DE2652392A1

DE2652392A1 - Sinterhartmetall und verfahren zu seiner herstellung

Info

Publication number: DE2652392A1
Application number: DE19762652392
Authority: DE
Inventors: David Moskowitz
Original assignee: Ford Werke GmbH
Current assignee: Ford Werke GmbH
Priority date: 1975-11-24
Filing date: 1976-11-17
Publication date: 1977-05-26
Also published as: JPS6017818B2; CA1075722A; GB1571603A; US4019874A; JPS5265117A; US4108649A

Description

FORD-WERKE AKTIENGESELLSCHAFT, OTTOPLATZ 2, 5 KÖLN-DEUTZ

Sinterhartmetall und Verfahren zu seiner Herstellung

Es ist allgemein bekannt, daß sich die Sinterhartmetalle wegen ihrer Härte und Festigkeit insbesondere für Schneid- und Ziehwerkzeuge sowie andere verschleißfeste Teile eignen. Dabei werden für ihre Herstellung hauptsächlich feuerfeste Karbide von Elementen aus den Gruppen IV, V und VI des Periodensystemsbenutzt, wobei die Sinterung unter flüssiger Phase gemeinsam mit einem oder mehreren Metallen der Eisengruppe vorgenommen wird. Dabei ist allgemein bekannt, daß bei diesen Gruppen des Periodensystems ein unterschiedliches Verhalten auftritt. So haben beispielsweise alle Metallkarbide der Gruppe IV, also die Karbide des Titans,

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Zirkoniums und Hafniums, ein weitgehend gleiches Mikrogefüge und auch sonst weitgehend gleiche Eigenschaften, die sich aber insbesondere bezüglich des Kristallgefüges, der physikalischen Eigenschaften und des chemischen Verhaltens sehr stark unterscheiden von den Metallkarbiden der Gruppe VI, also den Karbiden des Wolframs, Molybdäns und Chroms. So haben beispielsweise die Chromkarbide die Eigenschaft, in einem mit Wolframkarbid und Nickel gemeinsamen System weitere Komplexe Karbide zu bilden, während in einem mit Titankarbid, Nickel und Molybdän gemeinsamen System für das Chrom ein= damit entsprechende Neigung nicht feststellbar ist. Mithin muß bei diesen Karbiden eine sehr genaue Differenzierung vorgenommen werden, und es ist keinesfalls möglich, von dem Verhalten eines bestimmten Elements innerhalb der einen Gruppe auf ein entsprechendes oder zumindest ähnliches Verhalten innerhalb einer anderen Gruppe entsprechende Rückschlüsse zu ziehen.

Die vorliegende Erfindung befaßt sich vorrangig mit Untersuchungen der plastischen Verformung, die an der Schneide von Werkzeugen auftritt, bei welchen Titankarbid die Hauptmasse des dafür benutzten Sinterhartmetalls ausmacht. Dabei reicht vorerst der Hinweis aus, daß über eine solche plastische Verformung ein allgemein sicherer Rückschluß auf die Standfestigkeit solcher Schneidwerkzeuge möglich ist, und zwar insbesondere dort, wo hohe Drehzahlen und ein großer Vorschub zu berücksichtigen sind und folglich dann an der Schneide entsprechend hohe Temperaturen auftreten, die dann eben eine solche plastische Verformung auslösen können. Mithin gilt, daß besonders bei den Schruppfräsern für einen entsprechend höheren Verformungswiderstand des jeweils benutzten Sinterhartmetalls vorgesorgt sein muß, wobei auch der Umstand entsprechend zu berücksichtigen ist, daß bei nur periodisch vorgenommenen Schnitten an der Schneide eines solchen Werkzeuges nur örtlich begrenzte plastische Verformungen eintreten können, die während der Intervalle zwischen den aufeinanderfolgenden Schnitten Zugspannungen erzeugen

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können, welche letztlich zu einer thermischen Rißbildung führen. Es sollte deshalb hier festgehalten sein, daß nach der Zielsetzung der vorliegenden Erfindung ein Sinterhartmetall bereitgestellt werden soll, das bei einer Verwendung insbesondere für ein Schneidwerkzeug verbesserte plastische Verformungseigenschaften für dessen Schneide ergibt, wobei die präzisierte Vorstellung vorliegt, daß darüber auch eine entsprechend verbesserte thermische Riß- bzw. Bruchfestigkeit besonders für solche Anwendungsfälle erreichbar ist, wo mit dem Werkzeug periodische Schnitte durchgeführt werden.

