DE2008461A1

DE2008461A1 - Hartmetall Legierungen fur Schneid werkzeuge und Verschleißteile

Info

Publication number: DE2008461A1
Application number: DE19702008461
Authority: DE
Inventors: Erwin Beaverton Oreg Rudy (V St A) M
Original assignee: Aerojet General Corp
Current assignee: Aerojet Rocketdyne Inc
Priority date: 1969-02-26
Filing date: 1970-02-24
Publication date: 1971-02-18
Also published as: GB1305603A; CA967404A; US3690962A; BE746604A; DE2008461C3; AT307065B; FR2033394A1; NL150517B; JPS5147645B1; SE369314B; NL7001052A; CH563462A5; DE2008461B2

Description

Hartmetall-Legierungen für Schneidwerkzeuge und Verschleißteile

Die Erfindung betrifft hochtemperaturfeste Hartmetalle-Legierungen mit- Bindemetall, die für Schneidwerkzeuge und auf solchen Anwendungsgebieten eingesetzt werden sollen« bei denen grosse Härte und Verschleißfestigkeit erforderlich sind. Das notwendige feinkörnige und blättrige Mikrogefüge wird vorzugsweise durch Giessen von eutektische!* oder naheutektischen Legierungen eines Metalls der Gruppe Ha (Titan, Zirkon, Hafnium) mit Wolfram und Kohlenstoff, die bestimmte legierende und inerte Stoffe enthalten können, hergestellt. Für bestimmte Anwendungszwecke können die Mischmetalle nach pulvermetallurgischen Methoden hergestellt werden.

Moderne carbidhaltige Werkzeugmaterialien bestehen aus einer mechanisch zerkleinerten Hartkarbid-Phase, die in einer Matrix (Binder) aus einem Metall der Eisengruppe, im allgemeinen in Kobalt oder Nickel dispergiert ist. Die Binder-Phase verleiht dem Gußstück Zähigkeit und erleichtert das Sintern der Karbid-Partikel. Das Nachlassen der Härte von Bin-

OBlGiNAL INSfECTED

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der-Phasen auf Eieenmetall-Grundlage bei relativ niedrigen Temperaturen kann dazu führen, daß der thermisch bedingte . Verschleiß zum vorherrschenden Verschleiß bei hohen Schnittgeschwindigkeiten und abgenutzten Werkzeugen wird, und die niedrige Schmelztemperatur dieser Binder-Phasen verbietet ihre Benutzung als verschleißfeste Gußstücke bei über 800 bis 1000⁰C liegenden Temperaturen.

Binderfreie, gegossene Karbide wie W₂C +WC - Eutektika spielt ten eine Rolle, bei der ursprünglichen Entwicklung von Werkzeugen auf Karbidbasis und gleichartigen Gesenkmaterialien, wurden aber abgelöst durch das Erscheinen der zäheren, durch pulvermetallurgische Verfahren hergestellte Karbide mit Kobalt-Binder.

Trotz der günstigen Verhältnisse beim Giessen, die Anpassungsmöglichkeit an billige Herstellungsmethoden und geringer Kapitalbedarf eingeschlossen, wurden keine vergießbaren Werkzeugmaterialien mit Vorzügen, die denen der Karbide mit Bindemetallen aus der Eisengruppe gleichkommen, entwickelt.

Die Karbidmischmetalle gemäß der Erfindung besitzen hervor-P r agende thermische und mechanische Stoßfestigkeit im Vergleich zu den üblichen Hartmetallwerkzeugen mit Kobalt-Binder. Das wird durch die Bildung eines feinkörnigen blättrigen Mikrogefüges mit einer harten Monfckarbid-Phase und einer zähen Phase aus hochtemperaturfestem Metall erreicht.

Das Karbid-Mischmetall gemäß der Erfindung enthält in einer bevorzugten Ausbildung eine Grundlegierung aus einem Metall der Gruppe 4a (Ti, Zr oder Hf), Wolfram und Kohlenstoff mit feinkörnigem, blättrigen Mikrogefüge, das aus einem ein pseudobinäres Eutektikum oder Nah-Eutektikum darstellenden Mischmetall abgeleitet ist. Das blättrige Mikrogefüge besitzt eine Monokarbid-Hartmetallphase und eine Metallphase, wobei die letztere wolframreich ist und dem Mischmetall die

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Zähigkeit verleiht. Die Monokarbid-Phase weist nennenswerte Mengen an Wolfram und dem Metall der Gruppe Ua auf. Bei einer bevorzugten AusbildungCübereutektisches Mischmetall) des erfindungsgemässen Karbid-Mischmetalls ist das gesamte blättrige Mikrogefttge mit Körnern von Primärkarbid durchsetzt. Die eingelagerten Körner von Primärkarbid verbessern die Schneidfähigkeit des Mischmetalls erheblich» wenn es bei einem spangebenden Werkzeug verwendet wird.

