlicher Weise, beispielsweise durch Aufdampfen , durch Aufsprühen, durch Plasmäbeschichtung, durch Metallisieren und dgl., aufgebracht werden. Das Überziehen hat keine nachteiligen Wirkungen hinsichtlich der Härte und Festigkeit, da eine spröde X]' -Phase zwischen dem Substrat und dem Überzug nicht auftritt. Diese Versprödung tritt jedoch häufig bei bekannten Sinterhartmetallen, die mit einem Überzug versehen sind, auf.

Bei großflächigen Gegenständen reicht es in vielen Fällen aus, nur einen Teil derselben mit einem verschleißfesten Überzug zu versehen. Wenn jedoch als Material für diese Gegenstände als Überzug Sinterhartmetalle zum Überziehen von Stahl oder Gußeisen verwendet werden, läßt sich eine ausreichende Härte wegen der Reaktion zwischen diesen einzelnen Stoffen nicht erzielen. Bei der erfindungsgemäßen Legierung hat man jedoch einen hohen Schmelzpunkt und ein niedriges Reaktionsvermögen

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mit Stahl oder Gußeisen- Es lassen sich daher mil Hilie der Erfindung auch große Werkstücke mit verschleißfesten Überzügen gewinnen.

Die folgenden Beispiele dienen zur weiteren Erläuterung der Erfindung.

Beispiel 1

86 Gew. -% Wolfram mit einer Durchschnittskorngröße von 1, 5 μΐη und 14 Gew. -% Titancarbid mit einer Durchschnittskorngröße von 1 M-m werden abgewogen und in einem Naßverfahren während vier Stunden gemischt und zerrieben. Die Mischung wird getrocknet,und das dabei gewonnene Ausgangspulver besitzt eine Zusammensetzung von (Ti_n „.„ W_n O₇)C_n γ Das sich ergebende Pulver wird zu einem Würfel verpreßt mit Abmessungen von 20 χ 20 χ 10 mm. Der dabei aufgewendete

Druck beträgt 1, 5 t/cm . Der Würfel wird mit den folgenden Betriebsbedinguig en gesintert:

A) Erfindung

Raumtemperatur - 1.000⁰C Vakuum 10 Torr oder weniger 1.000°C - 1.800⁰C CO 100 Torr

1.800⁰C χ 1 h Vakuum 5 χ 10 Torr oder

weniger

B) Stand der Technik

1.800⁰Cx lh Vakuum 5 χ 10~² Torr

Die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung beträgt 10°C/min. Das

_2
Abkühlen wird in einem Vakuum von 10 Torr oder geringer durchgeführt.

Die erhaltenen Proben wurden gemessen, und es wurden die Anteile an Kohlenstoff und Sauerstoff festgestellt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle angegeben.

Tabelle I
Sinterverfahren Kohlenstoff (Gew. -%) Sauerstoff (Gew. -%)

A 2,60 0,42

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Die Zusammensetzungen der Sinterkörper waren folgende:

^{A) (Tl}0, 33' ^W0, 67^{) (C}0, 89⁰0,11*0, 36

^{B) (Tl}0, 33' ^W0, 67^{) (C}Ö, 997⁰O, 003*0, 33

2 Die Reißfestigkeiten dieser Legierungen betrug für A) 120 kg/mm

ο
und für B) 25 kg/mm .

Die Proben A) und B) sowie im Handel erhältliche Sinter hartmetalle mit der Bezeichnung ISO P30 und ein im Handel erhältliches gießbares Carbid [(Ti_{Oj 30}Zr_0j ^Vy ₆₈)C_{0> 3g}J , wurden unter den in der Tabelle 2 angegebenen Bedingungen Zerspanungsversuchen unterworfen»

	Tabelle 2	Test 2
	Test 1	Fräsen
Zerspanungsart	Drehen	SCM 3
Werkstück	SCM 3	140
Schnittgeschwindigkeit (m/min)	100	4
Zerspanungstiefe (mm)	β	0,42
Vorschub (mm)	0,80	20
Zerspanungszeit (min)	15

Die Ergebnisse dieser Versuche sind in der folgenden Tabelle 3 angegeben:

Tabelle 3

Probe Versuch 1 Versuch 2

A) Schneidenabstompfung 0, 01 mm Gut, Kratertiefe 0,005 mm

B) Schneidenabstampfung 0, 21 mm Abbröckeln Standzeit 5 min P30 Schneidenabstampfung 0,19 mm+ Gut, Kratertiefe 0, 06 mm