Im Zusammenhang damit liegen frühere Untersuchungen von Verbundstoffen auf der Basis von Titankarbid, Nickel und Molybdän vor, bei denen es mit Zusätzen von Chrom gelungen ist, sowohl die Festigkeit gegenüber einer solchen plastischen Verformung als auch diese thermische Riß- bzw. Bruchfestigkeit zu erhöhen. Dabei liegt die Erkenntnis vor, daß solche Chromzusätze hauptsächlich in der Bindelegierung dieser Materialien verbleiben, so daß also hauptsächlich deren Steifheit wegen der durch das Chrom erreichten Verfestigung in einer festen Lösung erhöht wird. In derselben Richtung und sogar wesentlich stärker als das Chrom wirkt auch das Aluminium, wobei von Wichtigkeit ist, daß auch diese stärkere Wirkung des Aluminiums ausschließlich oder zumindest ziemlich weitreichend auf die Bindelegierung beschränkt ist·, also auch dabei kann eine entsprechende Steigerung der plastischen Verformungsfestigkeit des Karbidanteils eintreten. Da bei höheren Temperaturen aber ohne weiteres auch für das Karbid mit einer solchen plastischen Verformung gerechnet werden muß, besteht die eigentliche Aufgabe der Erfindung darin, ein Sinterhartmetall bereitzustellen, bei dem alle diese verbesserten Materialeigenschaften vorrangig für den Karbidanteil eines solchen Verbundstoffes erreichbar sind, ohne daß dabei aber eine Verschlechterung der entsprechenden Eigenschaften, mithin insbesondere der plastischen Verformung, am Anteil der Bindelegierung hingenommen werden muß.

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Um bezüglich der erfindungsgemäß besonders angestrebten Verbesserung der plastischen Verformung eine geeignete Vergleichsbasis zu erhalten, sei auf folgendes hingewiesen. Die Festigkeit gegenüber einer plastischen Verformung bei höheren Temperaturen wird heute allgemein über einen Versuch ermittelt, der unter der Bezeichnung "Spitzenstoß" läuft. Bei diesem Spitzenstoß wird das zu prüfende Schneidwerkzeug für eine Spanabnahme an einem zylindrischen Werkstück in einer Schnittiefe von 1,524 mm bei einem Vorschub von 0,2794 mm über volle zwei Minuten eingestellt, und es wird dann die an der Spitze des Werkzeuges eingetretene Verformung dadurch gemessen, daß man die Meßnadel eines Profilmeßgerätes unter einem Winkel von 30° gegen eine Senkrechte zu der Flanke des Werkzeuges entlang von dessen Spitze führt. Jede bei einem solchen Spitzenstoß an der Spitze des Werkzeuges aufgetretene plastische Verformung löst mithin einen entsprechenden Ausschlag des Profilmeßgerätes aus, da durch dessen Nadel diese Verformung abgetastet wird, wobei ohne weiteres klar wird, daß solche plastischen Verformungen in dem Ausmaß verstärkt auftreten, wie die Schnittgeschwindigkeit erhöht wird und damit auch ein entsprechender Temperaturanstieg auftritt. Sofern nun mit einem solchen Spitzenstoß die hauptsächlich für Schruppfräser heute auf dem Markt angebotenen Sinterhartmetalle auf der Basis von Titankarbid untersucht werden, so ergibt sich dabei für das Schneiden von Stahl 1045 mit einer Brinell-Härte von 180 bei einer Arbeitsgeschwindigkeit .des Werkzeu-

. /eine ges an der Werkstückoberfläche von 5,08 m/sec in dieser Größe ziemlich unerwünschte Verformung von etwa 1,778 mm. Würden daher Schneidwerkzeuge aus diesem Material für die Metallbearbeitung eingesetzt werden, dann würden sie doch einem ziemlich raschen Verschleiß an der Schneide unterliegen, weshalb dieses Material absolut unbrauchbar für solche Schneidwerkzeuge ist. Dieses Material ist weiter ungeeignet für eine Bearbeitung von Stahl 4340 einer Brinell-Härte von etwa 300, da sich dafür bei einer Arbeitsgeschwindigkeit des Werkzeuges an der Werkstückoberfläche von etwa 3,048 m/sec