Die erfindungsgemässen Hartmetall-Legierungen lassen sich aus pseudobinären Eutektika (Tabelle I) in den Systemen Ti-W-C, Zr-W-C und Hf-W-C bilden. Die Erstarrung des flüssigen Eutektikums ergibt eine hochtemperaturfeste Metallphase und eine Monokarbidphase, die sich in einem festen Zweiphasen-Gleichgewicht befinden. Das gleichzeitige Auftreten der Metallphase und der Monokarbidphase in dem festen Mikrogefüge ist erforderlich für das Konzept der erfindungsgemässen Hartmetallwerkzeuge mit Metallbinder, und das Vorkommen der eutektischen oder naheutektischen Reaktionen bildet die Voraussetzung dafür, daß das erwünschte Mikrogefüge mit äusserst feinkörnigem, blättrigem, Gemisch von Metallphase und Monokarbidphase durch Schmelzen und Giessen erreichbar ist.

' Tabelle I

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Tabelle I

Werte für die pseudobinären eutektischen Gleichgewichte in typischen Systemen von Ti-W-C, Zr-W-C und Hf-W-C

Zusammensetzungen in Atom-Prozent

Legierungs- Temperatur d. flüssiges Metallphasen Monokarbidphasen

j^ system Teutektikuras Eutektikum Cetwa) (etwa)

O Ti-W-C 2700⁰C Ti(21)-W(57)-C(22)⁺ Ti(8)-W(92)-C«0.5) Ti(28)-W(33)-C(39) '

^- Zr-W-C 2850⁰C Zr(25)-W(S5)-C(2O)⁺ Zr(3)-W97)-C«0.5) Zr(H4)-W(16)-CCU0) '

^ Hf-W-C 298O⁰C Hf(21)-W(61)-C(18)⁺ Hf(4)-W(96)-C(<l) HfCUO)-W(20>CCfO)

Kohlenstoffkonzentration - 1 Atomprozent,
Metallkonzentrationen - 2 Atomprozent

Mischmetall-Legierungen der Ti-W-C-Systerne erstarren auch dann noch annähernd isotherm, wenn ihre Zusammensetzung etwas von der des Eutektikums abweicht! es ergeben sich Mikrogefüge, die denen, der wahren Eutektika sehr nahe kommen· Daher lassen sich bei diesen Legierungssystemen die Eigenschaften der Mischmetalle in erheblichem Umfang variieren, indem die Gesamtzusammensetzung der Legierung verändert wird, ohne daß dadurch die Vergießbarkeit verlören ginge oder das grundsätzliche Aussehen des Gußgefüges» das durch die pseudobinäreutektische oder naheutektische Reaktion entsteht, verändert würde. Bei den Legierungssystemen Zr-W-C und Hf-W-C ist die Möglichkeit der Veränderung der Zusammensetzung erheblich geringer, und für die beiden let±genannten Systeme hair es sich gezeigt, daß das Erstarren in einem relativ weiten Temperaturbereich erfolgt, wenn die Zusammensetzung um mehr als etwa 10 Atomprozent in Richtung zum Zirkon oder Hafnium des pseudobinären Eutektikums verschoben wird« Wenn die beiden letztgenannten Systeme einen zu grossen Zirkon- oder Hafnium-Anteil aufweisen, wird das Korn gröber ₉ und die Mischmetalle eignen sich weniger gut zur Verwendung als Werk«« zeuge.

Weitere Vorzüge der Erfindung ergeben sich aus der folgenden Beschreibung und den zugehörigen Zeichnungen» die folgendes darstellen;-

Fig. 1 eine Mikrophotographie eines Systeme Metall de?

Gruppe »*a Chierj Titan) - Wolfram-Kohlenstoff CTit21>WC57i-CC22> Atomprozent) bei lOOOfaeher Vergrösserungj

Fig. 2 eine Mikrophotographie eines zweiten Systems Matall der Gruppe ^a-Wolfram-Kohlenstoff etwas anderer Zusammensetzung <TiC23MfC5$»C(25) Atomprozent) in 500-facher Vergrösserung mit Primärkarbid»K8rnern im gesamten blättrigen MikrogefÜgej

!09 808/ H14^; oRiaiHAL inspected

Fig. 3 ein Diagramm mit typischen Vergleichskurven des

Verschleissee beim Drehen von 317 rostfreiem Stahl mit erfindungsgemässen gegossenen Werkxeuglegferungen und mit handelsüblichen höchstwertigen Hartmetallen vom Typ C-2 und C-SOs

Fig. 4 ein ternärer Aufbau mit den Gehaltsbereichen für I erfindungsgemässe Ti-W-C Grundlegierungen}

Fig. 5 ein ternärer Aufbau mit den geforderten Gehaltsbereichen für erfindungsgemässe Zr-W-C und Hf-W-C Grundlegierungen.

