DE2621472C2 - Verwendung einer Hartlegierung für Schneid-,Scher-oder Verformungswerkzeuge - Google Patents
Verwendung einer Hartlegierung für Schneid-,Scher-oder VerformungswerkzeugeInfo
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Description
<r
~ Ll+
M2
gegeben ist, aufweist und daß höchstens 15% der Körner der harten Phase größer als 1,2 μπι sind.
2. Verwendung einer Hartlegierung nach Anspruch 1, die aus 15—30 Atom-% Ti, Zr und/oder Hf, 15—33
Atom-% C und/oder N, höchstens 6 Atom-% Cr, höchstens 6 Atom-% Mo, höchstens 4 Atom-% W,
höchste!* 12 Atom-% Co, höchstens 3 Atom-% Ni, höchstens 4 Atom-% Si, höchstens 2 Atom-% Mn und
Eisen als Rest besteht, für den Zweck nach Anspruch 1.
3. Verwendung einer Hartlegierung nach Anspruch 1, die aus 18—38 Atom-% Ti, Zr und/oder Hf, 15—33
Atom-% C und/oder N, 2—15 Atom-% Mn, höchstens 3 Atom-% Cr, höchstens 3 Atom-% Mo, höchstens 3
Atom-% Ni und Eisen als Rest besteht, für den Zweck nach Anspruch 1.
4. Verwendung einer Hartlegierung nach Anspruch 1, die aus 12—30 Atom-% Ti, Zr und/oder Hf, 12—33
Atom-% C und/oder N, höchstens 16 Atom-% Cr, höchstens 10 Atom-% W, höchstens 10 Atom-% Mo,
höchstens 10 Atom-% Al und Rest Fe, Co und/oder Ni besteht, für den Zwev* nach Anspruch 1.
5. Verwendung einer Hartlegierung nach Anspruch 1, bei der die harten Bestandteile aus Nitriden,
und/oder Karbonitriden bestehen und das Mol-Verhältnis N : N + C höchstens 035 beträgt, für den Zweck
nach Anspruch 1.
6. Verwendung einer Hartlegierung nach Anspruch 1, bei der die harten Bestandteile aus Nitriden und/
oder Karbonitriden bestehen und das Mol-Verhältnis N : N+C höchstens 0,60 beträgt, für den Zweck nach
Anspruch 1.
7. Verwendung einer Hart!«gierung nach Anspruch 1, bei der der Metallbinder oder die Metallmatrix
mindestens 50 Gew.-% ausmacht, für den Zweck nach Anspruch 1.
8. Verwendung einer Hartlsgierun.g nach Anspruch 1. bei der die harten Bestandteile aus fein verteilten
Nitriden und/oder Karbonitriden bestehen, und das Mol-Verhäitnis (Ti+ Zr + Hf+V + Nb+Ta): (Cr + Mo+W) größer als 25 ist, für den Zweck nach Anspruch 1.
Die Erfindung betrifft eine Legierung mit ausgezeichneten Eigenschaften bei der Anwendung für Werkzeuge,
wie Schneidwerkzeuge, Scherwerkzeuge oder Verformungswerkzeuge.
Für die Verwendung bei solchen Werkzeugen oder Teilen stehen seit langer Zeit eine große Zahl von
Materialien zur Verfügung, die verschiedene Verwendungsbereiche und Bedarfsbereiche überdecken, und zwar
abhängig von den Eigenschaften oder der Wirksamkeit der Materialien in Bezug auf ihren Preis oder ihre
Herstellungskosten. Unter solchen Materialien können genannt werden: Diamanten, Keramiken, Hartmetall,
Schnellarbeitsstahl, »Stellite« und warm bearbeitbare titan-karbidreiche Legierungen, beispielsweise »Ferro-TiC«.
Es ist versucht worden, den Bereich zu überdecken, der zwischen der großen Materialgruppe »Hartmetall«
mit einem Anteil von harten Bestandteilen oder Karbiden oft um 90% und der anderen großen Materialgruppe
»Schnellarbeitsstahl« mit einem Anteil von harten Bestandteilen oder Karbiden oft um 25%, zu überdecken
durch Verwendung verschiedener Arten von Materialien mit dazwischenliegenden Gehalten an harten Bestandteilen
oder Karbiden. Unter solchen Materialien sind insbesondere zu erwähnen die bereits genannten kommerziellen
Legierungen »Stellite« und »Ferro-TiC«. Es steht aber kein bekanntes Material zur Verfügung, das solche
Eigenschaften aufweist, daß es eine allgemeine Anwendung in dem genannten Bereich gefunden hat. So ist
»Ferro-TiC« nicht vorgeschlagen worden für die spanabhebende Bearbeitung, weil seine großen, auf Titankarbid
basierenden Karbidkörner — oft zusammenhängend — das Material für diese Verwendung weniger geeignet
machen, In gleicher Weise hat das Material »Stellite« beschränkt Anwendungen, wie beispielsweise Aufschweißen
von Hartmetallplättchen, und seine verhältnismäßig grobe Gußstruktur hat das Material für die
Bearbeitung von Metall oder dergleichen unter normalen Bedingungen geringerwertig gemacht.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Legierung mit solchen Eigenschaften zu schaffen, daß sie den
Anwendungsbereich für Schnellarbeitsstahl überdeckt, dabei aber auch der Bereich zwischen Schnellarbeitsstahl
und Hartmetall in sehr zufriedenstellender Weise ausfüllt. Dies wird erfindungsgemäß erreicht durch die
Merkmale des Patentanspruchs 1.