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immer noch ein Wert von mehr als 0,762 mm bei dem Spitzenstoß ergibt. Im Umfang dieser letzteren Angaben gilt, daß für Schlichtarbeiten ein Vergleichsvrert von nicht mehr als etwa 0,254 mm als reichlich unerwünscht zu gelten hat, weil dann viel zu geringe Standzeiten für das Werkzeug auftreten. Mithin müssen für Untersuchungen an solchem Stahl 4340 die genannten Werte von 0,762 mm für Schrupparbeiten bzw, von 0,254 mm für Schlichtarbeiten unterschritten werden, wenn das untersuchte Material auf der mithin vorrangig berücksichtigten Grundlage von Titankarbid in Gemeinschaft sail; Nickel und Molybdän in den Rahmen der vorliegenden Erfindung fallen soll und damit besonders eine gesteigerte Festigkeit gegenüber der plastischen Verformung unter höheren Temperaturen aufweist so\d.e eine höhere Verschleißfestigkeit, eine verbesserte Härte, verbesserte Querbruchfestigkeit. 12nd verbesserte Korrosionsfestigkeit.

Die vorgenannte Aufgabe der Erfindung wird mit den Merkmalen gelöst, die im kennzeichnenden Teil des Anspruches 1 aufgeführt sind. Damit wird insbesondere der Vorteil erhalten, daß sich die vorerwähnten Verbesserungen für die verschiedenen Materialeigenschaften sowohl auf den Karbidanteil als auch auf den Anteil der Bindelegierung verteilen, wobei es gleichzeitig verfahrensmäßig möglich ist, die Sinterung bei Ofentemperaturen von vorzugsweise zwischen etwa 1370 und 1400° C, wenigstens jedoch 1350° C, durchzuführen, die allgemein unter dem Gesichtspunkt ausgewählt werden, darüber eine flüssige Phase der gesamten Bindelegierung zu erhalten. Wenn mithin nach einem bevorzugten Teilmerkmal der Erfindung das einen niedrigen Schmelzpunkt aufweisende Aluminium für die Bindelegierung mit verwendet wird, dann muß dabei dann während der Sinterung eine Verflüchtigung des Aluminiums als Dampf durch geeignete Gegenmaßnahmen verhindert werden, und Gleiches gilt auch für die erfindungsgemäß weiterhin bevorzugte Verwendung von Vanadiumkarbid sowie Titannitrid, wo unter Vakuum eine hinreichende Stabilisierung zu erfolgen hat.

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Weitere Merkmale der Erfindung gehen aus der folgenden Beschreibung mehrerer Ausführungsbeispiele hervor, die über die graphischen Darstellungen der Zeichnung näher erläutert sind. In allen Figuren der Zeichnung sind die unter vergleichbaren Bedingungen nach der vorstehenden Erläuterung bei einem jeweiligen Spitzenstoß erhaltenen Werte über der jeweiligen Arbeitsgeschwindigkeit des Werkzeuges an der Werkstückoberfläche abgetragen, wobei die Fig. 1 bis 3 die Versuchswerte festhalten, die an heute marktgängigen Vergleichsmaterialien gewonnen wurden, während die restlichen Fig. 4 bis 7 Versuchsergebnisse der erfindungsgemäßen Verbundstoffe festhalten.

In den graphischen Darstellungen der Fig. 1 bis 3 sind die Versuchsergebnisse festgehalten, die für die Bearbeitung eines Stahls 1045 mit der Brinell-Härte 180 unter Verwendung eines für Schrupparbeiten bis jetzt in der Praxis eingesetzten Sinterhartmetalls der Zusammensetzung Titankarbid, Nickel und Molybdän gewonnen wurden. Dieses Sinterhartmetall der Bezeichnung 7G besteht in der Regel aus 66,9 Gew.-% TiC, 22,5 Gew.-% Ni und 10,6 Gew.-% Mo₂C Mithin weist die Fig. 1 aus, daß unter den betrachteten Vergleichsbedingungen das Sinterhartmetall 7G gemäß dem Verlauf der Kurve 10 die höchste plastische Verformung aufweist, und daß diese plastische Verformung gemäß dem Verlauf der Kurve 11 bereits dadurch verbessert werden kann, daß dem Sinterhartmetall 10 Gew.-% Chrom zusätzlich zugesetzt wird, im übrigen also die vorerwähnte Zusammensetzung beibehalten wird. Bei der Kurve 12 ist ein Sinterhartmetall derselben Zusammensetzung mit einem Zusatz von 20 Gew.-% Chrom untersucht und bei der Kurve 13 schließlich ein Sinterhartmetall mit einem Zusatz von 10 Gew.-% Chrom und noch zusätzlich 2,5 Gew.-% Aluminium. Über einen Vergleich der Kurven 11 und 13 ist dabei ersichtlich, daß bereits über den Zusatz einer so kleinen Menge von Aluminium eine doch ganz beträchtliche Steigerung für die Festigkeit gegenüber