Die erfindungsgemässen Karbid-Mischmetalle werden vorzugsweise durch Schmelzen und Giessen hergestellt, um das feinkörnige blättrige Mikrogefüge der Monokarbidphase und der Phase mit hochtemperaturfestern Metall herzustellen, das durch Erstarren einer eutektiscben oder naheutektischen Schmelze entsteht. Ein typisches feinkörniges blättriges Mikrogefüge ist in Fig. 1 erkennbar, wo das Metall dunkel und das Karbid hell erscheint. Die Mikrophotographie in Fig. 1 zeigt ein Titan-Wolfram-Kohlenstoff-System, ist aber ein typisches Bild des blättrigen Mikrogefüges, das allen erfindungsgemässen Grundlegierungs-Systemen eigen ist. Zur Anwendung bei Hartmetallschneidwerkzeugen hat es sich als zweckaässig herausgestellt, wenn die Körner des Primärkarbids über das gesamte blättrige Mikrogefüge verteilt sind CFig. 2), Die Mikrobilder der Systeme mit Zirkon und Hafnium entsprechen den in den Fig. 1 und 2 gezeigten. Das Vorkommen von Körnern von Primärkarbid in dem blättrigen Gefüge verbessert dia Anwendbarkelt dss Karbid-Mischmetalls

lostoe/tm o«g,nal

für spangebende Werkzeuge erheblich*

Die Dreistoff-Diagramme in den Fig. ** und 5 lassen geeignete Zusammensetzungen von Grundlegierungen zum Herstellen der Karbid-Zusamraenietzungen gemäß der Erfindung erkennen· Bei Fig. U, die sich auf Grundlegierungen aus Titan-Wolfrara-Kohlenstoff bezieht, liegen die bevorzugten Zusammensetzungen in dem inneren schraffierten Bereich E, F* G, H, Der grössere Bereich A, B, C, D umschließt Ansätze« die insgesamt weniger gut geeignet aber noch brauchbar für bestimmte ' Anwendungen sind. Entsprechend gibt der innere schraffierte Bereich E, F, G, H in Fig. 5 die günstigsten Ansätze für die Zirkon- oder Hafnium-Systeme wieder. Der grössere umrandete Bereich A, B, C, D liefert weniger gut geeignete Mischmetalle, die aber noch brauchbar sind. Das blättrige Mikrogefüge in den bevorzugtenBereichen E, F, G, H in den Fig. 4 und S weist Körner von Primärkarbid im gesamten Mikrogefüge auf. Diese Primärkarbide verbessern die Schneideigenschafien der Mischmetalle, wenn sie für spangebende Werkzeuge verwendet werden; jedoch führt ein zu grosser Anteil von Primärkarbidkörnern zum Ausbrechen der Schneide an den Werkzeugen. Ansätze aus den Bereichen A, B₉ C, D oberhalb der bevorzugten Bereiche E, F, G, H neigen zum Ausbrechen der Schneide. Für einige Werkzeugarten ist das zulässig, für andere Anwendungszwecke, bei denen hohe Härte und Verschleißfestigkeit gefordert werden, ist es unerheblich. Unterhalb der bevorzugten Bereiche E, F, G, H innerhalb der Bereiche A, B, C, D in den Fig, Ί und 5 besteht eine Neigung zur Bildung von Primärmetallkörnern innerhalb des blättrigen Mikrogefüges. Primärmetall setzt den Wert des Karbid-Mischmetalls herab, wenn er für Schneidwerkzeuge verwendet werden soll. Rechts von den bevorzugten Bereichen E, F, G, H in den beiden Fig. ** und 5, jedoch innerhalb der Bereiche A, B, C, D besteht die Neigung zur Bildung von Subkarbid-Körnern innerhalb des blättrigen MikrogefÜges, Subkarbide sind weniger hart als Monokarbide und daher für spangebende Werkzeuge weniger

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geeignet« Die inneren schraffierten Bereiche E, F, 6, H in den Fig. k und 5 betreffen Ansätze mit der geforderten Menge von Primärkarbidkörnern für die meisten Werkzeug-Anwendungen.

Schmelzen und Giessen, Plasmabogenspritzen sowie Verfahren der Pulvermetallurgie sind für die Herstellung der Mischmetalle aus Metall und Monokarbid auf der Grundlage der Legierungssysteme Ti-E-C, Zr-W-C und Hf-W-C gemäß der Erfindung angewendet worden. Schmelzen und Gieasen in Abschreckkokillen ergab Mischmetalle mit den besten mechanischen Eigenschaften und bester Verwendbarkeit als Werkzeugmaterial. Die Erfahrung hat gezeigt, daß das Schmelzen in der Pfanne (skull melting) mit nichtabbrennenden (Wolfram) oder abbrennenden Elektroden im Lichtbogen die wirksamste und zuverlässigste Methode der für das Giessen erforderlichen Schmelzen darstellt. Das Schmelzen von Chargen in Widerstands- oder induktionsgeheizten Graphittiegeln hat sich als brauchbar für Ti-W-C-Legierungen erwiesen, jedoch ist darauf zu achten, daß keine übermässige Kohlenstoffaufnähme auftritt, wenn die Legierungen sich längere Zeit auf übereutektischen Temperaturen befinden. Kontinuierliches Schmelzen vorgesinterter Stücke im Felde eines Wirbelstromkonzentrators oder Widerstanderhitzung und Schmelzen von Legierungschargen in einer Einrichtung, in der der Tiegel aus einem erhärteten Teil der zu erschmelzenden Legierung besteht, scheinen erfolgversprechend zu sein.

Dem Giessen mit stationären Formen ist das Schleudergiessen der Schmelze vorzuziehen, weil dabei die Gefahr der Bildung von Schwindungslunkern verringert wird und die hohen Gießgeschwindigkeiten den Formguß schwierigerer Teile erlaubt.

