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Dokumentenidentifikation DE69807559T3 13.09.2007
EP-Veröffentlichungsnummer 0000872566
Titel Legierung auf Titanbasis
Anmelder Sumitomo Electric Industries, Ltd., Osaka, JP;
Hokkaido Sumiden Precision Industries, Ltd., Hokkaido, JP
Erfinder Isobe, Kazutaka, Itami-shi, Hyogo, JP;
Kitagawa, Nobuyuki, Itami-shi, Hyogo, JP;
Yamazaki, Isao, Naie-cho, Hokkaido, JP
Vertreter Grünecker, Kinkeldey, Stockmair & Schwanhäusser, 80538 München
DE-Aktenzeichen 69807559
Vertragsstaaten DE, FR, GB, IT, SE
Sprache des Dokument EN
EP-Anmeldetag 17.04.1998
EP-Aktenzeichen 983029802
EP-Offenlegungsdatum 21.10.1998
EP date of grant 04.09.2002
EPO date of publication of amended patent 11.04.2007
Veröffentlichungstag im Patentblatt 13.09.2007
IPC-Hauptklasse C22C 29/04(2006.01)A, F, I, 20051017, B, H, EP
IPC-Nebenklasse C22C 29/10(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   

Beschreibung[de]

Die vorliegende Erfindung betrift ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung auf Titanbasis, bestehend aus einer Hartphase, einer Binderphase und unvermeidlichen Verunreinigungen, und betrifft insbesondere ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung auf Titankarbonitridbasis, welche eine ausgezeichnete Splitterbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit aufweist.

Eine Legierung auf Titankarbonitridbasis (Cermet – Keramik-Metall-Verbundwerkstoff, welche einer Legierung auf WC-Basis hinsichtlich Oxidationsbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit überlegen ist, wird im großen Umfang als Schneidwerkzeug verwendet. Jedoch splittert das herkömmliche Cermet mit den vorstehend erwähnten Vorteilen mechanisch sehr leicht.

Wenn die Struktur des herkömmlichen Cermets mit einem Rasterelektronenmikroskop betrachtet wird, beobachtet man, dass die die Hartphase in der Legierung bildenden Partikel schwarze Kernanteile aufweisen, welche an Kernabschnitten angeordnet sind und schwarz erscheinen und Umfangsanteile, welche um die schwarzen Kernanteile herum angeordnet sind und grau erscheinen. In jedem Hartphasenpartikel ist das Verhältnis der Fläche des schwarzen Anteils zu der des Umfangsanteils im Wesentlichen konstant. Wenn die Flächen der schwarzen Kernanteile in den entsprechenden Partikeln relativ groß sind, ist die Legierung in der Verschleißbeständigkeit verbessert, jedoch in der Splitterbeständigkeit verschlechtert. Wenn die Flächen der schwarzen Anteile in den entsprechenden Partikeln klein sind, ist andererseits die Legierung in der Splitterbeständigkeit verbessert, jedoch in der Verschleißbeständigkeit verschlechtert. Bei dem herkömmlichen Cetrmet ist es schwierig, ausgezeichnete Eigenschaften sowohl bei der Splitterbeständigkeit, als auch bei der Verschleißbeständigkeit zu erzielen.

Die Japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 62-170452 (1987) offenbart ein Cermet, welches eine Hartphase mit einer Kernstruktur umfasst. Die Hartphase besteht aus Partikeln mit schwarzen Kernanteilen und solchen mit weißen Kernanteilen. Die schwarzen Kernanteile besitzen einen Überschuss an Metall, wie z. B. Ti, welches zu der Gruppe IVa der Periodentabelle gehört, und die weißen Kernabschnitte besitzen einen Überschuss eines Metalls, wie z. B. W, das der Gruppe Va oder VIa angehört. In dem in dem vorstehenden Japanischen Patent offenbarten Cermet sind die Hartphasenpartikel mit den schwarzen Kernabschnitten und diejenigen mit den weißen Kernabschnitten in einem konstanten Verhältnis verteilt. Jedoch tragen die Hartphasenpartikel mit den weißen Kernabschnitten kaum zu der Verschleißbeständigkeit des Cermets bei. Die Hartphasenpartikel mit den weißen Kernabschnitten belegen ein großes Verhältnis von 50 bis 80% im Bezug auf die gesamte Hartphase, was zu einer unzureichenden Verschleißbeständigkeit des Cermets führt.

US-A-5,308,376 betrifft ein Cermet. JP-A-8199283 betrifft eine Legierung auf Titankarbonitridbasis. JP-A-6248385 betrifft ein Cermet auf Titankarbonitridbasis.

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer Legierung auf Titanbasis, welche ausgezeichnete Eigenschaften sowohl in der Verschleißbeständigkeit, als auch der Splitterbeständigkeit zeigt.

Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer Legierung auf Titanbasis für ein Cermet-Schneidwerkzeug mit einer langen Betriebslebensdauer.

Noch eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer Legierung auf Titankarbonitridbasis für ein Cermet-Schneidwerkzeug mit ausgezeichneten Eigenschaften sowohl in der Verschleißbeständigkeit und der Splitterbeständigkeit und mit einer langen Betriebslebensdauer.

Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren wie in Anspruch 1 der hierzu beigefügten Ansprüche beansprucht bereit.

Die Legierung auf Titanbasis enthält 80 bis 95 Gewichtsprozent an Hartphase, um ausgezeichnete Eigenschaften in der Verschleißbeständigkeit, Beständigkeit gegen plastische Verformung, Festigkeit und Zähigkeit zu zeigen. Wenn der Anteil der Hartphase kleiner als 80 Gewichtsprozent ist, wird die Legierung deutlich in der Verschleißbeständigkeit und Beständigkeit gegen plastische Verformung verschlechtert. Wenn andererseits dieser Anteil der Hartphase 95 Gewichtsprozent überschreitet, verschlechtert sich die Legierung in der Festigkeit und Zähigkeit. Der Anteil der Hartphase liegt bevorzugter in dem Bereich von 83 bis 92 Gewichtsprozent.