Gießfähi- Schneidenabstampfung 0, 01 mm Abbröckeln Standzeit 2 min

ges Carbid

Bemerkung: + Standzeit 1 min

8985 ^J ©09813/1010

Aus diesen Ergebnissen ist zu ersehen, daß die Sinterhartmetallegierung nach ISO P30 ein gutes Verhalten beim Zerspanungsversuch zeigt, wenn diese Legierung für Fräser verwendet wird. Die Schneidspitze zeigt jedoch eine erhebliche plastische Verformung beim Zerspanen, wie aus dem Versuch 1 zu ersehen ist. Die gießbaren Karbide besitzen beim Versuch 1 gute Eigenschaften, jedoch ergibt sich ein Abrieb bzw. ein Abbröckeln beim Verwenden als Fräser. Die Probe B) besitzt beim Zerspanen nicht die notwendige Verschleißfestigkeit. Die Probe A), welche ein Ausführungsbeispiel der Erfindung ist, zeigt in beiden Versuchen gute Ergebnisse.

Beispiel 2

TiO mit einer Korngröße von 2 μηα und TiC mit einer Durchschnitts korngröße von 2 μηα werden gemischt und auf 1.800⁰C erhitzt. Es ergibt sich eine feste Lösung vom Bl-Typ von Ti(C_{0 6}, O_{Q 4})_{Q g}g.

18,1 Gew. -% der sich dabei ergebenden festen Lösung, 54 Gew. -% Wolfram mit einer Durchschnittskorngröße von 2 ^m und 28,1 Gew. -% Molybdän mit einer Durchschnittskorngröße von 2 μΐη werden wie im Beispiel 1 gemischt und ein Ausgangspulver mit einer Zusammensetzung von 25 Atom % Mo - 25 Atom % W - 25 Atom % Ti - 15 Atom % C 10 Atom % O zubereitet. Diese Mischung wird verpreßt und im Vakuum bei 1.800 C gesintert. Man erhält auf diese Weise jedoch eine Legierung, in der Poren zurückbleiben. Die Reißfestigkeit beträgt

2
etwa 20 kg/mm .

Wenn die Sinterung gemäß der Erfindung durchgeführt wird, erhält man

2 eine porenfreie Legierung mit einer Reißfestigkeit von 105 kg/mm und mit einer Zusammensetzung von (Ti_{n q}.₃Mo_n O₁W_n «*)

U, oo U, oo U, OO

^(C0, 63⁰O^O, 34*

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Raumtemperatur - 1.000°C Vakuum (1 χ 10 Torr oder weniger)

1. 000 - 1. 700°C CO (300 Torr)

1. 700°C χ 1 h Vakuum (5 χ 10 Torr oder weniger)

Beispiel 3

Legierungen mit der in der Tabelle 4 gezeigten Zusammensetzung werden wie im Beispiel 1 hergestellt und durch Endbearbeitung in eine Form nach SPU 854 gebracht. An diesen Proben werden dann Schnittversuche mit einem spitzen Winkel von O und einem Seitenwinkel von 6 mit den folgenden Bedingungen durchgeführt:

Werkstück S45C (H_ß 240)

Schnittgeschwindigkeit 80 m/min

Vorschub 1, 2 mm

Schnittiefe 5-13 mm.

Das Werkstück war ein geschmiedeter Gegenstand mit aufgerauhter Oberfläche, so daß die Schnittiefe zwischen 5 bis 13 mm sich änderte.

In Anbetracht, daß beim Werkstück hinsichtlich dessen Eigenschaften Streuungen auftreten können, wurden die Versuche zwei bis viermal wiederholt, so daß sich Durchschnittsstandzeiten ergeben haben. Diese sind in der folgenden Tabelle 4 angegeben.

Aus diesen Ergebnissen ist zu ersehen, daß die Legierungen, welche Ausführungsbeispiele der Erfindung sind, gegenüber bekannten Sinterhartmetallen eine um drei- bis fünffach erhöhte Standzeit aufweisen. Darüber hinaus besitzen diese Legierungen auch bessere Eigenschaften als im Handel erhältliche gegossene Hartlegierungen. Das beste Ausführungsbeispiel zeigt um 60 % verbesserte Eigenschaften.