Weitere Ausgestaltungen der Erfindung ergeben sich aus den Unteransprüchen.
Die Legierung, die bezüglich ihrer Volumengehaite an Legierungselementen und strukturellen Komponenten
Die Legierung, die bezüglich ihrer Volumengehaite an Legierungselementen und strukturellen Komponenten
innerhalb eines bekannten Bereiches liegt, erreicht ihre überraschend günstigerr Eigenschaften durch eine
Kombination einschließlich der eingestellten Gehalte und Proportionen der Legierungselemente als auch durch
eine besondere und einzigartige Charakterisierung der Korngröße und Größenverteilung der harten Bestandteile.
Die erfindungsgemäße Legierung kann mit Hilfe pulvermetallurgischer Verfahren hergestellt werden. Die
Elemente als solche, harte Bestandteile, Vorlegierungen oder die Legierung in Pulverform kann Rohmaterial
sein. Für den Fall, daß die erfindungsgemäße Legierung als Rohmaterial verwendet wird, kann sie als ein Pulver
durch das Verfahren der Lichtbogenschmelz-Verbrauchselektroden, die entlang ihre Längachsen rotieren, vorbereitet
werden. Die Pulverrohmaterialien werden in geeigneter Weise in einer Mahlvorrichtung gemahlen, wie
sie normalerweise in der Hartmetallindustrie verwendet wird. Organische Flüssigkeiten, wie Aceton, Äthylalkohol,
Benzol usw. kann als Mahlmedium verwendet werden, und es können Hartmetallkugeln als Mahlkörper
verwendet werden. Es ist wesentlich, daß der Mahlvorgang zu einem feinkörnige, gut vermischten Pulver führt,
was eine Vorbedingung für die ausgezeichneten Eigenschaften der zum Schluß gesinterten Legierung ist
Bei der Vorbereitung e»ner Legierung mit der Nennzusammensetzung (in Gewichtsprozent) 20 Ti, 7 C, 4 Cr, 4
Mo, 6 W und und Rest im wesentlichen Eisen kann ein Rohmaterial, das aus Karbiden von Ti, Cr, Mo und W
besteht, zerkleinert werden, worauf das Pulver zusammen mit Karbonyleisenpulver in einer Kugelmühle fein
gemahlen wird. Beim Mahlen, das mit Benzol als Mahlflüssigkeit und mit Hartmetallkugeln als Mahlkörper
erfolgt, ist die mittlere Korngröße des Pulvers nach 25 Tagen Mahlvorgang auf
<0,l μπι reduziert worden. Das Pulver wird getrocknet durch Austreiben der Mahlflüssigkeit durch Erhitzung im Vakuum.
Das Sintern der Legierung zu einem dichten Material mit den richtigen Merkmalen kann erfolgen durch
Schmelzphasensinterung eines Pulverkörpers unter Druck, sogenannte Preßsinterung, durc^- isostatisches
Heißpressen oder durch Schmieden eines Pu'verkörpers in Anwesenheit einer Schmelzphase oder nicht Die
endgültigen harten Bestandteile können vorteilhafterweise bei dem Sinterschritt gebildet werden.
Die Sinterung in Anwesenheit einer Schmelzphase muß in einer kurzen Zeit bei der Sintertemperatür
vorgenommen werden, um ein unerwünschtes Kornwachstum der harten Bestandteile zu vermeiden. Ein Verfahren,
daß sich als sehr geeignet erwiesen hat, ist das Preßsintern ^emäß der sogenannten Funkensinterung.
Dieses Verfahren bedeutet, daß die Erhitzung durch eine unmittelbare Hindurchleitung elektrischer Ströme
durch ein solches Pulver erfolgt, so daß zwischen den Pulverkörnern Lichtbogen hoher Wirkung erzeugt
werden. Beim Preßsintern gemäß dem Funkensinterverfahren werden elektrisch leitende Stempel und ein
elektrisch isolierendes, gekühltes Werkzeug verwendet Eine kurze Stromzuführungszeit, wobei die Wärmeerzeugung
nur auf den Pulverkörper lokalisiert ist, und eine schnelle Abkühlung durch das Werkzeug bedeutet,
daß die Korngröße der harten Bestandteile in der fertig gesinterten Legierung innerhalb der Anforderungen
gemäß der Erfindung gehalten werden kann.
Dichte und homogene Testkörper aus fein verteiltem Pulver mittels der Funkensinterung können dadurch
erhalten werden, daß Preßlinge zwischen die elektrisch leitenden Stempel und das elektrisch isolierte, wassergekühlte
Werkzeug eingesetzt werden. Mit Hilfe eines elektrischen Stromes wird eine Temperatur von 1285°C
(gemessen mit einem Pyrometer an der Innenwand des Werkzeuges) bald erreicht, und es kann der Sintervorgang
erfolgen. Geeignete Bedingungen sind ein Druck von 20 NPa und eine Verweilzeit von etwa 5 Minuten bei
der erreichten Temperatur. Auf diese Weise kann ein Material mit zufriedenstellenden Eigenschaften erhalten
werden.
Beim Heißpressen sind Testkörper ohne Anwesenheit einer Sohmelzphase behandelt worden, und zwar durch
isostatisches Heißpressen bei einem Druck von 100 MPa, einer Temperatur von 1215°C und einer Verweilzeit
bis zu einer Stunde, was zu einem wünschenswerten Ergebnis geführt hat, d. h. daß eine volle Dichte erreicht
worden ist ohne irgendein Kornwachstum der harten Bestandteile.