Das andere Metall außer dem Ti wird geeignet aus Metallen, wie z. B. Zr und Hf, welche zu der Gruppe IVa der Periodentabelle, V, Nb und Ca, welche zu der Gruppe Va gehören, und Mo und W, welche zu der Gruppe VIa gehören, ausgewählt.

Die Partikel A mit dem große Flächen belegenden schwarzen Kernanteilen enthalten im Überschuss ein Karbid oder ein Karbonitrid aus Ti in den Kernabschnitten, und tragen dadurch zu der Verbesserung der Verschleißbeständigkeit und der Oxidationsbeständigkeit bei. Die Partikel B mit dem kleine Flächen belegenden schwarzen Kernanteilen bilden eine Festlösung für oder enthalten ein Metall, wie z. B. W, das zu der Gruppe VIa der Periodentabelle gehört, im Überschuss in den peripheren Teilen, und tragen dadurch zur Verbesserung der Festigkeit und Splitterbeständigkeit bei. Daher kann die Legierung auf Titanbasis sowohl in der Verschleißbeständigkeit, als auch in der Splitterbeständigkeit verbessert werden, indem sie die Partikel A und B in Koexistenz enthält, und den besten Gebrauch von den vorstehenden Funktionen macht.

Das Flächenverhältnis der Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen von wenigstens 30% belegen, zu dem Partikeln B mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen weniger als 30% belegen, erfüllt die Bedingung von 0,3 ≤ A/(A + B) ≤ 0,8, um ausgezeichnete Eigenschaften in der Verschleißbeständigkeit, Oxidationsbeständigkeit und Splitterbeständigkeit zu erzielen. Wenn das Verhältnis von A/(A + B) kleiner als 0,3 ist, wird der Anteil der Partikel A mit den große Flächen belegenden und Ti in Überschuss enthaltenden schwarzen Kernanteilen verringert, was zu einer verschlechterten Verschleißbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit führt. Wenn das Verhältnis von A/(A + B) andererseits 0,8 überschreitet, wird der Anteil der Partikel B, welche die große Flächen belegenden Umfangsanteile und das Metall, wie z. B. das zu der Gruppe VIa gehörende W, im Überschuss enthalten, reduziert. Somit kann die Legierung auf Titanbasis nicht die Ausbreitung von Rissen unterdrücken, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit führt.

Bevorzugt liegt die mittlere Fläche der schwarzen Kernanteile der Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen von wenigstens 30% der gesamten Partikel belegen, innerhalb des Bereiches von 0,5 bis 2,5 &mgr;m2, und der mittlere Bereich der schwarzen Kernanteile der Partikel 8 mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen von weniger als 30% der gesamten Partikel belegen, liegt innerhalb des Bereichs von 0,1 bis 0,7 &mgr;m2.

Die Partikel A tragen hauptsächlich zu der Verschleißbeständigkeit bei. Wenn der mittlere Bereich der schwarzen Anteile der Partikel A 2,5 &mgr;m2 überschreitet, wird jedoch das Verhältnis der schwarzen Kernanteile mit einem Überschuss an Ti, welcher in der Hartphase enthalten ist vergrößert, um die Verschleißbeständigkeit zu verbessern, während die Flächen der Umfangsanteile so reduziert werden, dass die Ausbreitung von Rissen nicht unterdrückt werden kann, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit führt. Wenn die mittlere Fläche der schwarzen Kernanteile der Partikel A kleiner als 0,8 &mgr;m2 ist, wird andererseits das Verhältnis der schwarzen Kernanteile, welche in der Hartphase enthalten sind, reduziert, was zu einer schlechteren Verschleißbeständigkeit führt. Daher liegt die mittlere Fläche der schwarzen Kernanteile der Partikel A bevorzugt innerhalb des Bereiches von 0,8 bis 2,5 &mgr;m2.

Die Partikel B tragen hauptsächlich zur Splitterbeständigkeit bei. Wenn die mittlere Fläche der schwarzen Kernanteile der Partikel B 0,7 &mgr;m2 übersteigt, werden die Flächen der Umfangsanteile verringert, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit führt. Wenn andererseits die mittlere Fläche der schwarzen Kernanteile der Partikel B kleiner als 0,1 &mgr;m2 ist, wird das Verhältnis der schwarzen Kernanteile, welche in des Hartphase enthalten sind, verringert, was zu einer schlechteren Verschleißbeständigkeit führt, obwohl die Flächen der Umfangsanteile vergrößert sind, so dass die Splitterbeständigkeit verbessert wird. Daher liegt die mittlere Fläche der schwarzen Kernanteile der Partikel B bevorzugt innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,7 &mgr;m2.

Bevorzugt erfüllt das Flächenverhältnis der mittleren Fläche Sa der Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen von wenigstens 30% der gesamten Partikel belegen, zu der mittleren Fläche Sb der Partikel B mit den schwarzen Kernanteilen, welche Flächen von weniger als 30% der gesamten Partikel belegen, eine Bedingung von 0,1 ≤ Sb/Sa ≤ 0,9.

Wenn das Verhältnis Sb/Sa kleiner als 0,1 ist, wird das Verhältnis der schwarzen Anteile mit einem Überschuss an Ti, das in der Hartphase enthalten, ist verringert, was zu einer geringeren Verschleißbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit führt. Wenn das Verhältnis Sb/Sa andererseits 0,9 überschreitet, wird das Verhältnis der schwarzen Kernanteile mit einem Überschuss an Ti, das in der Hartphase enthalten ist, vergrößert, so dass sich die Verschleißbeständigkeit verbessert, während die Flächen der Umfangsanteile so reduziert werden, dass die Ausbreitung von Rissen nicht unterdrückt werden kann, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit führt. Daher liegt das Verhältnis Sb/Sa bevorzugt innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,9.

Bevorzugt weist die Verteilung der Flächen der schwarzen Anteile in den entsprechenden Hartphasenpartikeln eine erste Spitze auf, welche innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,7 &mgr;m2 liegt und eine zweite Spitze, welche innerhalb des Bereiches von 0,8 bis 2,5 &mgr;m2 liegt.