Die erfindungsgeaässen Legierungen sind zahlreicher anderer Anwendungen fähig, zu denen das Bestücken mit Hartmetall für Pflüge, Bulldozer-Schaufeln, Lager und die Verwendung

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als Geschoßkerne für panzerbrechende Geschosse zählen· Die Anbringung von Hartmetallflächen an unterschiedlich geformten Gegenständen durch Plasmaschmelzen und Spritzen der gepulverten erfindungsgemässen Legierungen hat sich als möglich erwiesen. Die Technik des Plagmaliehtbogen-Spritzens verspricht ferner die Herstellung eines ausseist, schnell gekühlten und daher sehr feinkörnigen Legierungspulvers, das dann mit Methoden der Pulvermetallurgie in Form gepreßt werden kann.

■ ."■-*■■" ■.■■■'■'.-.-■-Bei jeder Herstellungsart ist es wichtig, daS die eutektische oder naheutektische flüssige Phase schnell gekühlt wird, vorzugsweise auf eine Temperatur, bei der das betreffende System die Bildung eines erfindungsgemässen feinkörnigen, blättrigen Mikrogefüges gewährleistet.

Dicht strukturierte Teile Cdense bodies) können von dem gepulverten Material durch Heißpressen ebenso wie durch Kaltpressen und Sintern, vorzugsweise unter Zugabe von Sinterhilf sstof fen, hergestellt werden. Bas Pulver! kann die Karbide und Metalle in den erforderlichen Mengenverhältnissen gemischt enthaltene vorzugsweise sollte das Pulver aber aus vorlegiertem Material bestehen, das durch Vermählen von geschmolzenen und schnell gekühlten Legierungen entstanden ist* Als Sinterhilf«stoffe lassen sich die Metalle der Eisengruppe und ihre Legierungen, ferner Mangan und kupf©x»hal· tige Legierungen verwenden· Davon scheinen Nickel tmd nickel» Eisen-Legierungen die besten Eigenschaften fcineiehtlich Fähigkeit und Stoßfeatigkeit zu besitzen, jedoch-sisiä'^:äi£ Sinterwerkstoffe für Schneidwerkzeuge weniger gut «u gebvhxQhm als die gegossenen Legierungen*

Das Legieren der erfindungsgemässesi Ospundlesierungen aus Metall der Gruppe 4a CTi, Zr₉ HfMi-C,

Die Dreistoff»Legierungen all©s? eiipcd ©s»f£siduftgsg©sai1ss©sii Qsnmol·

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systeme können in weiten Umfang durch Zugabe anderer Metalle abgeändert werden. Dieses Legieren fuhrt in manchen Fällen zu beachtlichen Verbesserungen der Materialeigenschaften. Die Untersuchungen der Wirkung von Legierungszusammensetzungen hinsichtlich der Brauchbarkeit als Schneidwerkzeug beim Drehen von 317 rostfreien Stahl lassen sich folgendermaßen zusammenfassen*

(1) Auf der Legierung Ti-W-C basierende Werkzeuge zeigten das beste Schnittverhalten, ausgedrückt in Lebensdauer des Werkzeugs. Die günstigste Zusammensetzung in diesem Grundsystem liegt bei oder nahe dem Ansatz Ti-W-C (23-52-25 Atomprozent), der schwach flbereutektisch ist. Näher zum Wolfram hin liegende Legierungen (in dem pseudobinären Eutektikum) weisen etwas höheren Verschleiß auf als der günstigste Ansatz, weisen aber auch etwas bessere Schneidhaltigkeit und Bruchfestigkeit auf. Mehr zur Titanseite des Eutektikums verschobene Legierungen weisen gute Verschleißfestigkeit auf, neigen aber bei hohen Schnittgeschwindigkeiten zum Spanschweiesen. Legierungen mit mehr als 26 Atomprozent Kohlenstoff neigen zum Ausbrechen der Schneide. Legierungen mit weniger als 22 Atomproxent Kohlenstoff sind übereutektisch, enthalten Primärmet allphasen und versichleissen schnell.

(2) Wolfram kann teilweise durch Molybdän ersetzt werden (zum Beispiel bis zn 20 Atemprozent des Grundlegierungssystems), ohne daß die Brauchbarkeit beeinträchtigt wurde. Wolf* ram kann auch durch kleine Mengen Chrom (bis zu 10 Atomprozent des Grundlegierungssystems) ersetzt werden, jedoch tritt bei grössaren Mengen eine Versprödung der Mischmetalle ein.

(3) Di« Metalle der Gruppe 4a können untereinander in ihren jeweiligen Grundlegierungssysteme^ in beliebigem Umfang ausgetauscht werden« Geringes Legieren il bis 5 Atomprozent) des

Ti-W-C-Systems mit Zr oder Hf erhöht die Werkzeugstandzeit; weiteres Erhöhen des Gehalte führt zu einem allmählichen Abfallen der Eigenschaften auf das Niveau, das bei den Dreistoff-Legierungen Zr-W-C und Hf-W-C beobachtet worden ist. Allgemein gesagt sollen die legierungsbildenden Metalle der Gruppe Ua Cbzw. das Metall der Gruppe Ua) nicht in einer Menge Ober 20 Atomprozent des Grundlegierungssystems ersetzt werden« Im spezielleren Fall sollen die legierungsbildenden Metalle der Gruppe Ua (bzw* das Metall der Gruppe Ua) nicht mehr als 5 Atom-Prozent des Grundlegierungssystems ausmachen.

