DE2008461B2

DE2008461B2 - Eutektisch erstarrte karbidhartlegierung

Info

Publication number: DE2008461B2
Application number: DE19702008461
Authority: DE
Inventors: Erwin Beaverton Oreg. Rudy (V.St.A.)
Original assignee: Aerojet General Corp
Current assignee: Aerojet Rocketdyne Inc
Priority date: 1969-02-26
Filing date: 1970-02-24
Publication date: 1977-07-07
Also published as: JPS5147645B1; DE2008461C3; NL7001052A; NL150517B; AT307065B; US3690962A; CH563462A5; DE2008461A1; GB1305603A; SE369314B; BE746604A; CA967404A; FR2033394A1

Description

C(Ti₁₀W₇₀C₂O)₁D(Ti₁₅W₄₅C₂₀)
(in Atomprozent).

2. Karbidhartlegierung nach Anspruch 1, deren Zusammensetzung jedoch innerhalb des durch die is Eckpunkte E, F, G und H begrenzten Polygonzugs liegt, mit den Koordinaten

F(TiJ₀W₄JC₂₇J₁F(Ti₁₈W₅₅C₂₇),

G(TiI₆W₆₂C₂₂), H(Ti₂₇ W₅₁ C₂₂).

3. Karbidhartlegierung nach Anspruch 1 oder 2, in der das Titan durch bis zu 5 Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, Zirkonium und/oder Hafnium ersetzt worden ist.

4. Eutektisch erstarrte Karbidhartlegierung mit feinem lamellarem Gefüge, deren Zusammensetzung innerhalb eines geschlossenen Bereiches im Dreistoff-System Zirkonium/Hafnium —Wolfram—Kohlenstoff liegt, der begrenzt ist von dem durch die Eckpunkte A, B, C und D definierten geschlossenen Polygonzug mit den Koordinaten A (Zr, Hf₄₀ W₃₀ C₁₀), 0(Zr. Hf₂₅ W₄₅ C₁₀),
C(Zr, Hf₁₅ W₇₀C,,), D(Zr, Hf₂₅ W₆₀C₁₅)
(in Atomprozent).

5. Karbidhartlegierung nach Anspruch 4, deren Zusammensetzung jedoch innerhalb des durch die Eckpunkte E F, G und H begrenzten Polygonzugs liegt, mit den Koordinaten

E(Zr, Hf₃₂ W₄₁C₂₅), F(Zr, Hf₂₄ W₅₁ C₂₅),
G(Zr,Hf₁₉ Wo₁C₁₈), W(Zr, Hf₂₆ W₅₆C₁,).

6. Legierung nach Anspruch 4 oder 5, in der Zirkonium und/oder Hafnium durch bis zu 5 Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, Titan ersetzt worden ist.

7. Karbidhartlegierung nach einem der Ansprüche

I bis 6, in der Wolfram durch bis zu insgesamt 20 4^ Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, Molybdän ersetzt worden ist.

8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, in der Wolfram durch bis zu 10 Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, Chrom ersetzt worden ist.

9. Karbidhartlegierung nach einem der Ansprüche

II bis 6, in der Wolfram durch bis zu 20 Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, Rhenium ersetzt worden ist.

10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, in der Wolfram durch bis zu 5 Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, Vanadium, Niob und/oder Tantal ersetzt worden ist.

11. Karbidhartlegierung nach einem der Ansprüehe 1 bis 10, die außerdem noch bis zu 10 Atomprozent Eisen, Kobalt, Nickel, Mangan, Kupfer und/oder seltene Erdmetalle enthält.

12. Verfahren zur Herstellung einer Karbidhartlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch (15 gekennzeichnet, daß die Komponenten zusammengeschmolzen und die Schmelze danach mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens Moderne karbidhaltige 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 Werkzeug Zähigkeit und erleichtert das Sintern der Karbidteilchen. Das Nachlassen der Härte von Binder-Phasen auf Eisenmetall-Grundlage bereits bei relativ niedrigen Temperaturerhöhungen führt dazu, daß der thermisch bedingte Verschleiß bei hohen Schnittgeschwindigkeiten und abgenutzten Werkzeugen /.um vorherrschenden Verschleiß wird. Die niedrige Schmelztemperatur dieser Binder-Phasen verbietet ihre Benutzung für verschleißfeste Teile bei über 800— 1000° C liegenden Temperaturen.

Materialien für Schneidwerkzeuge, die aus mechanisch pulverisierten Hartkarbiden des Titan-Wolfram-Kohlenstoff-Systems, gebunden in Kobaltbindemetall, bestehen, sind beispielsweise aus Kieffer und Benesovski »Hartstoffe«, Springer Verlag, 1963, Seiten 246 — 249, bekannt. Dort wird das System Titan-Wolfram-Kohlenstoff im Hinblick auf den TiC-WC-Mischkristall untersucht, der in dem genannten Dreistoffsystem liegt. Wie ausgeführt wird, bildet dieser Mischkristall den wesentlichen Bestandteil in den Hartmetallen auf TiC-WC-Co-Basis also in Hartmetallen, die als Bindemetall Kobalt verwenden.