Wenn die Verteilung der Flächen der schwarzen Kernanteile die ersten und zweiten Spitzen wie vorstehend beschrieben aufweist, können sich die Eigenschaften von Partikeln, welche so verteilt sind, dass sie die erste Spitze aufweisen, sich von denjenigen Partikeln, welche so verteilt sind, dass sie die zweite Spitze aufweisen, unterscheiden. Die Partikel, welche so verteilt sind, dass sie die erste Spitze aufweisen, zeigen ausgezeichnete Eigenschaften bezüglich der Verschleißbeständigkeit aufgrund der großen Flächen der Umfangsanteile. Andererseits zeigen die Partikel, welche so verteilt sind, dass sie die zweite Spitze aufweisen, ausgezeichnete Eigenschaften in der Verschleißbeständigkeit aufgrund der großen Flächen der schwarzen Kernanteile.

Wenn die Flächenverteilung der schwarzen Kernanteile nur eine Spitze besitzt, weisen alle Hartphasenpartikeln ähnliche Eigenschaften auf und können nicht unterschiedliche Funktionen übernehmen. Demzufolge ist die Legierung auf Titanbasis in der Verschleißbeständigkeit oder Splitterbeständigkeit unzureichend.

Wenn beide von den ersten und zweiten Spitzen 0,7 &mgr;m2 überschreiten, oder eine von den Spitzen 0,5 &mgr;m2 überschreiten, werden die Flächen der Umfangsanteile so reduziert, dass die Ausbreitung von Rissen nicht unterdrückt werden kann, was zu einer schlechteren Splitterbeständigkeit führt. Wenn beide von den ersten und zweiten Spitzen kleiner als 0,8 &mgr;m2 sind oder eine von den Spitzen kleiner als 0,1 &mgr;m2 ist, werden die Flächen der schwarzen Kernanteile mit einem Überschuss von Ti reduziert, was zu einer unzureichenden Verschleißbeständigkeit führt. Somit muss die Flächenverteilung der schwarzen Kernanteile in den Hartphasenpartikeln die erste Spitze enthalten, welche innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,7 &mgr;m2 liegt und die zweite Spitze, welche innerhalb des Bereichs von 0,8 bis 2,5 &mgr;m2 liegt.

Gemäß der vorliegenden Erfindung, wie sie hierin vorstehend beschrieben wurde, enthält die Legierung auf Titanbasis, die Hartphasenpartikel A mit den große Flächen belegenden schwarzen Anteilen und die Hartenphasenpartikel B mit den kleine Flächen belegenden schwarzen Anteile in dem optimalen Verhältnis, um effektiv die Eigenschaften zu nutzen, welche von diesen Partikeln A und B gezeigt werden, um dadurch ausgezeichnete Eigenschaften in der Verschleißbeständigkeit und Splitterbeständigkeit zu erzielen. Während ein Schneidwerkzeug zur Grobbearbeitung splittert, wenn dasselbe aus einer Legierung aus herkömmlichem Titankarbonitrid hergestellt wird, ist die Legierung auf Titanbasis gemäß der vorliegenden Erfindung auch für ein derartiges Werkzeug für die Grobbearbeitung anwendbar. Somit stellt die vorliegende Erfindung eine Legierung auf Titankarbonitridbasis für ein Cermet-Schneidwerkzeug mit einer langen Betriebslebensdauer bereit.

Die vorgenannten und weiteren Aufgaben, Merkmale, Aspekte und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden aus der nachstehenden detaillierten Beschreibung der vorliegenden Erfindung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen, die im Rahmen eines Beispiels bereitgestellt werden, deutlicher ersichtlich. In den Zeichnungen zeigen:

1 exemplarische verteilte Zustände von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen, welche große Flächen belegen und von Partikeln B mit schwarzen Kernanteilen, welche kleine Flächen belegen;

2 weitere exemplarisch verteilte Zustände der Partikel A und B;

3 weitere exemplarisch verteile Zustände der Partikel A und B;

4 weitere exemplarisch verteilte Zustände der Partikel A und B; und

5 die Verteilung von Flächen schwarzer Kernanteile.

1 bis 4 stellen typisch die Strukturen von Querschnitten einer Legierung auf Titankarbonitridbasis gemäß einer Ausführungsform der Erfindung betrachtet mittels eines Rasterelektronenmikroskops dar. Die Legierung auf Titankarbonitridbasis besteht aus 80 bis 95 Gewichtsprozent einer Hartphase, einer Bilderphase und unvermeidlichen Verunreinigungen. 1 bis 4 stellen nur die Hartphase dar, während die Darstellung der Binderphase und der unvermeidlichen Verunreinigungen unterlassen wird.

Die Hartphase ist ein Karbid (TiMC), ein Nitrid (TiMN) oder Karbonitrid (TiMCN) aus Ti und wenigstens einem anderen Metall (M) als Ti, welches von denjenigen ausgesucht wird, welche zu den Gruppen IVa, Va und VIa der Periodentabelle gehören. Die Binderphase enthält Co und Ni als Hauptkomponenten.

Wenn man eine Legierung auf Titanbasis mit dem Rasterelektronenmikroskop betrachtet, erkennt man, dass Partikel, welche die Hartphase in der Legierung bilden, schwarze Kernanteile 1 enthalten, welche in Kernabschnitten angeordnet sind, so dass sie schwarz erscheinen und Umfangsabschnitte 2, welche um die schwarzen Kernabschnitte 1 herum angeordnet sind, so dass sie grau erscheinen, wie es in 1 bis 4 dargestellt ist. Wie vorstehend beschrieben, enthalten die schwarzen Kernanteile 1 im Überschuss ein Karbid oder ein Karbonitrid von Ti. Andererseits enthalten die Umfangsanteile 2 in Überschuss ein Metall, wie z. B. W, welches der Gruppe VIa der Periodentabelle angehört.

Es wird angenommen, dass A Partikel mit schwarzen Anteilen 1, welche Flächen von wenigstens 30% der gesamten Partikel belegen repräsentiert, und B Partikel mit schwarzen Teilen 1, welche Flächen von wenigstens 30% der Gesamtpartike2l belegen, repräsentiert.

Das Flächenverhältnis der Partikel A zu den Partikeln B erfüllt die Bedingung 0,3 ≤ A/(A + B) ≤ 0,8.