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einer plastischen Verformung erreicht werden kann, was um so mehr erstaunt, als allein der Zusatz derselben Chrommenge nicht eine ebenso wesentliche Steigerung gegenüber dem durch die Kurve 10 ausgewiesenen Verhalten des Sinterhartmetalls ohne einen solchen Chromzusatz ergibt. Immerhin kann allein durch den Zusatz von Chrom ausweislich der Kurven 10 und 12 die Festigkeit bzw. der Widerstand gegenüber einer plastischen Verformung innerhalb der diesbezüglichen Vergleichswerte gemäß dem Spitzenstoß von etwa 1,778 mm auf etwa 0,635 mm bei einer berücksichtigten Arbeitsgeschwindigkeit des Werkzeuges an der Werkstückoberfläche von 5,08 m/sec reduziert werden.

Die beiden Kurven der Fig. 2 halten die Vergleichswerte fest, die an dem Sinterhartmetall 7G mit verschieden großen, zusätzlichen Aluminiummengen zwischen 0 und 7,5 Gew.-% der Bindelegierung gewonnen wurden. Dabei steht die untere Kurve 14 für eine Arbeitsgeschwindigkeit des Werkzeuges an der Werkstückoberfläche von 4,048 m/sec, während die obere Kurve 15 für eine Arbeitsgeschwindigkeit von 5,08 m/sec steht. Mithin ist aus dem Vergleich ersichtlich, daß in beiden Fällen die plastische Verformung bis hin zu einem Aluminiumzusatz von etwa 2,5 Gew.~% stark abnimmt, daß diese Abnahme danach bis hin zu einem Aluminiumzusatz von etwa 6,25 Gew.~% nur noch ziemlich gering fortschreitet und daß schließlich bei noch höheren Zusätzen ein doch ziemlich plötzlicher Anstieg der plastischen Verformung auftritt. Aus diesem Verhalten kann geschlossen werden, daß bei den höheren Alumiumzusätzen die Bindelegierung auf der Basis Nickel eine Steigerung ihrer Festigkeit in fester Lösung erfährt, und daß eine gleichartige Steigerung der Festigkeit auch durch die dann vorhandene Bildung von Ni,Al-Teilchen in feiner Verteilung auftritt.

Die in Fig. 2 für eine Schnittzeit von 2 Min. festgehaltenen Versuchsergebnisse sind in Fig. 3 dahin abgewandelt, daß hier eine Bearbeitung des wesentlich härteren und feste-

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ren Stahls 4340 mit einer Brinell-Härte von etwa 300 untersucht ist, und zwar einmal entsprechend der Kurve 16 mit einem Sinterhartmetall 7G der obigen Zusammensetzung und weiter entsprechend der Kurven 17 und 18 mit einem Sinterhartmetall 7G ebenfalls dieser Zusammensetzung, dem dabei aber 2,5 Gew.-% bzw. 5,0 Gew.-% Aluminium zusätzlich zugesetzt waren. Mithin ist hier durch die Kurve 18 ausgewiesen, daß bei einer berücksichtigten Arbeitsgeschwindigkeit an der Werkstückoberfläche von etwa 3,048 m/sec das Sinterhartmetall mit einem Zusatz von 5,0 Gew.-% Aluminium eine plastische Verformung von weit mehr als etwa 1,27 mm ergibt, während es bei der Bearbeitung des weicheren Stahls 1045 mit der Brinell-Härte von nur 180 praktisch zu überhaupt keiner plastischen Verformung bei einem Sinterhartmetall derselben Zusammensetzung kommt. Mithin soll hier nochmals festgehalten sein, daß bei diesen Vergleichswerten - Arbeitsgeschwindigkeit des Werkzeuges an der Werkstückoberfläche: 3,048 m/sec; Bearbeitung von Stahl 4340 mit einer Brinell-Härte von etwa 300 - eine plastische Verformung von nicht mehr als 0,762 mm zugelassen werden kann, sofern das Sinterhartmetall für Schrupparbeiten geeignet sein soll, und es darf ein Wert von nicht mehr als etwa 0,254 mm überschritten werden, sofern das Sinterhartmetall für Schlichtarbeiten geeignet sein soll.