Bei der spanabhebenden Bearbeitung hat die Legierung ihre hervorragenden Eigenschaften in solchen An-Wendungen
bewiesen, in denen heutzutage Schnellarbeitsstahl vorherrschend ist. Im Vergleich mit Schnellarbeitsstahl,
der auf übliche Weise oder auf teilchenmetaliurgische Weise hergestellt worden ist, hat die Legierung
eine beträchtlich bessere Abriebfestigkeit sowohl bei niedrigen als auch bei hohen Schnittgeschwindigkeiten.
Abriebfestigkeit bedeutet in diesem Zusammenhang Widerstand gegen sogenannte Flankenabnutzung auf der
Freifläche des Schneideinsatzes und auch Widerstand gegen Auskolkung auf der Spanfläche des Schneideinsatzes.
Es ist einzigartig bei der Legierung, daß Schneideinsätze aus diesem Materizl abgenutzt sind und dabei eine
scharfe und gleichförmige Schneidkante behalten haben, was bedeutet, daß die Kanten der Legierung selbst
schärfend sind. Auf diese Weise können Kanten auf Einsätzen aus der Legierung stä/ker abgenutzt werden als
Kanten auf Einsätzen aus anderen Werkzeugmaterialien, wie ScL;eL!arbeitsstahi. Es ist somit möglich, die Zahl
der Einzelteile pro Schneidkante aufgrund der besseren Abnutzungsfestigkeit und der beibehaltenen scharfen
Kante zu erhöhen.
Schneidkanten der Legierung haben eine ungewöhnlich niedrige Empfindlichkeit gegen das Festsetzen von
Material vom Werkstück bewiesen. Dies bedeutet, daß die auf die Schneideinsätze wirkenden Schneidkräfte
weniger ansteigen durch zwischen Werkzeug und Werkstückmaterial gebildete Verbindungsn als bei Verwendung
von Werkzeugen aus Schnellarbeitsstahl. Die Schnittkräfte sind somit begrenzt auf die für die Spanbildung
erforderlichen Kräfte. Eine geringe Neigung von Schweißung oder Haftung zwischen Werkstück und Schneidflächen
oder Schneidkanten bedeutet eine verringerte Wärmeentwicklung und einen verringerten Temperaturanstieg
im Schneidwerkzeug. Im Vergleich zu Schneideinsätzen aus Schnellarbeitsstahl haben Werkzeuge aus
der erfindungsgemäßen Legierung eine bessere Zähigkeit bewiesen, und zwar nicht nur wegen der ausgezeichneten
Festigkeit, sondern auch verringerte Schnittkräfte durch die geringe Reibung am Werkstück, die ausgezeichnete
Abnutzungsfestigkeit und die Aufrechterhaltung einer scharfen Kante. Da Schneidwerkzeuge aus der
erfindungsgemäßen Legierung eine sehr geringe Empfindlichkeit gegen das Festhaften von Material haben,
kann die Spanbildung bei unterbrochenen Schneidvorgängen in vielen Fällen ohne Unterbrechungen vor sich
gehen, in denen bei Schnellarbeitsstahlwerkzeugen Unterbrechungen wegen Beschädigungen auftreten. Die
Kapazität der Legierung, der Bildung von thermischen Ermüdungsbrüchen bei schnell unterbrochenen Schneidoperationen,
wie Fräsen oder Kopierdrehen zu widerstehen, hat sich als wesentlich besser im Vergleich zu
Schnellarbeitsstahl erwiesen. Selche Schneidvorgänge haben auch unerwartet lange Standzeiten der Schneidwerkzeuge
aus der erfindungsgemäßen Legierung ergeben.
Die Forderung nach scharfen Kanten ist oft nicht zu umgehen bei der spanabhebenden Bearbeitung, bei
welcher Schnellarbeitsstahlwerkzeuge verwendet werden und auch beim Abscheren von Plattenmaterial usw.,
bei welchem übliche warm bearbeitbare, titankarbidreiche Legierungen verwendet werden. Geeignete Eigenschaften
des Materials im Werkzeug erleichtern das Schleifen einer scharfen Kante. Das Schleifen von Einsätzen
und Werkzeugen aus der erfindungsgemäßen Legierung hat sich als Vorteil der Legierung bei der Herstellung
scharfer Kanten erwiesen. In dieser Hinsicht verhält sich die Legierung unterschiedlich zum Schnellarbeitsstahl
als auch zu anderen Materialien ähnlich den erwähnten titankarbidreichen Legierungen.
Die Legierung nach der Erfindung mit den unten angegebenen Daten ist getestet worden durch Drehen
zusammen mit einem kobaldlegierten Schnellarbeitsstahl. Im vorliegenden Falle ist die Matrix der Legierung
eine Stahlmatrix gewesen, und sie enthielt Strukturbestandteilmerkmale eines gehärteten und getemperten
Stahles. Die Zusammensetzungen (Gewichtsprozent) und Daten der verglichenen Materialien waren folgende:
Legierung nach | Mit Kobalt legierter | |
der Erfindung | Schnellarbeitsstahl | |
(Gew.-%) | (Gew.-%) | |
Ti | 19,5 | |
C | 7,0 | 1,25 |
Cr | 42 | f |
Mo | 4,6 | 3,1 |
W | 6,0 | 9 |
V | 3,1 | |
Co | 9 | |
Fe | Rest | Rest |
Härte | 1050-1070 | 880Vickers |
Die erfindungsgemäße Legierung enthielt 47 Volumenprozent harte Bestandteile derart, wie sie in dem
vorhergehender, Text beschrieben sind, und 53 Volumenprozent Matrix. Die mittlere Korngröße der harten
Bestandteile ist mit 0,12 μτη in einem Transmissionselektronenmikroskop gemessen worden, und es ist die
Verteilung der Korngröße gemessen worden mit einer Standardabweichung von ±0,05 μπι. Weniger als 1 % der
harten Bestandteilkörner hatte eine Korngröße > 1,0 μπι.