Bevorzugt liegt die mittlere Fläche der schwarzen Anteile 1 in den Partikeln A innerhalb des Bereiches von 0,8 bis 2,5 &mgr;m2 und die mittlere Fläche der schwarzen Anteile 1 der Partikel B innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,7 &mgr;m2. Bevorzugt erfüllt das Flächenverhältnis der mittleren Fläche Sa der schwarzen Anteile 1 in den Partikeln A zu der mittleren Fläche Sb der schwarzen Anteile 1 in den Partikeln B die Bedingung 0,1 ≤ Sb/Sa ≤ 0,9.

Bevorzugt weist die Verteilung der Flächen der schwarzen Kernanteile 1 in den entsprechenden Hartphasenpartikeln eine erste Spitze auf, welche innerhalb des Bereichs von 0,1 bis 0,7 &mgr;m2 liegt und eine zweite Spitze, welche innerhalb des Bereichs von 0,8 bis 2,5 &mgr;m2, wie es in 5 dargestellt ist.

Die Flächen der Partikel und die schwarzen Kernanteile 1 können berechnet werden, indem ein Abschnitt der Legierung poliert wird und der polierte Abschnitt mit einem Rasterelektronenmikroskop betrachtet wird. Die Flächen können mit dem bloßen Auge oder mittels Bildbearbeitung nach der nachstehenden Prozedur berechnet werden:

  • (1) Zuerst wird die Cermet-Legierung poliert, um eine Photographie mit 4800-facher Vergrößerung mit einem Rasterelektronenmikroskop aufzunehmen.
  • (2) Die Korngrenzen werden in einem Bereich von 14 &mgr;m mal 17 &mgr;m identifiziert, um die Daten in einem Computer mit einem Bildscanner einzugeben.
  • (3) Die Anzahl von Pixeln, welche von schwarzen Kernanteilen und Umfangsanteilen der identifizierten Partikel belegt werden, werden gezählt, und die Fläche eines Pixels aus dem Verstärkungsfaktor zu erhalten. Ferner werden die Flächen der schwarzen Kernanteile und der Umfangsanteile erhalten.
  • (4) Die Partikel werden in die Partikel A und B auf der Basis der Flächen der schwarzen Kernanteile und der Umfangsanteile klassifiziert.
  • (5) Die Verteilung der Flächen der schwarzen Kernanteile in den Partikeln A und B werden erhalten, indem die mittleren Flächen der schwarzen Kernanteile in den Partikeln A bzw. B berechnet werden.
  • (6) Die Flächen der Partikel A und B werden aus der Anzahl von Pixeln erhalten, welche von den Partikeln A bzw. B belegt werden, um die Verhältnisse der in der Hartphase enthaltenen Partikel A und B zu erhalten.

Bei einer tatsächlichen Beobachtung mit dem Rasterelektronenmikroskop können die Hartphasenpartikel in die Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen 1, welche große Flächen belegen und die Partikel B mit den schwarzen Kernanteilen 1, welche kleine Flächen belegen, wie es in 1 dargestellt ist, klassifiziert werden. In den Partikeln B belegen die Umfangsbereiche 2 große Flächen. Zehn Felder des Bereichs von 14 &mgr;m mal 17 &mgr;m werden auf der Photographie mit 4800-facher Vergrößerung einer Bildanalyse unterzogen, um die Hartphasenpartikel in die Partikel A mit den schwarzen Kernanteilen 1, welche große Flächen belegen, und die Partikel B mit den schwarzen Kernanteilen 1, welche kleine Flächen belegen, zu klassifizieren, um dadurch die Verteilung der Flächen der schwarzen Kernanteile in den entsprechenden Partikeln A und B zu erhalten. Dadurch werden die mittleren Flächen der schwarzen Kernanteile 1 in den Partikeln A und B erhalten. Die in 5 dargestellte graphische Darstellung wird aus der Verteilung der Flächen der schwarzen Kernanteile erhalten.

Gemäß 2 und 3 werden Partikel ohne schwarze Kernanteile 1 ebenfalls als Partikel B mit Kernanteilen 1 betrachtet, welche Flächen weniger als 30% belegen.

Die Legierung auf Titanbasis, typischerweise eine Legierung auf Titankarbonitridbasis wird wie folgt hergestellt:

Zuerst wird eine Ti-Verbindung, wie z. B. TiCN oder TiC mit einem Karbid, einem Nitrid oder einem Karbonitrid, welches ein anderes zu der Gruppe IVa, Va oder VIa der Periodentabelle gehörendes Metall (M) als Ti enthält, in einem vorbestimmten Verhältnis gemischt. Zu diesem Zeitpunkt ist der Anteil der Ti-Verbindung 85 bis 95 Gewichtsprozent im Bezug auf das Gesamtgemisch.

Dann wird das Gemisch in einer Stickstoffatmosphäre bei relativ niedriger Temperatur von 1500 bis 1600°C wärmebehandelt, um eine Festlösung &agr; zu erzeugen.

Ein weiteres Gemisch mit einem anderen Mischverhältnis wird getrennt von dem Gemisch mit dem vorstehend erwähnten Gemischverhältnis hergestellt. Dieses Gemisch wird so hergestellt, dass der Anteil der Ti-Verbindung 50 bis 60 Gewichtsprozent im Bezug auf das Gemisch beträgt. Wenn das Gemisch keine W-Verbindung enthält, wird eine W-Verbindung dem Gemisch in einem vorbeschriebenen Mischverhältnis zugesetzt. Dieses Gemisch wird einer Stickstoffatmosphäre bei einer relativ hohen Temperatur von 1750 bis 1850°C wärmebehandelt, um eine Festlösung &bgr; zu erzeugen.

Die zwei Festlösungen &agr; und &bgr;, WC, welches nach Bedarf zugesetzt wird, und Co und Ni, welche Metalle der Eisenfamilie sind, werden miteinander nassgemischt, um einen Pressling zu erzeugen. Dieser Pressling wird in einem Vakuum bei einer Temperatur von 1150 bis 1250°C entgast und danach bei einem Stickstoftgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1450 bis 1550°C für ein bis zwei Stunden gesintert.