Nach der Erfindung wurde die Erkenntnis gewonnen, daß eine mithin geforderte Erhöhung der Festigkeit bzw. des Widerstandes gegenüber einer solchen plastischen Verformung im wesentlichen dadurch erreicht werden kann, daß nicht nur die Festigkeit der anteiligen Bindelegierung entsprechend erhöht wird, sondern auch diejenige der anteiligen Grundmasse des Karbids. Mithin ist erfindungsgemäß der Zusatz von Vanadiumkarbid oder Titannitrid vorgesehen, um so für die Grundmasse des Titankarbids eine feste Lösung zu erhalten mit der besonderen Eigenschaft einer doch wesentlich verbesserten Streckgrenze unter Druckbeaufschlagung bei höheren Temperaturen, wobei hier ein Vergleich mit der

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Streckgrenze von reinem Titankarbid bezogen wird. Mithin ist über die Kurve 20 in Fig. 4 ausgewiesen, welche Steigerung bereits über einen Zusatz von 5,0 Gew.-$> Vanadiumkarbid für ein herkömmliches und über die Kurve 19 ausgewiesenes Sinterhartmetall 7G erreichbar ist, nämlich für eine Arbeitsgeschwindigkeit von etwa 2,54 m/sec ein Wert von immerhin etwa 0,762 mm gegenüber einem mehr als doppelt so großen Wert bei dem Sinterhartmetall 7G. Es ist hierzu jedoch festzuhalten, daß selbst mit diesem bereits sehr günstigen Wert ein Sinterhartmetall dieser Zusammensetzung noch nicht die Forderungen der vorliegenden Erfindung erfüllt. Diese Forderungen sind dagegen erreichbar, wenn das Sinterhartmetall außer einem Zusatz von entweder 5 Ge\r.~% oder 10 Gew.-% Vanadiumkarbid noch einen weiteren Zusatz von 5 Gew.-% Aluminium erhält, was über die Kurven 21 und 22 ausgewiesen wird. Hier zeigt sich an der Kurve 21, daß sich für die maßgebliche Arbeitsgeschwindigkeit von 3,048 m/sec bei einem Zusatz von 5 Gew.-% Vanadiumkarbid und 5 Gew.~% Aluminium für die plastische Verformung ein maßgeblicher Wert von 0,5842 mm ergibt, der sich ausweislich der Kurve sogar noch auf den extrem niedrigen Wert von 0,127 mm erniedrigen läßt, wenn der Anteil des Vanadiumkarbids auf 10 Gew.-% erhöht wird. Sofern hierbei auf einen Zusatz des Aluminiums verzichtet wird, könnte ein entsprechender Wert von immerhin etwa 0,635 nun für die plastische Verformung erreicht werden, jedoch ist dieses Ergebnis nur theoretisch und nicht über eine praktische Versuchsreihe gewonnen.

Mithin kann hier festgehalten werden, daß durch den gemeinsamen Zusatz von Vanadiumkarbid und Aluminium die größte Steigerung für die Festigkeit bzw. den Widerstand gegenüber einer plastischen Verformung erreichbar ist, weil damit die Festigkeit sowohl des anteiligen Karbids als auch der anteiligen Bindelegierung gleichmäßig gesteigert werden. Daneben ist eine Steigerung auch über einen Zusatz von Titannitrid erreichbar, das während der Sinterung mit dem Titankarbid eine feste Lösung eingeht 'und sich dabei ähnlich

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dem Vanadiumkarbid verhält. Das Titannitrid bewirkt aber im Gegensatz dazu während der Karbidphase eine gewisse Verfeinerung des Korns, was ohne weiteres auf elektronischen Mikro_wphotos festgestellt werden kann.