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Tabelle

Zusammensetzung

Durch- Zahl Standzeitschnitts- der ende
stand- Wieder- durch
zeit(min.) holungen

Erfindung

(^Tl0, 33' ^W0, 67^^C0, 8⁰O, 2^0, 33 , 33^W0,

, 2 °0, 2^0, 130
150

Abbröckeln

Abbröckeln

^(Ti0,33^Mo0,67^)(C0,8⁰O, 2^,33

108

Bruch

^(Ti0, 33^Mo0, 67^)(C0, 6*0, 2⁰O, 2^}0, 121

Abbröckeln

18^W0,82ⁿ^0,8^U0, 2^;0,18 113

Verschleiß

33^Mo0, 33^W0, 33^)(C0, 6^N0, 2⁰O, 2^}0, 163

Abbröckeln

27^Zr0, 07^W0, 66^)(C0,8°0, 2⁾ 0, 143

Abbröckeln

^(Tl0, 27^Hf0, 07^W0, 66^)(C0, Λ, 2⁰O, 2^0, 110

Abbröckeln

, 24^V0, 09^Mo0, 33^W0, 33^^C0,8⁰O, 2^0, 33 109 4

ⁱ0, 27^Nb0, 07^Mo0, 33^W0, 33^^C0, 8°0, 2>0, 33 ¹²⁷

Bruch
Abbröckeln

13/1010

<^ΤίΟ, 27^Ta0, 07^ΜθΟ, 33^W0, 33^)(C0, 6^N0, 2°O, 2>0, 33 ¹⁷⁵

(^Ti0, 33^W0, 67^0,8⁰O, 2>0, 33"^{1 at % Ni 128}

2840315

⁴ Abbröckeln

² Abbröckeln

^(Ti0, 33^Mo0, 67^)(C0, 68^N0,12°0, 2*0, 34"¹

at % Ni

Abbröckeln

, 33^MO0, 33^W0, 34^C₀, 68^N0,12⁰O, 2^0, 33"°'

at % Pd

Abbröckeln

<^Ti0,10^Zr0,25^W0, βΒ>ί°0, <Ρθ, 2⁰O, 2>0_f 32 ¹²⁵

(^Ti 0, 33^W0, 67^^C0, 8°0, 2^0, 33 ~^{l at % Co}

^^Ti0, 33^W0, 67><^C0, 8°0, 2>0, 33 '°' ^{5 at % Fe}
(Ti_n „„W_{n fi7})(C_{ft R}O_n J_n „ -0, 5 at % Cu

(Ti W )(C_ft „Ο J , -0,5 at % Ag
0,33 0,67 0,8 0,2 0,3

Vergleichslegierungen

Abbröckeln

Abbröckeln

Abbröckeln

Plastische

Deformation der Schneide

Plastische

Deformation der Schneide

ⁱ0,33^W0,67>^C0,33

ⁱ0,33^Mo0,33^W0,33^)C0,33

^Bruch

^Bruch

<^Ti0,37^W0,63^⁰0,75⁰0,25>0,097

Plastische Deformation der Schneide

909813/1010

(^Ti0,6^W0,4>(^C0,8^O0,2>l,0

Abbröckeln

^(TiO, 33^W0, 67^)C0, Λ, 4⁰0,4^0,

Bruch

ⁱ0, 32^W0, 68><^C0, 79⁰O, 21>0, 34 "^{5 at % Ni}

³⁰

Plastische Deformation der Schneide

Stand der Technik

ISO P 20

ISOP30

Gießfähiges Carbid

15

32

114

Bruch infolge Rißbildung

Bruch infolge Rißbildung

Abbröckeln

Beispiel 4

Die Legierungen wurden wie beim Beispiel 3 hergestellt,und zu Vergleichszwecken wurden Fräser hergestellt. Der Einsatz besaß eine Schrägkante von 0,4 mm χ -15° und wurde in einem 10 Zollfräser mit einem axialen Ansatzwinkel von +8 und einem radialen Ansatzwinkel von 0 befestigt:

Werkstück Schnittgeschwindigkeit Vorschub Schnittiefe

S55C (EL.270) 120 m/min 0, 5 mm 10 mm

Die Ergebnisse sind in der Tabelle dargestellt.