Beispiel 1

70 Gewichtsprozent TiCN, 20 Gewichtsprozent TiC, 5 Gewichtsprozent TaC und 5 Gewichtsprozent NbC wurden miteinander gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013 bar (1 atm) bei einer relativ niedrigen Temperatur von 1550°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin nachstehend als "Festlösung &agr;" bezeichnet) zu erzeugen. Diese Festlösung &agr; stellte sich als wirksam für die Erzeugung von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen heraus, welche große Flächen belegen.

Getrennt von der Festlösung &agr;, wurden 44 Gewichtsprozent TiCN, 10 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent TaC, 8 Gewichtsprozent NbC und 30 Gewichtsprozent WC miteinander gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013 bar (1 atm) bei einer Temperatur von 1800°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin nachstehend als "Festlösung &bgr;" bezeichnet) zu erzeugen. Es stellte sich heraus, dass die Flächen von Umfangsabschnitten aufgrund der Hinzufügung von WC vergrößert wurden. Die Festlösung &bgr; stellte sich als wirksam für die Erzeugung von Partikeln B heraus.

Die Festlösungen &agr; und &bgr;, WC, Co und Ni wurden miteinander mit in der Tabelle 1 dargestellten Mischverhältnissen nassgemischt, und die erhaltenen Gemische wurden für die Erzeugung von Presslingen gepresst. Diese Presslinge wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 1 bis 6 und Vergleichsproben Nr. 7 bis 14 herzustellen.

Tabelle 1
  • *: außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs

Bezugnehmend auf Tabelle 1 kann man schließen, dass die Verhältnisse &agr;/(&agr; + &bgr;) der Festlösungen &agr; und &bgr; nicht mit den Flächenverhältnissen A/(A + B) der Partikel A und B übereinstimmen, da die Festlösungen &agr; und &bgr; in Gewichtsprozenten ausgedrückt werden, während die Partikel A und B in Flächenverhältnissen ausgedrückt werden, dass das unabhängig zugemischte WC in Umfangsstrukturen der Festlösungen &agr; und &bgr; festgelöst ist, um die Partikel B auszubilden, und das WC selbst unabhängig existiert oder sich in die Partikel B umwandelt.

(Bewertung der Sinterkörper)

Die erhaltenen Sinterkörper wurden plangeschliffen und poliert und anschließend wurden zehn Felder von mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Photographien mit 4800-facher Vergrößerung Bild-analysiert. Auf diese Weise wurden die Hartphasen in Partikel A und B klassifiziert, und die Flächen dieser Partikel A und B wurden berechnet, um die Flächenverhältnisse der Partikel A, welche die Hartphasen belegen, d. h. die Verhältnisse A/(A + B) zu erhalten.

(Schneidtest)

Dann wurden die Proben Nr. 1 bis 14 einem vorgeschriebenen Schleif- und Hon-Vorgang unterworfen, um die Verschleißbeständigkeit und Splitterbeständigkeit zu testen. Verschleißbeständigkeitstest Werkzeugform: SNMG432 Werkstück: Rundmaterial aus SCM435 (HB = 240) Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min. Vorschub: 0,33 mm/rückwärts Schnitttiefe: 2,0 mm Schneidöl: wasserlöslich Schneidzeit: 10 Minuten Ermittlung: Flankenverschleißbreite VB (mm)
Splitterbeständigkeitstest Werkzeugform: SNMG432 Werkstück: geripptes Material aus SCM435 (HB = 225) Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min.
Vorschub: 0,25 mm/rückwärts Schnitttiefe: 2,0 mm Schneidöl: wasserlöslich Ermittlung: Anzahl von Stößen, welche zur Splitterung führt (Zählwert).

Tabelle 2 stellt die Testergebnisse dar.

Tabelle 2

Wie es deutlich aus den in Tabelle 2 dargestellten Ergebnissen zu ersehen ist, war der Abtragsverlust in den Verschleißbeständigkeitstests nicht größer als 0,14 mm und die Anzahl von Stößen, welche zum Splittern in dem Splitterbeständigkeitstest führte, war wenigstens 8000 bei jeder von den erfindungsgemäßen Proben Nr. 1 bis 6.

Andererseits zeigten die Vergleichsproben Nr. 7 und 8 ausgezeichnete Eigenschaften in der Verschleißbeständigkeit, waren aber extrem schlechter in der Splitterbeständigkeit. Die Vergleichsproben 9 und 10 waren in der Splitterbeständigkeit ausgezeichnet, aber deutlich schlechter in der Verschleißbeständigkeit. Die Vergleichsprobe Nr. 11, das den Anteil der Binderphase, bestehend aus Co, Ni verringert und das Verhältnis der Partikel B, die in der Hartphase enthalten sind erhöht, war in der Splitterbeständigkeit ausgezeichnet, aber schlechter in der Verschleißbeständigkeit. Die Vergleichsprobe Nr. 12, die den Anteil der Binderphase, bestehend aus Co und Ni erhöht und das Verhältnis der Partikel A, die in der Hartphase enthalten sind erhöht, war in der Verschleißbeständigkeit ausgezeichnet, aber schlechter in der Splitterbeständigkeit.

Das Verhältnis der Hartphase, bestehend aus einem Karbid, einem Nitrid oder einem Karbonitrid ist bevorzugt 80 bis 95 Gewichtsprozent.

Beispiel 2

70 Gewichtsprozent TiCN, 14 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent TaC und 8 Gewichtsprozent NbC wurden miteinander gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013 bar (1 atm) bei einer relativ niedrigen Temperatur von 1550°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin nachstehend als "Festlösung &agr;" bezeichnet) zu erzeugen. Diese Festlösung &agr; stellte sich als wirksam für die Erzeugung von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen heraus, welche große Flächen belegen.

Getrennt von der Festlösung &agr;, wurden 40 Gewichtsprozent TiCN, 10 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent TaC, 8 Gewichtsprozent NbC und 34 Gewichtsprozent WC miteinander gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Sückstoffatmosphäre von 1,013 bar (1 atm) bei einer Temperatur von 1800°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin nachstehend als "Festlösung &bgr;" bezeichnet) zu erzeugen. Es stellte sich heraus, dass die Flächen von Umfangsabschnitten aufgrund der Hinzufügung von WC vergrößert wurden. Die Festlösung &bgr; stellte sich als wirksam für die Erzeugung von Partikeln B heraus.