In dieser Hinsicht weist nun die Fig. 5 aus, daß es mit einem Sinterhartmetall 7G mit einem Zusatz von 10 Gew.-% Titannitrid ausweislich der Kurve 25 möglich ist, einen Stahl 4340 mit einer Brinell-Härte von etwa 300 mit einer Arbeitsgeschwindigkeit an der Werkstückoberfläche zu bearbeiten, die um immerhin mehr als etwa 1,016 m/sec höher liegt als die für ein über die Kurve 23 ausgewiesenes Sinterhartmetall 7G als zulässig erachtete Arbeitsgeschwindigkeit. Die Kurve 25 zeigt aber gleichzeitig, daß bei der maßgeblichen Arbeitsgeschwindigkeit von etwa 3,048 m/sec die plastische Verformung einen Wert von weit mehr als 0,762 mm annimmt, so daß ein Zusatz von nur 10 Gew.-% Titannitrid ein außerhalb der Erfindung liegendes Sinterhartmetall ergibt. Sofern diesem Sinterhartmetall aber noch zusätzlich 5,0 Gew.-% Aluminium zugesetzt wird, so wird ausweislich der Kurve 24 für die plastische Verformung ein Wert von 0,5842 mm erhalten, der wesentlich nicht weiter damit unterschritten werden kann, daß der Anteil an Titannitrid und/oder Aluminium erhöht wird. Ausweislich der Kurven 26 und 27 ist hingegen eine wesentliche Unterschreitung dieses Wertes möglich, wenn dem Sinterhartmetall noch zusätzlich 5 Gew.-?6 Vanadiumkarbid zugesetzt werden, wobei die Kurve 26 für einen Anteil von 10 Gew.-% und die Kurve 27 für einen Anteil von 20 Gew.-% Titannitrid und einem jeweiligen Anteil von 5 Gew.-% Aluminium angelegt sind. Ausweislich der Kurve 26 wird damit ein Wert von etwa 0,4572 mm und ausweislich der Kurve 27 ein Wert von sogar nur 0,127 mm für die plastische Verformung erreicht.

Die vorstehend über die Fig. 4 und 5 erläuterte Fortschrittlichkeit der Erfindung ist an einem bis jetzt für Schrupparbeiten eingesetzten Sinterhartmetall der Bezeichnung 7G

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gemessen worden. Gleichartig soll jetzt die Fortschrittlichkeit der Erfindung an einem Sinterhartmetall der Bezeichnung 5H erläutert werden, das bis jetzt typischerweise für Vorarbeiten eingesetzt wird. Ein solches Sinterhartmetall 5H hat in der Regel die Zusammensetzung 73,5 Gew.-% TiC, 17,5 Gew.-% Ni und 9,0 Gew.- % Mo₂C Das hinsichtlich der plastischen Verformung interessierende Verhalten dieses Sinterhartmetalls ist durch die Kurve 28 in Fig. 6 ausgewiesen. Werden nun diesem Sinterhartmetall 5H in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung 5,0 Gew.-% Aluminium und 5,0 Gew.-? Vanadiumkarbid zugesetzt, dann wird damit ausweislich der Kurve 29 für eine Arbeitsgeschwindigkeit an der Werkstückoberfläche von 3,048 m/sec ein Wert von etwa 0,5842 mm für die plastische Verformung erhalten, der auf einen Wert von nur etwa 0,0508 mm noch weiter erniedrigt werden kann, sofern ausweislich der Kurve 30 auch noch Titannitrid in einer Menge von 10 Gew.-% zugesetzt wird. Für das über die Kurve ausgewiesene Sinterhartmetall kann dabei gleichzeitig festgestellt werden, daß es unter Berücksichtigung der für die vorliegende Erfindung maßgeblichen Kriterien bis zu einer Arbeitsgeschwindigkeit an der Werkstückoberfläche von etwa 5,08 m/sec praktisch keiner meßbaren Verformung unterliegt.

In Fig. 7 ist schließlich für einen entsprechenden Vergleich ein bis jetzt für Schlichtarbeiten eingesetztes Sinterhartmetall der Bezeichnung 4J berücksichtigt, das in der Regel aus 75,9 Gew.-% TiC, 12,5 Gew.-% Ni, 11,0 Gew.-% Mo und 0,6 Gew.-% Graphit besteht. Das vorliegend interessierende Verhalten bezüglich der plastischen Verformung ist über die Kurve 31 ausgewiesen, und es zeigt sich, daß dabei für eine Arbeitsgeschwindigkeit an der Werkstückoberfläche von 3,048 m/sec ein Wert von etwas weniger als 0,254 mm für die plastische Verformung erhalten wird. Sofern diesem Sinterhartmetall jedoch 5,0 Gew.-% Aluminium und 5,0 Gew.— % Vanadiumkarbid zugesetzt werden und weiter auch noch 10 Gew.-% Titannitrid, dann werden