§09813/1010

Tabelle

Zusammensetzung

Standzeit
(min)

Standzeit ende durch

Erfindung

^(TiO, 33^W0, 67^)(C0, 8⁰O, 2^0, 33 ^(Tl0, 33^W0, 67^)(C0, Λ, 2⁰O, 2^0, 33 ^(Ti0,33^Mo0,67^)(C0,8°0,2⁾0,33 ^(Ti0, 33^Mo0, 67^)(C0, 6% 2⁰O, 2^0, 33 ^l0,18^W0, 82^^C0, 8⁰O, 2^0,18

^(Ti0, 33^Mo0, 33^W0, 33^)(C0, 6^0, 2⁰O, 2^0, ^l0, 27^Zr0, 07^W0, 66^^C0, 8⁰O, 2^0, ^l0, 27^Hf0, 07^W0, 66^^C0, Λ, 2°0, 2^0,

2°

, 24^V0, 09^Mo0, 33^W0, 33^^C0, 8⁰O, 2^0,

^(Ti0, 27^Nb0, 07^Mo0, 33^W0, 33^)(C0, 8°0, 2^0, ^(Tl0, 27^Ta0, 07^Mo0, 33^W0, 33^)(C0, Λ, 2⁰O, 2^0,

46 Abbröckeln

58 Auskolkung

48 Abbröckeln

56 Auskolkung

45 Auskolkung

70 Auskolkung

48 Abbröckeln

43 Abbröckeln

51 Abbröckeln

64 Auskolkung

74 Auskolkung

43 Auskolkung

909813/1010

^(TiO, 33^Mo0, 67><^C0, 68^N0,12°0, 2>0, 34 "^{X at}

SO Auskolkung

, 33^M°0, 33^W0,

at%Pd

, 68^N0,12°0, 2>0, 33

62 Auskolkung

₅₈ ⁰O,^ 33

42 Auskolkung

<^T10, 33^W0, 67^⁰O, 8°0, 2>0, 33 ~°> ^{5 at % Fe}

40 Auskolkung

^(Ti0, 33^W0, 67^⁰O, 8⁰O, 2^0, 33 "°' ^{5 at % Cu}

40 Auskolkung

^(Ti0, 33^W0, 67^)(C0, 8⁰O, 2>0, 3 "°' ^{5 at}

Auskolkung

^(Ti0,10^Zr0, 25^W0,

, Λ, 2⁰O, 2>Q, 32

48 Auskolkung

Vergleichslegierungen

^l0, 33^W0, 67* ^C0, 33

Bruch

^(Ti0,33^MV33^W0,33>^C0,33

Bruch

^(Tl0, 37^W0, 67^)(C0, 75°0, 25*0, 097

^(Ti0, 32^W0,

, 79⁰O, 21^0, 34~^{5 at} % ^Ni

12	Plastische Deformation der Schneide
3	Abbröckeln
21	Bruch
30	Plastische Deformation der Schneide

8985

909813/1010

Stand der Technik

ISO P 20

ISOP30

Gießbares Carbid

20 Bruch durch

Rißbildung

33 Bruch durch

Rißbildung

5 Abbröckeln

Beispiel 5

85 Gew. -% Wolfram mit einer Durchschnittskorngröße von 1 μπι und 15 Gew. -% TiC mit einer Durchschnittskorngröße von 1 μΐη werden in einem Naßverfahren miteinander gemischt, getrocknet und verpreßt. Anschließend wird gesintert bei den folgenden Bedingungen. Aus der gewonnenen Legierung wird eine Walze für die Walzdrahtherstellung mit einem Außendurchmesser von 150 cm gefertigt:

o.

Taumtemperatur - 1.000 C 1.000 - 1. 600°C

o.

1.600 - 1.700 C 1.700°C

Aufheizgeschwindigkeit 5 C/min.

Vakuum 5 χ 10 Torr oder weniger CO Atmosphäre Pco = 100 Torr Vakuum 1 χ 10 Torr oder weniger lh

Die Analyse der gewonnenen Legierung ergibt eine Zusammensetzung von ^(Ti0, 34^W0, 66^)(C0, 78⁰O, 22*0, 37, ^{Die Walze} ™^{Γά in einem} Walzgerüst eingebaut und mit einer WC-20 % Co-Legierung verglichen. Die Walzdruckkräfte bis zum Standzeitende waren die folgenden:

8985

909813/1010

Erfindung: Ein Standzeitende hat sich nicht ergeben, selbst bei einer Walzdruckkraft von 1.200 t.