(U) Der Einsatz von Vanadium anstelle von Wolfram in Mengen bis zu 10 Atomprozent des Grundlegierungssystems setzt die Bruchempfindlichkeit herab, verschlechtert aber die Brauchbarkeit und die Schneidenfestigkeit etwas. Die Neigung zum Ausbrechen der Schneide wird durch Zufügen von mehr als 5 Atomprozent Niob oder Tantal erhöht, wogegen die Gefahr der Auskolkung und des Spanschweissens verringert zu sein scheint*. Insgesamt ist der Zusatz von Metallen der Gruppe Ua in Mengen von mehr als 5 Atomprozent (vorzugsweise von mehr als 2 Prozent) nicht empfehlenswert.

(5) Keine wesentlichen Änderungen der Schneideigenschaften liesβen sich feststellen, wenn bis zu 10 Atomprozent Wolfram durch Rhenium ersetzt wurden. Einführung von bis zu 20 Atomprozent Rhenium anstelle von Wolfram scheint möglich.

(6) Geringfügige Zugabe von Metallen der Eisengruppe (Co, Ni, Fe) von Magnesium und Kupfer oder Metallen der seltenen Erden in Mengen unter 3 Atomprozent des Karbidansatzes gemäß der Erfindung erwiesen sich als im wesentlichen unwirksam.

(?) Eutektische oder schwach übereutektische Zr-W-C- und Hf-W-C-Grundlegierungen sind zSher als Ti-W-C-Grundlegierungen, wiesen jedoch höheren Verschleiß bei Anwendung als Sehneid-

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Werkzeuge auf.

Die Grundlegierungssysteme einschließlich der legierungsverbeseernden Metalle sollen im allgemeinen mindestens 90 Atomprozent des Karbid-Mischmetalls ausmachen. Allgemein ausgedruckt, sollen die unwirksamen Bestandteile weniger als 3 bis 5 Atomprozent des Karbid-Mischmetalls ausmachen.

Der Schmelzpunkt der hochtemperaturfesten Metallphase des erfindungsgemässen blättrigen MikrogefUges liegt im allge-Ψ meinen bei etwa 2700⁰C, was als eine entscheidende Verbesserung gegenüber der Schmelztemperatur von ItOO⁰C der üblichen Kobalt-Sohneidwerkzeuge anzusehen ist.

Die Kühlgeschwindigkeit der erfindungegemäseen Legierung während des Herttellungsprozessee bestimmt die Kornfeinheit · Nach Möglichkeit soll zur Erzeugung einer feinen Körnung die AbkUhlungsgeschwindigkeit mindestens 20⁰C je Sekunde betragen. Das langsamer gekühlte Produkt hat ein gröberes Korn. Vorzugsweise wird mit einer Geschwindigkeit von nehr ale 30⁰C je Sekunde gekühlt.

»Bei vorläufigen Untersuchungen ergab sich die Biegebruchfestigkeit zu etwa 220 000 psi (154 kg/mm ) und konnte wahrscheinlich je nach den Herstellungsbedingungen bis über 350 000 psi (216 kg/mm²) reichen.

Die Mehrzahl der Untersuchungen wurde als Untersuchung des Verhaltens der Legierungen als Schneidwerkzeuge beim geradlinigen Drehen zylindrischer Teststäbe auf einer LeBlonde-Zerepanbarkeits-Drehbank durchgeführt. Für diese Untersuchungen wurden die Hartnetall-Legierungen entweder als Einsätze zuB Einspannen in übliche Werkzeughalter zugerichtet, oder mehr oder weniger unregelmässig geformte Stücke wurden auf Stahl-Werkzeughalter hart aufgelötet und dann mit einer K.O.Lee-Diamant-Schleifeinrichtung in die gewünschte Form

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gebracht. Das Testmaterial bestand aus geglühtem 347 rostfreiem Stahl in Form zylindrischer Stäbe von 3 Zoll (7,6 cm) Durchmesser und 18 Zoll (45,7 cm) Länge. Die Oberfläche wurde in einer Stärke von 0,050 Zoll (1,27 mm) abgenommen, bevor die Versuchslegierungen getestet wurden. Beim Standardtest wurde mit einer Schnittgeschwindigkeit von 400 sfm (122 m/Min.), einer Schnittiefe von 50 mils (1,27 mm) und einem Vorschub von 10 mils (0,254 mm) je Umdrehung gearbeitet. Die Werkzeugform bei dejn Standardtests war: Spitzenspanwinkel 0°; Seitenspanwinkel 5°; Seitenfreiwinkel 5°5 Endfreiwinkel 5°; seitlicher Endfreiwinkel 25°.

Eine Anzahl handeleüblicher Schneidwerkzeuge wurden unter den oben angegebenen Bedingungen erprobt. Ausser den unten angeführten Beispielen wurde noch eine bestimmte Reihe von Prüfungen ausgeführt, die in Tabelle IZ aufgeführt sind.