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ausweislich der Kurven 32 und 33 für die plastische Verformung auch wesentlich niedrigere Werte erhalten, die darüber hinaus für Arbeitsgeschwindigkeiten bis hin zu etwa 5,08 m/sec praktisch konstant bleiben. Dabei wird besonders über die Kurve 33 klar, daß bei diesen höheren Arbeitsgeschwindigkeiten das Sinterhartmetall 4J schon lange nicht mehr annehmbare Werte erreicht hat, und daß dessen Basiswert bei der Kurve 33 selbst dann noch nicht erreicht ist, wenn die Arbeitsgeschwindigkeit sogar noch weiter auf etwa 6,096 m/sec erhöht wird.

Mithin können die Erkenntnisse nach der vorliegenden Erfindung im wesentlichen dahin zusammengefaßt werden, daß durch den Zusatz von Vanadiumkarbid und/oder Titannitrid die Festigkeit der Grundmasse der hier betrachteten Sinterhartmetalle gesteigert werden kann. Gleichzeitig muß Aluminium in kleinen Mengen zugesetzt werden, um diese Steigerung der Festigkeit gegenüber einer plastischen Verformung anteilig sowohl für die Grundmasse des Karbids als auch für die Bindelegierung zu erhalten, wobei das Titannitrid hinsichtlich des Zusatzes von Aluminium weniger kritisch als das Vanadiumkarbid ist. Die besten Ergebnisse sind dann erzielbar, wenn Aluminium, Vanadiumkarbid und Titannitrid gemeinsam zugesetzt werden, wobei dann für einen Verbundstoff auf der hier berücksichtigten Basis von Titankarbid, Nickel und Molybdän vorzugsweise die folgenden Grenzwerte eingehalten werden sollten: für das Aluminium zwischen 2,5 und 7,5 Gew.-%, insbesondere zwischen 2,5 und 5,0 Gew.-%, der Bindelegierung; für das Vanadiumkarbid zwischen 5 und 20 Gew.-% und insbesondere zwischen 5 und 10 Gew.-% der Gesamtmasse; und für das Titannitrid zwischen 2,5 und 20 Gev,-% und insbesondere zwischen 5 und 10 Gevr.~% ebenfalls der Gesamtmasse.

Abschließend sei noch auf ein bevorzugtes Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls hingewiesen. Dazu wird zunächst ein Titankarbid-Pulver einer

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Körnchengröße zwischen 3»5 und 4,5 Mikrons hergestellt und weiter ein Pulver der Nickel und Molybdän enthaltenden Bindelegierung mit einer Teilchengröße von etwa - 325 Maschen. Weiter wird auch von den Zuschlägen ein Pulver in einer Menge angefertigt, die nicht mehr als etwa 22,5£der aus allen Pulvern für das anschließende Mischen zusammengestellten Charge betragen soll, wobei es bezüglich des Aluminiumpulvers bevorzugt wird, ein solches mit einem Nickelüberzug der Aluminiumkörnchen einer durchschnittlichen Größe von etwa - 325 Maschen zu benutzen. Aus diesen verschiedenen Pulvern wird dann also eine gemeinsame Charge zusammengestellt, die dann in Anwesenheit eines Wachses und eines die Sinterung bewirkenden Mediums sowie eines Verdampfungsmittels für etwa 4 Tage gemahlen wird, bis dann das Verdampfungsmittel sich vollständig verflüchtigt hat. Die trockene Charge wird dann mittels eines Siebes mit 20 Maschen gesiebt und dann durch eine Druckbeaufschlagung zwischen 0,56 und 0,84 kg/cm verdichtet, und die verdichtete Masse wird schließlich in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre über eine Stunde auf etwa 670° C erhitzt, damit so alles Wachs wieder entfernt wird.