Ein charakteristisches Strukturbild der erfindungsgemäßen Legierung ist in F i g. 1 gezeigt, das ein Elekronenrnikroskopbild
ist wegen der extrem feinkörnigen Struktur. F i g. 2 zeigt ein Lichtmikroskopbild des kobaltlegierten
Schnellarbeitsstahles.
Der Test ist ausgeführt worden durch Schlichten und auch als Drehen unter aussetzenden Bedingungen. Das
Drehen erfolgt bei verschiedenen Schnittgeschwindigkeiten. Der Test 1 war ein Schlichten von Rohren mit
einem Durchmesser von 100 mm Stahl. Die Schneiddaten waren folgende:
Schnittgeschwindigkeit
Vorschub Schnittiefe
5 m/min
0,15 mm/Umdrehung 1,5 mm
Die Schneidkanten wurden nach einer Schneidzeit von 40 Minuten verglichen. Die F i g. 3 und 4 zeigen die
getesteten Einsätze. Jede Figur ist aus zwei Ansichten zusammengesetzt, und zwar eine Ansicht senkrecht zur
Schneidfläche und eine Ansicht senkrecht zur Freifläche der Hauptschneidkante. Der Schneideinsatz aus der
erfindungsgemäßen Legierung (F i g. 3) war frei von anhaftendem Material, hatte eine leichte Auskolkung und
Flankenabnutzung, wobei die Auskolkung deutlich in der Spanfläche lag. Der Schneideinsatz aus kobaltlegiertem
Schnellarbeitsstahl (F i g. 4) war mit anhaftendem oder angeschweißtem Werkstückmaterial beschichtet
hatte eine größere Auskolkung und Flankenabnutzung als der erste Eiasatz, und es begann die Auskolkung an
der Schneidkante. Eine Auskolkung, die in einigem Abstand von der Schneidkante beginnt, bedeutet, daß die
Kante bis zu beträchtlich größerer Abnutzung verwendet werden kann, als es normal derFall ist Die Flankenabnutzung
wurde an drei Stellen entlang der Schneidkante gemessen, wie im Bereich der Eckenzone (a) in einem
Viertel der Kantenlänge, in einer Mittelzone (b) auf der halben Länge der Kante und einer Werkstückoberfläche
(c) an einem Viertel der Kantenlänge. Die folgenden Werte der Auskolkung und der Flankenabnutzung sind
erhalten worden:
Flankenabnutzung, mm in Zone Auskolkung
abc maximaler Tiefe
Einsatzlegierung 0,05 0,05 0,12 <5
nach der Erfindung
kobai-.egierter 0,12 0,13 0,18 15
Schneliarbeitsstahl
Test 2 war eine Schlichtbearbeitung von Rohren mit einem Durchmesser von 100 mm in Stahl SIS 1550 unter
Verwendung folgender Schneiddaten:
Schnittgeschwindigkeit 50 m/min
Vorschub 0,15 mm/Umdrehung )5
Schnittiefe 1,5 mm
Die Schneidkanten wurden nach einer Schneidzeit von 20 Minuten verglichen. Die Fig.5 und 6 zeigen die
gcicsieicn Schneideinsatz;:. Der Einsatz aus der erfir.dungsgemäßen Legierung (F i g S) war frei von anhaftendem
oder angeschweißtem Werkstückmaterial, hatte fast keine Auskolkung und eine leichte Flankenabnutzung 2Q
auch in der Oberflächenzone zwischen Werkstück und Einsatz. Der Einsatz aus kobaltlegiertem Schnellarbeitsstahl
(Fig.6) war beträchtlich mit Werkstückmaterial bedeckt, hatte eine deutliche Auskolkung und eine
gewisse Eindrückung an der Schneidkante und eine nachweisbare Flankenabnutzung in der Werkstückzone. Es
wurden die folgenden Werte der Auskolkung und der Flankenabnutzung festgestellt:
25
Einsatz Flankenabnutzung mm in Zone Auskolkung
abc maximaler Tiefe (μητ)
Leg.orung nach 0,04 0,04 0,22 <5
der Erfindung
kobaltlegierter 0,05 0,05 0,51 35
Schnellarbeitsstahl
Test 3 wurde durchgeführt bei hohen Schnittdaten für Schnellarbeitsstahl. Die Bearbeitung war auch in
diesem Falle eine Schlichtbearbeitung von Rohren in Stahl unter Anwendung folgender Schnittdaten:
Schnittgeschwindigkeit 80 m/min
Vorschub 0,15 mm/Umdrehung 4C
Schnittiefe 1,5 mm
Die Testzeit betrug 25 Minuten. Der Schneideinsatz aus der erfindungsgemäßen Legierung (F i g. 7) wies eine
unbedeutende Auskolkung und Flankenabnutzung auf, was bei dem kobaltlegierten Schnellarbeitsstahl (F i g. 8)
nicht der Fall war. Die folgenden Werte der Abnutzung sind gemessen worden:
Einsatz Flankenabnutzung mm in Zone Auskolkung
abc maximaler Tiefe
50
Legierung nach 0,09 0,0b 0,07 <5
der Erfindung
kobaltlegierter 0,14 0,14 0,39 172
Schnellarbeitsstahl