Sinterhartmetall: Das Standzeitende ergab sich bei einer Walzdruckkraft von 500 t.

In dem bekannten Sinterhartmetall hatten sich mehrere Risse gebildet, und es ergab sich ein Draht mit rauer Oberfläche. Bei der Erfindung ergaben sich keine Risse und das Walzen konnte mit einer Walzdruckkraft von 1. 200 t durchgeführt werden.

Beispiel 6

Es wurde ein Walzwerk für die Drahtherstellung mit Walzen aus den in der folgende Tabelle 6 angegebenen Legierungen bestückt. Beim Walzen wurde ein Werkstück nach SUS 304 bearbeitet und die Standzeiten ermittelt. Als Ausgangsmaterial wurde ein Draht mit einem Durchmesser von 8 mm verwendet, der auf einen Durchmesser von 6 mm bearbeitet wurde.

Die folgenden Zusätze waren den Formen beigegeben:

Re: Zugegeben als W-Pulver mit einem Anteil von 5 Atom % Re, K: Zugegeben als K„O,
Ca: Zugegeben als CaO,
Si: Zugegeben als SiO₂,

Al: Zugegeben als W- oder Mo-Pulver mit einem Anteil von 5 Atom % von Al.

Die Sinterung wurde wie im Beispiel 5 durchgeführt.

909813/1010

Tabelle 6

Zusammensetzung Stand

zeit (min.)

<^TiO, 34^W0, ββ><°0, 86⁰0,14>0_f 35"¹' ° ^{at % K 84}°

, 34^W0, ββ^Ο, 86⁰0,14>0, M"⁰' ^{8 at % Ca 78}°

ⁱ0, 33^W0, 67^^C0, 82⁰0,18^0, 36"¹' ^{2 at % Al 700}

, 33^W0, 67^^C0, 86⁰O, u\ 35"¹' ^{3 at % Si 700}

<^Ti0, 35^W0, 33^Mo0, 32^⁰0,48^N0, 39⁰0,13^}0, 36"¹' ° ^{at% K 85}° ⁱ0, 27^W0, 68^Ta0, 05^^C0,45^N0, 35°0, 2> 0,42 "¹^ ^{2 at % K 87}°

, 27^Zr0, 07^W0, 6β>ί°0, 76°0, 24^ 0, 35 " ¹^ ^{X at % Re 80}°

(^Ti0, 34^W0, 61^Ta0, 05^^C0,86⁰0,14>0, 35'°' ^{7 at % Ca}"

0,4 at % Ni-O, 7 at % Ca 760

(Ti_n O₁Mo_{n fi},V_{n n}r)(C_{n ft}.N_{n n4}0_n ^)_n „_n-0, 6at%

U, Jl U, 04 U,U0 U, oO U, U4 U, 11 U, OU

1, 3 at % Al 960

^(Tl0, 33^W0, 67^)(C0, 997⁰O, 003^0, 33 ²⁰⁰

(^Ti0,34^W0,67^^C0,86°0,14⁾0,35 ⁴⁸⁰

(^Ti0, 33^W0, 67^^C0, 996⁰O, 004^0, 33"¹' ° ^{at % Re 280}

Sinterhartmetalle (WC-20 % Co) 250

909813/1010

Beispiel 7

In einem Walzwerk für die Drahtherstellung wird ein herkömmlicher Stahl (Kohlenstoffgehalt: O₅ 3 % oder weniger) für die Führungswalze zum Führen des Drahtes zu einem Bearbeitungswerkzeug verwendet. Es ergaben sich dabei Risse in der Oberfläche bei der Erhitzung des Drahtes auf etwa 1.000⁰C.