Die Festlösungen &agr; und &bgr;, WC, Co und Ni, welche Metalle der Eisenfamilie sind, wurden miteinander mit in der Tabelle 3 dargestellten Mischverhältnissen nassgemischt, und die erhaltenen Gemische wurden für die Erzeugung von Presslingen gepresst. Einige von diesen Presslingen wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1480°C für eine Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 21, 24 und 26 bis 29 und Vergleichsproben Nr. 32 bis 37 herzustellen. Die restlichen Presslinge wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei einem Stickstoftgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1530°C für eine Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 22, 23 und 25 bis 29 und Vergleichsproben Nr. 30 und 31 herzustellen.

Tabelle 3
  • Einheit der mittleren Fläche schwarzer Kernanteile; &mgr;m2 *: außerhalb des erfingungsgemäßen Bereichs

(Bewertung der Sinterkörper)

Die erhaltenen Sinterkörper wurden plangeschliffen und poliert und anschließend wurden zehn Felder von mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Photographien mit 4800-facher Vergrößerung Bild-analysiert. Auf diese Weise wurden die Hartphasen in Partikel A und B klassifiziert, und die Flächenverteilungen der schwarzen Kernanteile dieser Partikel A und B erhalten, um die mittleren Flächen der schwarzen Kernanteile der Partikel A und B zu berechnen.

(Schneidtest)

Dann wurden die Proben Nr. 21 bis 29 und die Vergleichsproben Nr. 30 bis 37 geschliffen und gehont, um die Verschleißbeständigkeit und Splitterbeständigkeit unter den nachstehenden konstanten Bedingungen zu testen: Verschleißbeständigkeitstest Werkzeugform: SNMG432 Werkstück: Rundmaterial aus SCM435 (HB = 240) Schneidgeschwindigkeit: 230 m/min. Vorschub: 25 mm/rückwärts Schnitttiefe: 2,0 mm Schneidöl: wasserlöslich Schneidzeit: 10 Minuten Ermittlung: Flankenverschleißbreite VB (mm
Splitterbeständigkeitstest Werkzeugform: SNMG432 Werkstück: geripptes Material aus SCM435 (HB = 225) Schneidgeschwindigkeit: 220 m/min. Vorschub: 0,22 mm/rückwärts Schnitttiefe: 2,0 mm Schneidöl: wasserlöslich Ermittlung: Anzahl von Stößen, welche zur Splitterung führt (Zählwert).

Tabelle 4 stellt die Testergebnisse dar.

Tabelle 4

Wie es deutlich aus den in Tabelle 4 dargestellten Ergebnissen zu ersehen ist, war der Abtragsverlust in den Verschleißbeständigkeitstests nicht größer als 0,15 mm und die Anzahl von Stößen, welche zum Splittern in dem Splitterbeständigkeitstest führte, war wenigstens 8000 bei jeder von den erfindungsgemäßen Proben Nr. 21 bis 29.

Andererseits zeigten die Vergleichsproben Nr. 30 und 31 ausgezeichnete Eigenschaften in der Verschleißbeständigkeit, waren aber extrem schlechter in der Splitterbeständigkeit. Die Vergleichsproben 32 und 33 waren in der Verschleißbeständigkeit ausgezeichnet, aber deutlich schlechter in der Splitterbeständigkeit. Die Vergleichsprobe Nr. 34 war wegen des großen Verhältnisses der Partikel A in der Verschleißbeständigkeit ausgezeichnet aber in der Spliterbeständigkeit schlechter. Die Vergleichsprobe Nr. 35 war wegen des großen Verhältnisses der Partikel B in der Splitterbeständigkeit ausgezeichnet aber in der Verschleißbeständigkeit schlechter

Beispiel 3

70 Gewichtsprozent TiCN, 14 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent TaC und 8 Gewichtsprozent NbC wurden miteinander gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013 bar (1 atm) bei einer relativ niedrigen Temperatur von 1550°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin nachstehend als "Festlösung &agr;" bezeichnet) zu erzeugen. Diese Festlösung &agr; stellte sich als wirksam für die Erzeugung von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen heraus, welche große Flächen belegen.

Getrennt von der Festlösung &agr;, wurden 40 Gewichtsprozent TiCN, 10 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent TaC, 8 Gewichtsprozent NbC und 34 Gewichtsprozent WC miteinander gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013 bar (1 atm) bei einer Temperatur von 1800°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin nachstehend als "Festlösung &bgr;" bezeichnet) zu erzeugen. Es stellte sich heraus, dass die Flächen von Umfangsabschnitten aufgrund der Hinzufügung von WC vergrößert wurden. Die Festlösung &bgr; stellte sich als wirksam für die Erzeugung von Partikeln B heraus.

Die Festlösungen &agr; und &bgr;, WC, Co und Ni, welche Metalle der Eisenfamilie sind, wurden miteinander mit in der Tabelle 5 dargestellten Mischverhältnissen nassgemischt, und die erhaltenen Gemische wurden für die Erzeugung von Presslingen gepresst. Einige von diesen Presslingen wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 41, 44 und 46 bis 49 und Vergleichsproben Nr. 51 bis 56 herzustellen. Die restlichen Presslinge wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1530°C für eine Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 42, 43 und 45 und eine Vergleichsprobe Nr. 50 herzustellen.

Tabelle 5
  • *: außerhalb des erfingungsgemäßen Bereichs

(Bewertung der Sinterkörper)

Die erhaltenen Sinterkörper wurden plangeschliffen und poliert und anschließend wurden zehn Felder von mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Photographien mit 4800-facher Vergrößerung Bild-analysiert. Auf diese Weise wurden die Hartphasen in Partikel A und B klassifiziert, und die Flächenverteilungen der schwarzen Kernanteile dieser Partikel A und B erhalten, um die mittleren Flächen der schwarzen Kernanteile der Partikel A und B zu berechnen.