Fig. 3 zeigt kurvenmässig zum Vergleich die Verschleißkurven, die eich beim Drehen des 347 rostfreien Stahls mit den Werkzeugen aus den erfindungsgemässen Gußlegierungen und höchstwertigen üblichen Hartmetallen C—2 und C-50 ergaben. Man erkennt , daß die Werkzeuge aus den erfindungsgemässen Gußlegierungen in ihrer Verschleißfestigkeit den höchst verleißfeaben O50-Werkzeugen gleichwertig sind. Ausserdem erkennt man, daß die erfindungsgemässen Werkzeuge die gleiche Zähigkeit aufweisen wie die C-2-Werkzeugs. Die gegossenen Werkzeuge gemäß derErfindung vereinen demnach in sich die besten Eigenschaften der zähen C-2-Werkzeuge und die Verschleißfestigkeit der C-50-Werkzeuge.

Beispiel I -,

Ein Knopf einer Legierung Ti-W-C (19-58-23 Atomprozent) wur·* de durch Lichtbogenechmelzen im Lichtbogenofen: mit nicht verbrennender Elektrode unter Helium bei 1/2 at Druck herge-

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stellt und die Schmelze auf dem wassergekühlten Kupferherd zum Erstarren gebracht. Die metallographische Untersuchung der Legierung ergab sehr kleine Mengen Körner von primärem Monokarbid in einer blättrigen eutektischen Matrix· Die durchschnittliche Lamellenbreite des eutektischen Gefilges lag bei 1 ^u · Die Härte betrug R^ - 86· Das Werkzeug wurde auf einen Flußstahl-Werkzeughalter hartgelötet, durch Schleifen auf die übliche Werkzeugform gebracht und beim Drehen von 347 rostfreiem Stahl unter den oben angegebenen Standardbedingungen geprüft. Die Werkzeugetandzeit, bezogen auf einen Flankenverachleiß von 0,016 Zoll (0,406 mm) betrug 45 Minuten; das Werkzeug wies einen lokalen Verschleiß CAuskolkung) von 0,028 Zoll (0,711 an) am Ende der Schneidflanke auf.

Beispiel II

Eine Legierung Ti-Zr-W-C (20,5-2,5-52-25 Atomprozent) (Standard-Legierung Rl in Fig. 3) wurde in der gleichen Weise hergestellt wie in Beispiel I beschrieben. Die Mischung hatte eine Härte von R^ = 87 und die metallographisch· Untersuchung zeigte kleine Mengen von primärem Monokarbid in einer eutektischen Matrix (im wesentlichen übereinstimmend mit dem Mikrogefüge, das in der Mikrophotographie Fig. 2 dargestellt worden ist). Die mittlere Lamellenbreite des Eutektikums betrug etwa 0,4 ju. Die heterogene Matrix der Mikrophotographie nach Fig. 2 stellt ein Eutektikum von Metall plus Karbid dar, und die weiseen oder hellen Inseln sind primäres Karbid« Aue einem vierzigminütigen Drehversuch an 347 rostfreiem Stahl unter den angegebenen Standardbedingungen ergab sich ein Verschleißbetrag von 0,07 mils (0,0018 mm) je Minute, woraus sich ein· Werkzeugstandzeit von 190 Minuten extrapolieren läßt (0,016 Zoll (0,406 mm) Flankenverschleiß). Die Auskolkung des Werkzeuge war nach 40 Minuten Drehaeit zu vernachlässigen·

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Beispiel III

Eine im Lichtbogen geschmolzene Legierung Hf-W-C (27-51-22 Atomprozent) wurde hergestellt; sie wies eine geringe Menge Körner von primärem Karbid neben der eutektischen blättrigen Struktur auf· Die Werkzeugetandzeit im Standardtest am 3Ί7 rostfreien Stahl betrug 15 Minuten, und das Werkzeug zeigte bei Teetende nur vernachlässigbare Auskokung oder Kantenverschleiß.

Beispiel IV

Die im Beispiel II angeführte Legierung und eine weitere im Lichtbogen geschmolzene Legierung Ti-Hf-W-C (20,5-2,5-52-25 Atomprozent) wurden auf Kantenstabilität geprüft, indem der Vorschub erhöht wurde, während eine Oberflächengeschwindigkeit ■ von HOO feet/nin (122 m/Min.) und eine Schnittiefe von 0,050 Zoll (1,27 bob) beibehalten wurde. Beide Werkzeuge zeig* ten sich brauchbar bei Vorschüben bis zu 0,050 Zoll (1,27 mm) je Umdrehung. Bei noch höheren Vorschüben zeigten sich an den Werkzeugkanten Zeichen von Abblätterung·

Beispiel V

Das Verhalten des Karbidguß-Werkzeugmaterials bei hohen Schnittiefen wurde in einer weiteren Prüfung mit den in Beispiel IV genannten Legierungen bei einer Oberflächengeschwindigkeit von «tOO sf■ (122 a/Min.) untersucht. Bei den Prüfungen wurde eine konstante Schnittiefe von l/U Zoll (6,35 mm) eingehalten, während der Vorschub allmählich erhöht wurde, beginnend bei 0,005 Zoll (0,127 mm) je Um-* drehung. Bis zum Vorschub von 0,030 Zoll (0,76 mm) je Umdrehung trat keine Störung auf} dann süßte der Versuch wegen zu geringer Leistung der Drehmaschine abgebrochen werden.