Im Vergleich dazu wurde diese Führungsrolle aus den in der Tabelle 7 angegebenen Legierungen hergestellt und mit anderen Legierungen verglichen:

Tabelle

Zusammensetzung

Walzdruck- Standzeit kraft (t) ende durch

Erfindung

^(Ti0, 33^W0, 67^)(C0, 8⁰O, 2^}0, 33

13.500 Verschleiß

^(Tl0, 33^W0, 67^^C0, A, 2⁰O, 2^0,

<^Ti0, 33^Mo0, 67^0,8⁰OA 33

^(Tl0, 25^Mo0, 75^)(C0, δ\ 25°0, 25*0,

14.000 Verschleiß oder mehr

7.800

Draht mit

rauher Oberfläche

10.600 Verschleiß

<^Ti0, 33^Mo0, 26^W0,41^^C0, 6*0, 2⁰O, 2>0,

^(Tl0, 27^Zr0, 07^W0, 66^^C0, 6°0,4^0,

14.500 Verschleiß oder mehr

13,000 Verschleiß oder mehr

909813/1010

, 27^Hf0, 07^W0, 66^^C0, 6^N0, 2⁰O, 2*0, 33

^l0, 24 ^V0,1O^M°O, 33^W0, 33^^C0, 8°0, 2^0, 33

^(Tl0, 27^Ta0, 07^M°0, 33^W0₅ 33^)(C0_s ^Q, 2°0, 2^0, ^(Ti0, 27^Nb0, 07^M°0, 33^WO_s 33^)(C0, 72⁰O₅ 28^}0, 33

13.000 Verschleiß oder mehr

13.000 Verschleiß oder mehr

15.000 Verschleiß oder mehr

14,000 Verschleiß oder mehr

12,900 Bruch

<^Ti0, 33^M°0, 33^W0, 33^)(C0, 6*0, 2°0, 2>0, 33~⁰' ⁵

at%Pd

14.000 Verschleiß

Vergleichslegierungen

Sinterhartmetalle (WC-17 %Co)

^l0, 33^W0, 67^^C0, 33

2.000

Draht mit

rauher

Oberfläche

6.000 Bruch

Beispiel 8

88, 2 Gew. -% Wolfram-Pulver mit einer Durchschnittskorngröße von 2μηι und 11, 8 Gew.-% TiC-Pulver mit einer Durchschnittskorngröße von 1 μπι werden abgewogen und in einer Kugelmühle naß behandelt, getrocknet und
mit einem Bindemetall vermischt. Es wurde ein Bohrer mit 10 mm Durchmesser hergestellt. Die Sinterung wurde wie im Beispiel 1 durchgeführt.
Die Zusammensetzung der Legierung war (Ti_{Q 28}W_{Q 72})(C₀ ^gO_{0 22})_{Q 2Q}.

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Das zu behandelnde Werkstück bestand aus Stahl S 45 C mit einer Dicke von 40 mm. Bohrer aus dem vorstehend beschriebenen Material aus Schnellstahl SKH 9 und aus einem Sinterhartmetall werden im Hinblick auf Standzeit untersucht. Das Bohren wurde mit einer Umlaufs chnittgeschwindigkeit von 12 m/min und einem Vorschub von 0,125 mm durchgeführt. Mit dem Bohrer, der aus einem Material nach der Erfindung hergestellt war, wurden 180 Bohrungen durchgeführt. Der Bohrer konnte noch für weitere Bohrvorgänge verwendet werden. Mit dem Bohrer aus dem Schnellstahl konnten lediglich 28 Bohrungen durchgeführt werden. Mit dem Bohrer aus dem Sinterhartmetall konnten nur 76 Bohrungen durchgeführt werden.

Beispiel 9

Eine Walze für ein Warmwalzwerk zur Herstellung von Kupferdraht wird aus einem Material des Beispiels 8 hergestellt. Diese Walze wird im letzten Walzgerüst verwendet und arbeitet für einen Drahtdurchmesser von 8 mm. Walzen aus bekanntem Werkzeugstahl und aus einem Sinterhartmetall hatten Standzeitenden bei 300 bis 500 t aufgrund der Haftung des Kupfers auf der Walzenoberfläche. Hieraus resultierte eine Aufrauhung der Oberfläche der Walze. Bei der Walze, welche mit einem Material nach der Erfindung hergestellt wurde, ergab sich selbst bei einer WaIzdruckkraft von 1.500 t keine Beeinträchtigung der Walzenoberfläche.

Beispiel 10

Eine Gießform für einen Zahnradrohling wurde aus einer Legierung nach der Erfindung, wie sie im Beispiel 1 beschrieben ist, mit einem Diamantschleifer hergestellt und wurde dann zum Warmschmieden eines eisenreichen Sinterkörpers mit einer Porosität von 29 % verwendet. Die Tempe-

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ratur betrug 900 C. Die Standzeit war nach der Bearbeitung von 15. 000 Werkstücken beendet. Bei Verwendung einer Legierung nach der Erfindung war die Bearbeitung von 80.000 Werkstücken möglich.