Test 4 wurde als Schneidoperation mit unterbrochenem Verlauf der Bearbeitung durchgeführt Das Werkstück
war ein genutetes Rohr aus Stahl mit einem Durchmesser von 100 mm. Die Zahl der Nuten betrug 4. Die
Nuten waren symmetrisch angeordnet und hauen jede eine Breite von etwa 40 mm. Die Schnittdaten waren
folgende:
Schnittgeschwindigkeit 50 mm/min
Vorschub 0,15 mm/Umdrehung
Schnittiefe 1,5 mm
Die Testzeit betrug 15 Minuten. Der Einsatz aus der Legierung hatte kein anhaftendes Werkstückmaterial,
wies eine leichte Auskolkung und eine gleichförmige Flankenabnutzung aui jnd zeigte eine gleichförmig scharfe
Kante (siehe F i g. 9). Der Schneideinsatz aus kobaltlegiertem Schnellarbeitsstahl war bedeckt mit anhaftendem
oder angeschweißtem Werkstückmaterial, hatte eine deutliche Auskolkung und eine ungleichmäßige, starke
Flankenabnutzung (siehe F i g. 10). Die folgenden Werte der Abnutzung wurden geschätzt:
Einsatz
Flankenabnutzung mm in Zone
a b
a b
Auskolkung maximaler Tiefe (μπι)
Legierung nach der Erfindung kobaltlegierter 15 Schnellarbeitsstahl
0,23
0,30
0,30
0,23 0,40
0.28 0,39
5 73
Erfindung ist als Werkzei.igmaterial getestet worden im Vergleich zu einer
tine Legierung geiiiäu der
üblichen härtbaren, titankarbidenthaltenden Legierung beim Stanzen von Platten. Die Daten der getesteten
Legierungen waren folgende:
25
30
35
40
45
50
55
60
Legierung nach der Erfindung (A)
Bekannte Legierung (B)
Ti
Cr
Mo
Fe
Mittlere Korngröße der
harten Bestandteile
Standardabweichung der
Korngrößenverteilung
Strukturbild
Härte HV
Die Platte wies folgende Daten auf:
C =0,008% Si =3,15% Mn =0,12% S =0,04% Cr =0,08% N =0,03% Mo =0,02%
3,3% 64,6% 0,25 μπι
±0,10 μπι
Fig.H 1050
26,0%
7,0%
2,0%
2,0%
63,0%
4,0 μηι
Fig. 12
1070
Härte HV: Dicke der Platte:
185 0,50 mm
In Bezug auf die Werkzeuge kann mitgeteilt werden, daß die Kontur des Stanzstempels ein Halbkreis war mit
einer ebenen Endfläche und einem Durchmesser von 10 mm. Der Stanzstempel und die Werkzeugelemente
waren eingebaut in einen starken Säulenständer mit vorgespannten Kugellagern. Die Spaltbreite zwischen
Stanzstempel und Werkzeug betrug 30 μπι. Die Geschwindigkeit der Stanzung betrug 100 Hübe pro Minute,
und es betrug die Hublänge 30 mm. Während des Testverlaufes wurden nach jeweils 50 000 Stanzungen
20 Lochausschnittstücke herausgenommen und es wurde die Randhöhe an fünf Stellen gemessen. Das Ergebnis
des Tests ist in einem Diagramm (Fig. 13) gezeigt, wobei jeder Punkt einen Mittelwert der Randhöhe für fünf
Meßpunkte von 20 Lochausschnittstücken darstellt.
Aus dem Ergebnis ist ersichtlich, daß die Stanzstempel gemäß der Legierung A zweimal soviel Teile produziert
haben wie die Stanzstempel aus der üblichen Legierung B. Die Abnutzungsgrenze der Werkzeuge war die
Zahl von Stanzungen, bei denen die Randhöhe 75 μπι überschritten war.
65
26 21 4/2
Eine erfindungsgemäße Legierung mit den unten angegebenen Daten wurde bei einer Drehbearbeitung
getestet, und zwar zusammen mit einem sehr hoch legierten Pulver-Schnellarbeitsstahl (so hoch legiert wie es
mit dieser Technik möglich gewesen ist). Die Matrix der Legierung war eine Stahlmatrix und enthielt Strukturbestandteile,
wie sie für einen gehärteten und getemperten Stahl charakteristisch sind. Die Zusammensetzungen
der beiden verglichenen Materialien waren folgende:
Legierung nach | hochlegiertes Schnell- | |
der Erfindung | arbeitsstahl-Pulver | |
(Gew.-%) | (Gew.-o/o) | |
Ti | 19,8 | _ |
C | 0,5 | 2,3 |
N | 4,8 | — |
Cr | 3,8 | 4,0 |
Mo | 4.5 | 7,0 |
W | 6,0 | 6,5 |
V | — | 6,5 |
Co | 4,0 | 10,5 |
Fe | Rest | Rest |
Härte | 1175 | 1020Vickers |
Legierung nach der Erfindung | |
(Gewichtsprozent) | |
Ti | 24 |
Mn | 8 |
Cr | 2 |
N | 6 |
O | 1,0 |
C | 0,8 |
Fe | Rest |
to
15
20
Die erfindungsgemäße Legierung enthielt 42 Volumenprozent harte Bestandteile und 58 Volumenprozent
Matrix. Die mittlere Korngröße wurde mit 0,09 μπι und die Standardabweichung mit ±0,04 μπι gemessen.