Beispiel VI Eine im Lichtbogen seschaolzene Legierung Ti-W-C (19-58-23

Atomprozent) wurde zu einer Korngrösse unter 50 Aizermahlen und mit 3 Gewichtsprozent Nickelpulver gründlich vermischt. Das Gemisch wurde mit 4 tons/Quadratzoll (6,3 kg/mm ) in Stahlpreßformen kaltgepreßt und dann eine Stunde, lang bei 1500⁰C unter Vakuum gesintert. Die metallographische Untersuchung zeigte ein dichtes Gefüge aus abgerundeten Monokarbid-Kurnern in einer metallischen Matrix. Die Werkzeugstandzeit im Standard-Drehversuch an 347 rostfreiem Stahl betrug 14 Minuten. Das Werkzeug wies stärkere Auskolkungen auf als die Gußlegierung gleicher Zusammensetzung.

Beispiel VII

Ein zusammengesetztes Werkzeug wurde hergestellt, indem eine Kante einer M-2-Werkzeugstahl-Einlage mit einem Plättchen von 0,080 Zoll Breite, 0,20 Zoll Länge und 0,050 Zoll Stärke (2,03 χ 5,08 χ 1,27 mm) der gegossenen Standardlegierung Rl, Ti-Zr-W-C (20,5-2,5-52-25 Atomprozent) belegt wurde. Das Hartmetallplättchen wurde durch Hartlöten an der Stahleinlage angebracht. Die Leistung dieses zusammengesetzten Werkzeuge unter Standardbedingungen am 347 rostfreien Stahl ergab sich ebenso groß wie die der festen Hartmetalleinlagen} wegen der niedrigeren Wärmeleitfähigkeit der Werkzeugstahl-Unterlage im Vergleich zu den gegossenen Hartmetallegierungen ergaben sich jedoch höhere Temperaturen an dem Plättchen und infolgedessen trat höherer Verschleiß an dem zusammengesetzten Werkzeug auf} die Gesaetbelastung der Werkzeuge wurde erhöht, indem entweder die Schnittiefe oder der Vorschub erhöht wurden·

Tabelle II: 109808/1184

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Tabelle II

Auswahl der Testwerte von gegossenen TiCZr,Hf)-W-C-Legierungen und von handelsüblichen C-2- und C-50-Hartmetallen beim Drehen von 3H7 rostfreiem Stahl

Legierungszusammensetzung Atomprozent	iC23.5)-ZrC2.5)-WCH9)-CC25)	i C 20.5)-Hf C2.S)-WC 5 2)-CC 25)	^WB	^TB	• i¹*	^TL	Bemerkungen	. . ■ -' ■
TiC26)-WC51)-CC23)	i(17.5)-Zr(2.5)-W(55)-CC25)	iC23)-TaC2.S)-WCSl.5)-CC23)	5	3	.25	65	Geringe Schweißneigung	--■ ■- ,'
TiC21)-WC56)-CC23)	TaC2O.5)-ZrC2.5)-WC52)-CC25)	ijf(22)-WC60)-CCl8)	H	H	.13	65	—	• .. - - ■· . ■
TiC2O)-WC55)-CC25)	T	H;f(25)-WC55)-CC2O)	3	3	.16	110	Geringe' Neigung zum Abblättern
TiC23)-WC52)-CC25)	1	tffC25)-WC48)-CC27)	3	5	.09	75
TiC26)-WC»»9)-CC25)	ZrC25)-WC55)-CC2O)	H	6	.06	160
TiC25)-WCH8)-CC27)	ZrC28)-WC»»7)-CC28)	ti	5	.10	160
Tli(22)-W(51)-C-27)	Handelsübliche Legierungen	H	if	.07	110	Legierung Rl
T	Carboloy 370 (C-50 Type)		5	.16	160	Legierung R2
Ί	Carboloy 883 CC«2 Type)			.07	. 75	Geringe Neigung zum Abblättern
»»	8	.08	190
5	8	.19	130	/
7	5		65
6	5	.25	25
k		...25	50	*- ■ ■ ' _\^:-
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Legende: "

Wq - Bruchverschleiß, mils CO,025 mm) Tg - Bruchzeit, Minuten : Wy -gleichmäseiger Verschleiß, mils/Min (0,025 mm/Min.)

- extrapolierte ^Werli^fWtV^^z-·^ fⁿ Hinuten für einen Ver-

schleiß von 0,016 Zoll (0,406 mm)

Die angegebenen Werte gelten für spezifische Wärmen von rostfreiem Stahl. Die Resultate ändern sich von einer spezifischen Wärme zur anderen für rostfreie Stähle der gleichen Vorschrift, in ihrer relativen Gruse· ändern sie sich nicht.

Patentansprüche ι

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Claims

Patentansprüche t

Karbid-Mischmetall, gekennzeichnet durch eine Grundlegierung aus einem Metall der Gruppe Ha, Wolfram und Kohlenstoff mit feinkörnigem blättrigen Mikrogefüge aus einer pseudobinären eutektischen oder naheutektischen Zusammensetzung, wobei das blättrige Mikrogefüge eineMonokarbid-Phase und eine Metallphase aufweist, die hohen Wolframgehalt hat und dem Mischmetall Zähigkeit verleiht, und die Monokarbidphase deutliche Anteile von Wolfram und Metall der Gruppe Ha aufweist.