(Schneidtest)

Dann wurden die erfindungsgemäßen Proben Nr. 41 bis 49 und die Vergleichsproben geschliffen und gehont, um die Verschleißbeständigkeit und Splitterbeständigkeit unter den nachstehenden konstanten Bedingungen zu testen: Verschleißbeständigkeitstest Werkzeugform: SNMG432 Werkstück: Rundmaterial aus SCM435 (HB = 240) Schneidgeschwindigkeit: 220 m/min. Vorschub: 0,3 mm/rückwärts Schnitttiefe: 2,0 mm Schneidöl: wasserlöslich Schneidzeit: 10 Minuten Ermittlung: Flankenverschleißbreite VB (mm)
Splitterbeständigkeitstest Werkzeugform: SNMG432 Werkstück: geripptes Material aus SCM435 (HB = 225) Schneidgeschwindigkeit: 180 m/min. Vorschub: 0,25 mm/rückwärts Schnitttiefe: 2,0 mm Schneidöl: wasserlöslich Ermittlung: Anzahl von Stößen, welche zur Splitterung führt (Zählwert).

Tabelle 6 stellt die Testergebnisse dar.

Tabelle 6

Wie es deutlich aus den in Tabelle 6 dargestellten Ergebnissen zu ersehen ist, war der Abtragsverlust in den Verschleißbeständigkeitstests nicht größer als 0,15 mm und die Anzahl von Stößen, welche zum Splittern in dem Splitterbeständigkeitstest führte, war wenigstens 7000 bei jeder von den erfindungsgemäßen Proben Nr. 41 bis 49.

Andererseits waren die Vergleichsproben Nr. 50 und 52 ausgezeichnet in der Splitterbeständigkeit, waren aber extrem schlechter in der Verschleißbeständigkeit. Die Vergleichprobe Nr. 52 war wegen des großen Verhältnisses der in der Hartphase enthaltenen Partikel A in der Verschleißbeständigkeit ausgezeichnet aber in der Splitterbeständigkeit unzureichend. Die Vergleichsprobe Nr. 54 war wegen des großen Verhältnisses der in der Hartphase enthaltenen Partikel B in der Splitterbeständigkeit ausgezeichnet aber in der Verschleißbeständigkeit schlechter.

Beispiel 4

70 Gewichtsprozent TiCN, 20 Gewichtsprozent TiC, 5 Gewichtsprozent TaC und 5 Gewichtsprozent NbC wurden miteinander gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013 bar (1 atm) bei einer relativ niedrigen Temperatur von 1550°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin nachstehend als "Festlösung &agr;" bezeichnet) zu erzeugen. Diese Festlösung &agr; stellte sich als wirksam für die Erzeugung von Partikeln A mit schwarzen Kernanteilen heraus, welche große Flächen belegen.

Getrennt von der Festlösung &agr;, wurden 44 Gewichtsprozent TiCN, 10 Gewichtsprozent TiC, 8 Gewichtsprozent TaC, 8 Gewichtsprozent NbC und 30 Gewichtsprozent WC miteinander gemischt, und das erhaltene Gemisch wurde anschließend in einer Stickstoffatmosphäre von 1,013 bar (1 atm) bei einer Temperatur von 1800°C wärmebehandelt, um eine Festlösung (hierin nachstehend als "Festlösung &bgr;" bezeichnet) zu erzeugen. Es stellte sich heraus, dass die Flächen von Umfangsabschnitten aufgrund der Hinzufügung von WC vergrößert wurden. Die Festlösung &bgr; stellte sich als wirksam für die Erzeugung von Partikeln B heraus.

Die Festlösungen &agr; und &bgr;, WC, Co und Ni, welche Metalle der Eisenfamilie sind, wurden miteinander mit in der Tabelle 7 dargestellten Mischverhältnissen nassgemischt, und die erhaltenen Gemische wurden für die Erzeugung von Presslingen gepresst. Einige von diesen Presslingen wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Tori) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 61, 64, 66 und 67 und Vergleichsproben Nr. 70 bis 75 herzustellen. Die restlichen Presslinge wurden in einem Vakuum von 1,33 × 10-5 bar (10-2 Torr) bei einer Temperatur von 1200°C entgast und anschließend bei einem Stickstoffgaspartialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) bei einer Temperatur von 1550°C für eine Stunde gesintert, um dadurch die erfindungsgemäßen Proben Nr. 62, 63 und 65 und Vergleichsproben Nr. 68 und 69 herzustellen.

Tabelle 7
  • *: außerhalb des erfingungsgemäßen Bereichs

(Bewertung der Sinterkörper)

Die erhaltenen Sinterkörper wurden plangeschliffen und poliert und anschließend wurden zehn Felder von mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Photographien mit 4800-facher Vergrößerung Bild-analysiert. Auf diese Weise wurden die Flächenverteilungen der schwarzen Kernanteile der Partikel A und B erhalten, um die Werte und Positionen der Spitzen auf der Basis der Flächenverteilungen zu berechnen.

(Schneidtest)

Dann wurden die erfindungsgemäßen Proben Nr. 61 bis 67 und die Vergleichsproben geschliffen und gehont, um die Verschleißbeständigkeit und Splitterbeständigkeit unter den nachstehenden konstanten Bedingungen zu testen: Verschleißbeständigkeitstest Werkzeugform: SNMG432 Werkstück: Rundmaterial aus SCM435 (HB = 240) Schneidgeschwindigkeit: 170 m/min. Vorschub: 0,35 mm/rückwärts Schnitttiefe: 2,0 mm Schneidöl: wasserlöslich Schneidzeit: 10 Minuten Ermittlung: Flankenverschleißbreite VB (mm)
Splitterbeständigkeitstest Werkzeugform: SNMG432 Werkstück: geripptes Material aus SCM435 (HB = 225) Schneidgeschwindigkeit: 220 m/min. Vorschub: 0,23 mm/rückwärts Schnitttiefe: 2,0 mm Schneidöl: wasserlöslich Ermittlung: Anzahl von Stößen, welche zur Splitterung führt (Zählwert).

Tabelle 8 stellt die Testergebnisse dar.