Beispiel 11

Eine Legierung mit einer Zusammensetzung von (TL, ogWg Q wird wie im Beispiel 1 hergestellt und mit verschiedenen Überzügen versehen. Es werden dann die folgenden Schnittversuche durchgeführt.

81^0 19^0 37

Werkstück

Schnittgeschwindigkeit

Schnittiefe Vorschub Einsatz Werkzeughalter

SCM 4 (H„ 280) 80 0 χ 400 140 m/min 2 mm

0, 36 mm SNG 432 N 11R - 44

Die Ergebnisse sind in der Tabelle 8 dargestellt.

	Tabelle	Überzug	8	Flankenabnützung
	TiC 6μ		Flankenabnützung
Erfindung	TiC 5μ^ Α12Ο31μ	Standzeit (min)
Erfindung	TiC 2μ^ Ti(CN)	50	Flankenabnützung
Erfindung	2μ\ΤίΝ 2 μ	80	Flankenabnützung
	TiN 6μ		Abbröckeln
Erfindung	Al2O3 4U	70	Flankenabntitzung
Erfindung	TiN 8μ *	50	Abbröckeln
Erfindung	Ti (CN) 7μ *-*	60
Erfindung	85
70

909813/1010

Sinterhart- ISO P 10 metall	18	Auskolkung
Sinterhart- P 20 metall	7	Auskolkung
Handelsüblicher TiC 6μ überzogener Einsatz	25	Auskolkung
Handelsüblicher TiC 5μ*» Al3O3 1μ überzogener Einsatz	40	Auskolkung
Handelsüblicher TiN 6μ überzogener Einsatz	35	Auskolkung

Bemerkung: * Physikalisches Aufdampfen ** Plasmachemisches Aufdampfen im Plasma

(Andere Überzüge mit herkömmlichem chemischem Aufdampfen).

Bei den bekannten Sinterhartmetall en und bei den handelsüblichen, mit einem Überzug versehenen Einsätzen trat das Standzeitende durch Auskolkung auf. Bei Verwendung der Legierungen nach der Erfindung war die Auskolkung geringer,und das Standzeitende trat durch Verschleiß an den Flanken auf. Bei diesen Bedingungen zeigten die bekannten Sinterhartmetalle eine erhebliche Auskolkung und bei den beschichteten Einsätzen ergab sich die Auskolkung,nachdem der Überzug verschliessen war. Bei den Legierungen nach der Erfindung ergab sich das Standzeitende nicht aufgrund von Auskolkung, da das Substrat selbst äußerst verschleißfest ist.

Ein Zylinder mit einem Außendurchmesser von 15mm, einem Innendurchmesser von 10 mm und einer Höhe von 40 mm wurde aus einer Legierung mit einer Zusammensetzung von (Ti_Q 33W₀ gi7)(^c ₀ 3O₀ 2^0 33 ^{wie im} Beispiel 1 hergestellt. Dieser Zylinder wurde in der Mitte einer zylin-

8985

909813/1010

drischen Sandgußform mit einem Innendurchmesser von 50 mm und einer Höhe von 40 mm angeordnet. In dieser Gußform wurde Stahl (C 0,45 %, Mn 0, 6 %) gegossen. Nach dem Abkühlen wurde das Gießprodukt von der Form entfernt und einer maschinellen Bearbeitung unterzogen, so daß sich ein Werkzeug ergab. Bei der Untersuchung dieses Werkzeugs stellte sich heraus, daß praktisch keine Reaktion zwischen der Hartlegierung und dem gegossenen Stahl stattgefunden hat. Auch änderten sich die Eigenschaften der Hartlegierung während des Herstellungsvorganges kaum.

Bei Verwendung eines bekannten Sinter hartmetalles stellte es sich heraus, daß die Temperatur des geschmolzenen Stahlszu hoch war, so daß die Gestalt des Werkzeuges nicht erhalten werden konnte und außerdem ergaben sich Reaktionen zwischen den Materialien.