Weniger als 1% der Zahl an harten Bestandteilkörnern hatte eine Korngröße über 1,0 μΐη.
Tests wurden durch Schlichtbearbeitung von Rohren mit einem Durchmesser von 100 mm in Kohlenstoffstahl
unter Verwendung folgender Schnittdaten durchgeführt:
30
Schnittgeschwindigkeit 50 m/min
Vorschub 0,15 mm/Umdrehung
Schnittiefe 1,5 mm
Die Schneidkanten wurden nach einer Schnittzeit von 20 Minuten verglichen. Das Werkzeug aus dem erfindungsgemäßen
Material war frei von angeschweißtem Werkzeugmaterial, und es war keine Auskolkung vorhanden.
Der Schnellarbeitsstahl war bedeckt mit Werkzeugmaterial und zeigte schwere Auskolkungen.
40
Eine erfindungsgemäße Legierung mit der unten angegebenen Zusammensetzung wurde auf Abnutzung
getestet in Form von Zähnen einer Baggerschaufel und wurde verglichen mit einem üblicherweise verwendeten
Material, wie sogenanntem »Hadfield«-Stahl:
45
50
Die Legierung enthielt 45 Volumenprozent harte Bestandteile. Die mittlere Korngröße der harten Bestandtei-Ie
wurde mit 0,11 μπι und ihre Standardabweichung mit ±0,04 μπι gemessen. Weniger als 1% der Zahl der
harten Bestandteilkörner hatte eine Korngröße >0,7 μτη.
Der »Hadfield«-Stahl war ein austenitischer Manganstahl mit der Nennanalyse 1% C, 12—14% Ma Rest Fe.
In dem Test waren die Hälfte der Zähne der Schaufel aus üblichem Material und die andere Hälfte aus der
erfindungsgemäßen Legierung hergestellt Die Arbeit bewegte sich zwischen Tunnelbau (Laden von Stein),
Laden an einem Backenbrecher (Steinpulver), Straßenbau (Stein und Sand) und Arbeit in einer Sandgrube (Kies
und Sand). Die aus bekanntem Material hergestellten Zähne mußten nach 600 Stunden ausgewechselt werden,
während die aus der erfindungsgemäßen Legierung hergestellten Zähne noch nach 2000 Stunden in Betrieb
Eine erfindungsgemäße Legierung mit der unten angegebenen Zusammensetzung wurde getestet als Siebrost
in einer Sintermaschine und verglichen mit dem normalerweise verwendeten Material, nämlich »Hadfield«-Stahi
Die erfindungsgemäße Legierung hatte folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent: 18,5 Ti; 9,2 W; 3,0
Mo; 33 Co; 8,0 Cr; 3,0 Al; 2,0 B; 5,2 N; 03 C; 9,0 Fe und Rest NL
Die Legierung enthielt 42 Volumenprozent Hartbestandteile mit einer mittleren Korngröße von 0,10 um, und
es betrug ihre Standardabweichung ±0,04 μτη. Die Legierung wurde während 4 Stunden bei l*.00°C und
16 Stunden bei 8000C behandelt.
Die erfindungsgemäße Legierung zeigte nach 4 Wochen keine Abnutzung, was die normale Lebensdauer des
»Hadfield«-Stahles bei dieser Anwendung war.
Eine erfindungsgemäße Legierung wurde verglichen mit einer üblichen warmbearbeitbaren, Titan-Karbid
enthaltenden Legierung in einem Schleif- und Poliertest Die Daten der verglichenen Legierungen waren
folgende:
Legierung nach | übliche | |
der Erfindung | Legierung | |
Ti | 24 | 273 |
C | 1,5 | 73 |
N | 6,0 | — |
Cr | 8,0 | 14,0 |
Mo | 1,0 | 3,0 |
Mn | 03 | 1,0 |
V | — | 03 |
Cu | — | 0,8 |
Fe | Rest | Rest |
Härte HV | 1150 | 1030 |
mittlere Korngröße der | 0,10 μπι | 5 μπι |
harten Bestandteile | ||
Standaruabweichung der | ±0,04}im | — |
Korngrößenverteilung |
Unter den gleichen Schleif- und Polierbedingungen zeigte die bekannte Legierung Kratzer gleicher Groß*
wie die Korngröße der harten Bestandteile, während die extrem feinkörnige Legierung nach der Erfindunj
überhaupt keine Kratzer ergab.