2. Karbid-Miechmetall nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Körner des primären Karbids in dem blättrigen Mikrogefüg« gleichmässig verteilt sind· .

3. Karbid-Mischmetall nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet , daß das Metall der Gruppe Ha aus Titan, Zirkon oder Hafnium besteht«

H. Karbid-Mischmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Metallphase des Mikrogefüges einen höher als 2700⁰C liegenden Schmelzpunkt hat.

5. Karbid-Mischmetall nach einem der Ansprüche 1 bis H, da- _" durch gekennzeichnet, daß die Grundlegierung aus dem Metall der Gruppe Ha, Wolfram und Kohlenstoff; mit zweckmäseigen

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Legierungs-Substituenten mindestens 90 Atomprozent des Karbid-Mischmetalls auemacht·

6. Karbid-Mischmetall nach einem der Ansprüche 1 bis ^,

dadurch gekennzeichnet, daß das Wolfram teilweise durch Molybdän ersetzt ist, welches bis zu 20 Atomprozent der Grundlegierung ausmacht.

7. Karbid-Mischmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Wolfram teilweise durch Chrom ersetzt ist, welches bis zu 10 Atomprozent der Grundlegierung ausmacht«

8. Karbid-Miechnetall nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß das Metall der Gruppe 4a ein Gemisch aus mindestens zwei Metallen der Gruppe Titan, Zirkon und Hafnium ist«

" 9. Karbid-Mischmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 8,

dadurch gekennzeichnet, daß das Hauptmetall der Gruppe 4a Titan ist, und daß Zirkon oder Hafnium oder eine Kombination beider höchstens 20 Atomprozent der Grundlegierung ausmachen.

10. Karbid-Mischmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Wolfram teilweise durch Rhenium ersetzt ist, welches bis zu 20 Atomprozent der Grundlegierung ausmacht.

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11. Karbid-Mischmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Wolfram teilweise durch ein Legierungsmaterial der Gruppe Vanadium, Niob und Tantal oder eine Gruppe dieser Metalle ersetzt ist und daß das Legierungsmaterial bis zu 5 Atomprozent der Grundlegierung ausmacht· .

12· KarbidvMischmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Grundlegierung und die Legierungsmaterialien zusammen mindestens 95 Atomprozent des Mischmetalls ausmachen, wobei der Rest im wesentlichen aus inertem Material besteht.

13· Karbid-Mischmetall nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß das inerte Material aus Eisen, Kobalt, Nickel, Mangan, Kupfer oder seltenen Erden besteht·

Karbid-Mischmetall nach einem der Ansprüche 1, 2 und. 4 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß als Metall der Gruppe 4>a Titan vorgesehen ist.

15. Verfahren zum Bearbeiten eines Gegenstands, dadurch gekennzeichnet, daß der Gegenstand mit einem Hartmetallschneidwerkzeug mit feinkörnigem, blättrigem Mikrogefüge bearbeitet wird, welches eine Monokarbidphase und eine; Phase aus hochtemperaturbeständigem Metall aufweist, die durch Erstarrenlassen einer eutektischen oder naheutektischen flüssigen Phase entstanden ist, wobei die hochtemperaturbeständige Metallphase als Bindemetall für das Monokarbid dient und dem Hartmetallwerkzeug Zähigkeit

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verleiht.

16. Verfahren zum Bearbeiten eines Gegenstands, dadurch gekennzeichnet, daß der Gegenstand mit einem Hartmetallschneidwerkzeug mit blättrigem Mikrogefüge bearbeitet wird, welches eine Monokarbidphase und eine Metallphase aus einer Grundlegierung aus einem Metall der Gruppe Ha, Wolfram und Kohlenstoff aufweist, wobei die Metallphase reichlich Wolfram enthält, das dem Mischmetall Zähigkeit verleiht, und die Monokarbidphase wesentliche Mengen des Metalls der Gruppe ta und des Wolframs enthält.

17. Verfahren nach den Ansprüchen 15 und 16, dadurch gekennzeichnet, daß das Hartmetall ein Karbid-Mischmetall nach mindestens einem der Ansprüche 5 bis 8, 10 bis 13 und 15 ist.

18. Verfahren zum Herstellen eines Karbid-Mischmetalls durch Herstellen einer Schmelze einer pseudobinären eutektischen oder naheutektischen Grundlegierung aus einem Metall der Gruppe Ha, Wolfram und Kohlenstoff und schnelles Abkühlen der Schmelze zur Bildung eines feinkörnigen blättrigen Mikrogefügeβ, gekennzeichnet durch eine Monokarbidphase und eine Metallphase, welche einen hohen Gehalt an dem Mischmetall Zähigkeit verleihendem Wolfram aufweist, wobei die Monokarbidphase wesentlich-e Anteile des Wolframs und des Metalls der Gruppe Ha enthält.

19, Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß in dem Karbid-Mischmetall Primärkarbidkörner in dem ge-

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samten blättrigen MikrogefUge verteilt sind.

20. Verfahren nach Anspruch IS₉ dadurch gekennzeichnet, daß das Karbid-Mischmetall die Merkmale mindestens eines der Ansprache S bis 7 und 10 aufweist.

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