Diese Masse wird dann in einen geschlossenen Graphittiegel eingebracht, der auf weniger als 1 Mikron Quecksilber-Druck evakuiert und dann auf eine Temperatur von etwa 1400° C erhitzt wird, wobei diese Temperatur auch anders damit definiert werden kann, daß sie wenigstens um 150° C höher liegen soll als die eutektische Temperatur jeder denkbaren Kombination der benutzten Pulver. Dabei gilt, daß der Dampfdruck des Aluminiums bei den gewöhnlichen Sintertemperaturen so groß ist, daß nur wenig oder überhaupt kein Aluminium zurückgehalten werden könnte, wenn diese Sinterung mittels offener Graphittiegel entsprechend der herkömmlichen Praxis durchgeführt werden würde. Indem aber solche geschlossene Graphittiegel eingesetzt werden, wird dadurch der im Gleichgewicht stehende Dampfdruck des Alumi-

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niums erreicht, ohne daß dabei nennenswerte Verluste des Aluminiums hingenommen werden müssen. Mithin kann für diese Sinterung davon ausgegangen werden, daß sie praktisch bei Anwesenheit eines Aluminiumdampfes vorgenommen wird, wobei der Aluminiumdampf bei der maßgeblichen Sintertemperatur den im Gleichgewicht stehenden Dampfdruck aufweist.

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Claims

Ansprüche

1. Sinterhartmetall zur Verwendung insbesondere für Schneid- und Ziehwerkzeuge, gekennzeichnet, durch eine im wesentlichen aus Titankarbid, Chromkarbid und Molybdänkarbid bestehende Grundmasse, die wenigstens ein Element aus der Gruppe ■Vanadiumkarbid und Titannitrid als Zuschlag enthält, und eine Bindelegierung auf der Basis von Nickel und Molybdän sowie wenigstens einem Element aus der Gruppe Aluminium und Chrom, die zu zehn bis fünfzig Gewichtsprozent der aus beiden Anteilen gebildeten Gesamtmasse anwesend ist, wobei der Anteil des Molybdäns oder der Anteil des Molybdäns und des Molybdänkarbids zwischen 25 und 70 Gew.-% und der Anteil des Aluminiums zwischen 2,5 und 7,5 Gew.-insbesondere zwischen 2,5 und 5 Gew.-%, der Bindelegierung und wobei der Anteil des Vanadiumkarbids zwischen 5 und 20 Gew_t- ^, insbesondere zwischen 5 und 10 Gew.-%, und der Anteil des Titannitrids zwischen 2,5 und 20 Gew.-%, insbesondere zwischen 5 und 10 Gew.- %, der Gesamtmasse beträgt.

2. Sinterhartmetall nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil des Chroms mehr als 7 Gew.-% der Bindelegierung beträgt, wenn die Bindelegierung wenigstens eine kleine Menge an Ni,Al enthält.

3. Sinterhartmetall nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet , daß es eine Festigkeit gegenüber einer beim Spitzenstoß ermittelten plastischen Verformung von nicht mehr als 0,762 mm aufweist, wenn ein Schneidwerkzeug mit einer Arbeitsgeschwindigkeit von etwa 3,048 m/sec an der Oberfläche eines Werkstückes aus einem Stahl mit einer Brinell-Härte von wenigstens etwa 300 arbeitet.

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4. Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls nach den Ansprüchen 1 bis 3» dadurch gekennzeichnet, daß aus einem Titankarbid-Pulver mit einer Körnchengröße zwischen 3,5 und 4,5 Mikrons, einem Molybdän-Pulver und einem mit Nickel überzogenen Aluminiumpulver einer jeweiligen Körnchengröße zwischen 2,5 und 3,5 Mikrons sowie einem Vanadiumkarbid- und einem Titannitrid-Pulver einer jeweiligen Körnchengröße bis etwa - 325 Maschen eine gemeinsame Charge gebildet wird, die in Anwesenheit eines Wachses und eines die Sinterung bewirkenden Mediums sowie eines eine hinreichende Homogenisierung und Durchjnischung bewirkenden Verdampfungsmittels, wie Azeton, auf eine Teilchengröße für einen Siebdurchgang durch ein Sieb mit 20 Maschen gemahlen wird, und daß der Siebdurchgang dann in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre und erhöhter Temperatur verdichtet und schließlich in einem geschlossenen Graphittiegel gesintert wird, der auf weniger als 1 Mikron Quecksilber-Druck evakuiert ist und auf eine Temperatur von etwa 1400° C bzw. auf eine Temperatur von wenigstens 150° C über der eutektischen Temperatur jeder möglichen Kombination unter den benutzten Pulvern für etwa eine Stunde erhitzt wird.

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