Hierzu 5 Blatt Zeichnungen
Claims (1)
1. Verwendung einer Hartlegierung, bestehend aus 30—70 VoL-% harten Bestandteilen in einem Metallbinder
oder einer Metallmatrix, wobei die harten Bestandteile Verbindungen von Titan, Zirkonium, Hafnium,
Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und/oder Wolfram mit Kohlenstoff, Stickstoff und/oder Bor sind,
wobei 0—20% der Menge an Kohlenstoff, Stickstoff und/oder Bor durch Sauerstoff ersetzt sein können,
wobei die Matrix auf Eisen, Kobalt und/oder Nickel aufgebaut ist und wobei die Legierung höchstens 10
Atom-% Aluminium, höchstens 15 Atom-% Mangan, höchstens 4 Atom-% Silizium und höchstens 1
Atom-% Kupfer neben zulässigen Verunreinigungen enthält, für Schneid-, Scher- oder Verformungsv erkzeuge,
mit der Maßgabe, daß die harte Phase eine mittlere Korngröße M im Bereich von 0,01 —1,00 u.m mit
einer Korngrößenverteilung, die durch die Standardabweichung Sgemäß
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Families Citing this family (61)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB2006264B (en) * | 1977-09-20 | 1982-03-10 | Sumitomo Electric Industries | Hard alloy and a process for the production thereof |
DE2902139C2 (de) * | 1978-01-21 | 1985-10-17 | Sumitomo Electric Industries, Ltd., Osaka | Gesintertes Hartmetall und Verfahren zu dessen Herstellung |
SE425003B (sv) * | 1978-02-28 | 1982-08-23 | Sandvik Ab | Modifikation av molybden-volfram-karbonitrid enligt kraven i patentet 7800756-4 |
US4297135A (en) * | 1979-11-19 | 1981-10-27 | Marko Materials, Inc. | High strength iron, nickel and cobalt base crystalline alloys with ultrafine dispersion of borides and carbides |
JPS5918349B2 (ja) * | 1982-07-12 | 1984-04-26 | 工業技術院長 | 炭窒化チタン−ホウ化金属系セラミツクス材料 |
US4514268A (en) * | 1982-12-30 | 1985-04-30 | Corning Glass Works | Electrolytic Al production with reaction sintered cermet component |
JPS59173238A (ja) * | 1982-12-30 | 1984-10-01 | アルカン・インタ−ナシヨナル・リミテツド | セラミツク相連続網目構造による補強金属材料 |
SE440753B (sv) * | 1983-05-13 | 1985-08-19 | Santrade Ltd | Verktyg for skerande bearbetning bestaende av kerna och holje |
JPS59229431A (ja) * | 1983-05-20 | 1984-12-22 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用高靭性サ−メツトの製造法 |
DE3377337D1 (en) * | 1983-05-27 | 1988-08-18 | Ford Motor Co | Method of making and using a titanium diboride comprising body |
US4880600A (en) * | 1983-05-27 | 1989-11-14 | Ford Motor Company | Method of making and using a titanium diboride comprising body |
EP0169054A3 (de) * | 1984-07-18 | 1987-12-16 | The University Of Newcastle Upon Tyne | Verbundmaterial und Körper |
US4673550A (en) * | 1984-10-23 | 1987-06-16 | Serge Dallaire | TiB2 -based materials and process of producing the same |
SE453649B (sv) * | 1984-11-09 | 1988-02-22 | Santrade Ltd | Verktyg i form av en kompoundkropp bestaende av en kerna och ett holje |
JPS61195951A (ja) * | 1985-02-26 | 1986-08-30 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 高靭性超硬合金 |
US4671685A (en) * | 1985-07-24 | 1987-06-09 | Gte Products Corporation | Printer wire |
JPH0617531B2 (ja) * | 1986-02-20 | 1994-03-09 | 日立金属株式会社 | 強靭性サ−メツト |
SE462182B (sv) * | 1986-09-01 | 1990-05-14 | Sandvik Ab | Foerfarande foer framstaellning av en skyddsplatta i kompoundutfoerande saasom splitterskydd, kompoundpansar o d |
US4844738A (en) * | 1986-10-31 | 1989-07-04 | Mitsubishi Kinzoku Kabushiki Kaisha | Carbide-dispersed type Fe-base sintered alloy excellent in wear resistance |
US4765836A (en) * | 1986-12-11 | 1988-08-23 | Crucible Materials Corporation | Wear and corrosion resistant articles made from pm alloyed irons |
JP2536544B2 (ja) * | 1987-09-14 | 1996-09-18 | 三菱マテリアル株式会社 | サ―メット製リ―マ |
WO1989003896A1 (en) * | 1987-10-26 | 1989-05-05 | Hitachi Metals, Ltd. | Cermet alloy and composite member produced therefrom |
US4885030A (en) * | 1987-11-20 | 1989-12-05 | Ford Motor Company | Titanium diboride composite body |
US4859124A (en) * | 1987-11-20 | 1989-08-22 | Ford Motor Company | Method of cutting using a titanium diboride body |
JP2792027B2 (ja) * | 1988-02-05 | 1998-08-27 | 日産自動車株式会社 | 耐熱・耐摩耗性鉄基焼結合金 |
US5116416A (en) * | 1988-03-11 | 1992-05-26 | Vermont American Corporation | Boron-treated hard metal |
SE467210B (sv) * | 1988-10-21 | 1992-06-15 | Sandvik Ab | Saett att framstaella verktygsmaterial foer skaerande bearbetning |
JP2706502B2 (ja) * | 1989-01-13 | 1998-01-28 | 日本特殊陶業株式会社 | 工具用サーメット |
DD288623A5 (de) * | 1989-10-23 | 1991-04-04 | ��@���������@�������k�� | Hartmetall auf der basis von titankarbonitrid |
US5552108A (en) * | 1990-12-21 | 1996-09-03 | Sandvik Ab | Method of producing a sintered carbonitride alloy for extremely fine machining when turning with high cutting rates |
SE9004122D0 (sv) * | 1990-12-21 | 1990-12-21 | Sandvik Ab | Saett att tillverka extremt finkornig titanbaserad karbonitridlegering |