909813/1010

Claims (12)

Liedl, Moth, ZeillerMai-eTeL-Nr. 080/22944 Patentanwälte München 2 2 · Steinsdorfstraße 21 - 2 2 · Telefon 089 / 29 84 62 Sumitomo Electric Industries, Ltd. 15, 5-chome, Kitahama, Higashi-ku, Osaka, Japan Hartlegierung und Verfahren zur Herstellung dieser Hartlegierung Patentansprüche:

1. Hartlegierung, bestehend aus einer metallischen Phase und einer Hartstoffphase mit B1 -Kristallstruktur, gekennzeichnet durch folgende allgemeine Formel:

<^Mla> ^M2b>^(Cl-x-y ^Ny °,

wobei M₁ wenigstens ein Metall der Gruppe IVa ist, M„ wenigstens ein Metall der Gruppe VIa ist, C Kohlenstoff bedeutet, N Stickstoff bedeutet, O Sauerstoff, bedeutet, a, b, χ und y Atomverhältnisse sind, welche den Beziehungen a + b = 1, 0,1 ^ a/(a + b) S 0, 7, 0, 05 < χ i 0, 5, 0 = y = 0, 5 und 0, 05 = χ + y = 0, 6 genügen, und ζ das Atomverhältnis von (C + O + N)/ (M. + M„) bedeutet und der Beziehung 0,1 ^ ζ ^ 0, 5 genügt.

2. Hartlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß M„ Wolfram und/oder Molybdän bedeutet.

A 8985 - N/G

3. Hartlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die allgemeine Formel

(M₁ , M-. , M₀ XC₁ N O ) ^v la' 2b 3c 1-x-y y χ ζ

wobei M₁ wenigstens ein Metall der Gruppe IVa ist, M₀ wenigstens ein Metall der Gruppe VIa ist, M., wenigstens ein Element der Gruppe Va

«3

ist, C Kohlenstoff bedeutet, N Stickstoff bedeutet, O Sauerstoff bedeutet, a, b, c, χ und y Atomverhältnisse sind, welche den Beziehungen a + b + c = 1, 0,1 i (a + c)/(a + b + c) i 0, 7, c/(a + c) i 0, 3, 0, 05 = χ = 0, 5, 0 = y = 0, 5 und 0, 05 i χ + y = 0, 6 genügen, und ζ das Atomverhältnis von (C + N + O)/(M* + M„ + M₃) bedeutet und der Beziehung 0,1 ^ ζ ^ 0, 5 genügt.

4„ Hartlegierung nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß M₂ Wolfram und/oder Molybdän ist.

5. Hartlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß Rhenium der Legierung mit einem Anteil von höchstens 2 %, bezogen auf die Gesamtanzahl der Atome, zugesetzt ist.

6. Hartlegierung nach Anspruch 1 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß wenigstens eines der Elemente Calium, Calcium, Natrium, Silicium und Aluminium in einem Anteil von höchstens 2 %, bezogen auf die Gesamtzahl der Atome, der Legierung zugesetzt ist.

7. Hart legierung nach Anspruch 1 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß wenigstens ein Metall aus der Eisengruppe Kupfer, Silber und Palladium zur Beschleunigung der Sinterung zugesetzt ist.

909813/101Ö 8985

8. Verfahren zur Herstellung einer Hartlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß das Ausgangspulvermaterial verpreßt und gesintert wird, wobei wenigstens ein Teil der Sinterung in einer Kohlenmonoxidatmosphäre, bei einem Druck von wenigstens 10 Torr, insbesondere 0, 5 Torr, durchgeführt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß während der Sinterung bei der Kohlenmonoxidatmosphäre während wenigstens eines Teils dieses Sinterschritts auf wenigstens 600° C aufgeheizt wird.

10. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, daß wenigstens zwei Carbide, Nitride, Oxide und feste Lösungen davon als Ausgangspulvermaterial verwendet werden.

11. Verwendung eines der Sinterhartmetalle nach einem der Ansprüche 1 bis 10 als Spanwerkzeug, als Werkzeug bei der Warmverformung, als Substrat für einen Überzug oder als Werkzeug zur Bearbeitung von Kupfer.

12. Verwendung einer der Hartlegierungen nach einem der Ansprüche bis 10 als wärmebeständiger und verschleißfester zusammengesetzter Gegenstand, von dem ein Teil zur Erzielung der Verschleißfestigkeit und der Wärmebeständigkeit aus einer Hartlegierung nach einem der vorstehenden Ansprüche besteht und der andere Teil des zusammengesetzten Gegenstandes aus einem Gießmetall oder einer Stahllegierung besteht.

909813/1010 8985