Tabelle 8

Wie es deutlich aus den in Tabelle 8 dargestellten Ergebnissen zu ersehen ist, war der Abtragsverlust in den Verschleißbeständigkeitstests nicht größer als 0,15 mm und die Anzahl von Stößen, welche zum Splittern in dem Splitterbeständigkeitstest führte, war wenigstens 8000 bei jeder von den erfindungsgemäßen Proben Nr. 61 bis 67.

Andererseits waren die Vergleichsproben Nr. 68 und 69 ausgezeichnet in der Splitterbeständigkeit, waren aber wegen des Vorhandenseins von Spitzen auf den Seiten der kleine Fläche belegenden schwarzen Kernanteile extrem schlechter in der Verschleißbeständigkeit. Die Vergleichproben Nr. 70 und 71 war in der Verschleißbeständigkeit ausgezeichnet aber wegen des Vorhandenseins von Spitzen auf den Seiten der große Fläche belegenden schwarzen Kernanteile merklich schlechter in der Splitterbeständigkeit. Jede von den Vergleichsproben Nr. 72 und 73 war wegen des Vorhandenseins nur einer Spitze in der Verschleißbeständigkeit oder Splitterbeständigkeit unzureichend.


Anspruch[de]
Verfahren zur Herstellung einer Legierung auf Titanbasis bestehend aus 80 bis 95 Gewichtsprozent einer Hartphase, einer Binderphase und unvermeintlichen Verunreinigungen, wobei:

die Hartphase ein Karbid (TiMC), ein Nitrid (TiMN) oder ein Karbonitrid (TiMCN) von Ti und wenigstens einem anderen Metall (M) als Ti ist, das aus den Gruppen IVa, Va und VIa der Periodentabelle ausgewählt ist,

die Binderphase Co und Ni als Hauptkomponenten enthält,

die Hartphase in der Legierung auf Titanbasis bildenden Partikel schwarze Kernanteile (1) mit einem Überschuss eines Karbids oder Karbonitrids von Ti aufweisen, und Umfangsanteile (2), die um die Kernanteile (1) herum angeordnet sind, und einen Überschuss eines Gruppe VIa Metalls besitzen, wobei die Kernanteile (1) und die Umfangsanteile (2) schwarz bzw. grau erscheinen, wenn die Struktur der Legierung auf Titanbasis mit einem Rasterelektronenmikroskop betrachtet wird, und

das Flächenverhältnis von Partikeln A zu Partikeln B, welche die Hartphase bilden, die Bedingung erfüllt, dass 0,3 ≤ A/(A + B) ≤ 0,8 ist, wobei die Partikel A als diejenigen Partikel definiert sind, in welchen die Kernanteile (1) eine Fläche von wenigstens 30% der Partikel belegen, und die Partikel B als diejenigen Partikel definiert sind, in welchen die Kernanteile (1) eine Fläche von weniger als 30% der Partikel belegen, und

wobei das Verfahren die nachstehenden Schritte aufweist:

(i) Erzeugen eines ersten Gemischs, das eine oder mehrere Ti-CN und/oder TiC und eines oder mehrere von einem Karbid, einem Nitrid und/oder einem ein Metall (M) enthaltendem Karbonitrid umfasst, wobei das Metall (M) zu der Gruppe IVa, Va oder VIa der Periodentabelle unter Ausschluss von Ti gehört, und wobei der Anteil von Ti-CN und/oder TiC 85 bis 95 Gewichtsprozent in Bezug auf das Gesamtgewicht des ersten Gemisches ist;

(ii) Wärmebehandeln des ersten Gemischs in einer Stickstoffatmospäre bei einer Temperatur von 1500 bis 1600°C, um eine Festlösung &agr; zu erzeugen;

(iii) Erzeugen eines zweiten Gemischs, welches Ti-CN und/oder TiC und eines oder mehrere von einem Karbid, einem Nitrid und/oder einem ein Metall (M) enthaltendem Karbonitrid umfasst, wobei das Metall (m) zu der Gruppe IVa, Va oder VIa der Periodentabelle unter Ausschluss von Ti gehört, und wobei der Anteil von Ti-CN und/oder TiC 50 bis 60 Gewichtsprozent in Bezug auf das Gesamtgewicht des zweiten Gemisches ist;

(iv) wenn das zweite Gemisch kein W enthält, Hinzufügen einer W-enthaltenden Verbindung zu dem zweiten Gemisch;

(v) Wärmebehandeln des zweiten Gemischs in einer Stickstoffatmosphäre bei einer Temperatur von 1750 bis 1850°C, um eine Festlösung &bgr; zu erzeugen;

(vi) Nassvermischen der Festlösungen &agr; und &bgr;, Co und Ni und, falls erforderlich, der W-enthaltenden Verbindung um einen Pressling zu erzeugen;

(vii) Entgasen des Presslings in einem Vakuum bei einer Temperatur von 1150 bis 1250°C; und

(viii) Sintern des entgasten Presslings bei einem Stickstoffgas-Partialdruck von 1,33 bis 266 mbar (1 bis 200 Torr) und einer Temperatur von 1450 bis 1550°C, um die Legierung auf Titanbasis zu erzeugen.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die mittlere Fläche der Kernanteile (1) in den Partikeln A innerhalb des Bereichs von 0,8 bis 2,5 &mgr;m2 und die mittlere Fläche der Kernanteile (1) in den Partikeln B innerhalb des Bereichs von 0,1 bis 0,7 &mgr;m2 liegt. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Flächenverhältnis der mittleren Fläche Sa der Kernanteile (1) in den Partikeln A zu der mittleren Fläche Sb der Kernanteile (1) in den Partikeln B die Bedingung erfüllt, dass 0,1 ≤ Sb/Sa ≤ 0,9 ist. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Flächenverteilung der Kernanteile (1) in entsprechenden Partikeln, welche die Hartphase bilden, eine erste Spitze innerhalb des Bereichs von 0,1 bis 0,7 &mgr;m2 und eine zweite Spitze innerhalb des Bereichs von 0,8 bis 2,5 &mgr;m2 enthält. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, welches ferner den Schritt des Einbaus der Legierung auf Titanbasis in ein Schneidwerkzeug beinhaltet.






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