SE469384B (sv) * | 1990-12-21 | 1993-06-28 | Sandvik Ab | Saett att framstaella en sintrad karbonitridlegering foer finfraesning |
ES2152228T3 (es) * | 1991-04-10 | 2001-02-01 | Sandvik Ab | Metodo de fabricacion de articulos de carburo cementado. |
US5925197A (en) * | 1992-01-24 | 1999-07-20 | Sandvik Ab | Hard alloys for tools in the wood industry |
SE9202194D0 (sv) * | 1992-07-17 | 1992-07-17 | Sandvik Ab | Hard alloys for tools in the wood industry |
EP0572788B1 (de) * | 1992-05-04 | 1998-07-15 | H.C. Starck GmbH & Co. KG | Submicrone Carbonitrid-Pulver, Verfahren zu ihrer Herstellung sowie deren Verwendung |
SE505460C2 (sv) * | 1992-07-06 | 1997-09-01 | Sandvik Ab | Verktyg av snabbstål med slitstarkt hölje för skärande bearbetning av metaller |
SE9202838D0 (sv) * | 1992-09-30 | 1992-09-30 | Sandvik Ab | Fullradieverktyg |
SE505742C2 (sv) * | 1993-09-07 | 1997-10-06 | Sandvik Ab | Gängtapp |
DE4340652C2 (de) * | 1993-11-30 | 2003-10-16 | Widia Gmbh | Verbundwerkstoff und Verfahren zu seiner Herstellung |
GB9500503D0 (en) * | 1995-01-11 | 1995-03-01 | Saveker Jonathan J | High speed cutting tool |
US5773735A (en) * | 1996-11-20 | 1998-06-30 | The Dow Chemical Company | Dense fine grained monotungsten carbide-transition metal cemented carbide body and preparation thereof |
AU6770598A (en) * | 1997-03-25 | 1998-10-20 | Komtek, Inc. | Metal shaping system |
SE511717C2 (sv) * | 1997-05-22 | 1999-11-15 | Sandvik Ab | Hållare för svarvoperationer |
SE519235C2 (sv) * | 1999-01-29 | 2003-02-04 | Seco Tools Ab | Hårdmetall med härbar bindefas |
JP2001158932A (ja) * | 1999-09-21 | 2001-06-12 | Hitachi Tool Engineering Ltd | TiCN基サーメット合金 |
US6793705B2 (en) | 2001-10-24 | 2004-09-21 | Keystone Investment Corporation | Powder metal materials having high temperature wear and corrosion resistance |
SE524583C2 (sv) * | 2002-12-12 | 2004-08-31 | Erasteel Kloster Ab | Sammansatt metallprodukt och förfarande för framställning av en sådan |
US7175687B2 (en) * | 2003-05-20 | 2007-02-13 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Advanced erosion-corrosion resistant boride cermets |
US7074253B2 (en) * | 2003-05-20 | 2006-07-11 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Advanced erosion resistant carbide cermets with superior high temperature corrosion resistance |
US7247186B1 (en) * | 2003-05-20 | 2007-07-24 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Advanced erosion resistant carbonitride cermets |
US7163657B2 (en) * | 2003-12-03 | 2007-01-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
CA2567747A1 (en) * | 2004-06-08 | 2005-12-22 | Marik Dombsky | Method of forming composite ceramic targets |
EP1922430B1 (de) * | 2005-09-08 | 2019-01-09 | Erasteel Kloster Aktiebolag | Pulvermetallurgisch hergestellter schnellarbeitsstahl |
US7731776B2 (en) * | 2005-12-02 | 2010-06-08 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Bimodal and multimodal dense boride cermets with superior erosion performance |
DE102006029121A1 (de) * | 2006-06-22 | 2007-08-23 | Mahle International Gmbh | Hitzebeständiger Lagerwerkstoff |
CA2705769A1 (en) * | 2007-11-20 | 2009-05-28 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Bimodal and multimodal dense boride cermets with low melting point binder |
US8308096B2 (en) | 2009-07-14 | 2012-11-13 | TDY Industries, LLC | Reinforced roll and method of making same |
WO2013089177A1 (ja) * | 2011-12-16 | 2013-06-20 | 株式会社アライドマテリアル | 耐熱合金およびその製造方法 |
US8834594B2 (en) | 2011-12-21 | 2014-09-16 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body and applications thereof |
DE102015207922A1 (de) | 2015-04-29 | 2016-11-03 | Takraf Gmbh | Hartkörper als Rasterpanzerung für eine Rollenpresse, Verfahren zur dessen Herstellung, und Rolle für eine Rollenpresse |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3249407A (en) * | 1963-10-15 | 1966-05-03 | Du Pont | Cemented carbide bodies containing a dispersed oxide in the matrix metal and a process of making |
US3480410A (en) * | 1968-05-15 | 1969-11-25 | Fansteel Inc | Wc-crc-co sintered composite |
US3649310A (en) * | 1968-10-25 | 1972-03-14 | Paul C Yates | DENSE, SUBMICRON GRAIN AlN-SiC BODIES |
US3865586A (en) * | 1972-11-17 | 1975-02-11 | Int Nickel Co | Method of producing refractory compound containing metal articles by high energy milling the individual powders together and consolidating them |
US3816081A (en) * | 1973-01-26 | 1974-06-11 | Gen Electric | ABRASION RESISTANT CEMENTED TUNGSTEN CARBIDE BONDED WITH Fe-C-Ni-Co |
-
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Non-Patent Citations (1)
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GB1531151A (en) | 1978-11-01 |
FR2311098A1 (fr) | 1976-12-10 |
SE7505630L (sv) | 1976-11-17 |
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