Binderfreie gegossene Karbide, wie W₂C/WC-Eutcktika, spielten eine Rolle bei der ursprünglichen Entwicklung von Werkzeugmaterialien auf Karbidbasis und gleichartigen Gesenkmaterialien, wurden aber abgelöst durch das Erscheinen der zäheren, durch pulvermetallurgische Verfahren hergestellten Karbide mit Kobalt-Binder.

Vorliegende Erfindung basiert auf der Untersuchung der Dreistoffsysteme Ti-W-C, Zr-W-C und Hf - W - C. Bei diesen Untersuchungen wurden quasibinäre Eutektika ermittelt, die bei Erstarrung eine hochtemperaturfeste Metallphase und eine Monokarbidphase ergeben, die sich in einem festen Zweiphasen-Gleichgewicht befinden. Ein quasibinäres Eutektikum ist zwar auch in dem genannten Fachbuch von Kieffer und Benesovski angegeben, und zwar bei einer Legierungszusammensetzung von ca. 12,5 Atomprozent Titan, 75,5 Atomprozent Wolfram und 12 Atomprozent Kohlenstoff. Dieses quasibinäre Eutektikum existiert jedoch in Wirklichkeit nicht. Es enthielt zudem eine zu geringe Menge Monokarbidphasc, um als verschleißfestes Werkzeugmaterial in Frage zu kommen.

Die ermittelten quasibinären Eutektika liegen bei den in Tabelle 1 zusammengestellten Legierungszusammensetzungen.

Tabelle 1

Werte raj die pseudobimiren eutektischen Gleichgewichte in typischen Systemen von Ti-W-C, Zr-W-C und

Zusammensetzung in Alomprozcnt

Legierung*- Temperatur Flüssiges Eulekiikum

system

des
Eutektikums

Mciallphasen (etwa)

Ti-W-C 27ÜÜ C
Zr-W-C 2850 C
Hf-W-C 2980 C

Ti(2!)-W(57)-C(22)·)
Zr(25)-W(55)-C(20)*)
Hf(21)-W(61)-C(18)*)

Ti(8)-W(92)-C«0,5)
Zr(3)-W(97)-C(<0,5)
Hf(4)-W(96)-C«l)

KohlenstolTkonzentration + 1 Atomprozent, Melallkonzentrationen ± 2 Atomprozent.

Monokarbidphasen (etwa)

Ti(28)-W(33)-C(39)
Zr(44)-W(16)-C(40)
Hf(40)-W(20)-C(40)

Legierungen der aufgeführten Zusammensetzung erstarren mit einem feinen lameJlaren Gefüge, welches eine Monokarbidphase und eine Metallphase aufweist. Die Monokarbidphase gibt der Legierung die notwendige Härte, während die Metallphase, die wolframreich ist, der Legierung Zähigkeit verleiht. Aufgrund des feinen lamellaren Gefüges mit einer harten Monokarbidphase und einer zähen Phase aus hochtemperaturfestem Metall besitzen die erfindungsgemäßen Karbidhartlegierungen hervorragende thermische und mechanische Eigenschaften im Vergleich zu den üblichen karbidhaltigen Werkzeugmaterialien mit Kobalt-Binder.

Legierungen des Ti-W-C-Systems 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. Indem die Gesamtzusammensetzung der Legierung verändert wird, lassen sich deren Eigenschaften in erheblichem Umfang variieren, ohne daß dadurch die Vergießbarkeit verlorenginge oder das feine lamellare Gießgefüge, das bei der eutektischen oder naheutektischen Erstarrung entsteht, verändert würde.

Bei den Legierungssystemen Zr-W-C und Hf-W-C ist die Möglichkeit der Veränderung der Zusammensetzung erheblich geringer und es hat sich gezeigt, daß das Erstarren in einem relativ weiten Temperaturbereich erfolgt, wenn die Zusammensetzung um mehr als etwa 10 Atomprozent vom quasibinären Eutektikum in Richtung zum Zirkonium oder Hafnium verschoben wird. Wenn die beiden letztgenannten Systeme einen zu großen Zirkonium- oder Hafnium-Anteil aufweisen, wird das Korn gröber und die Legierungen eignen sich weniger gut zur Verwendung als Werkzeugmaterialien.

Weitere Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der folgenden Beschreibung in Verbindung mit den Zeichnungen. Es zeigt

Fig. 1 ein Schliffbild einer erfindungsgemäßen Karbidhartlegierung mit 21 Atomprozent Titan, 57 Alomprozent Wolfram, 22 Atomprozent Kohlenstoff bei tausendfacher Vergrößerung,

Fig. 2 ein Schliffbild einer anderen erfindungsgemäßen Karbidhartlegierung mit 23 Atomprozent Titan, 52 Atomprozent Wolfram und 25 Atomprozent Kohlenstoff in fünfhundertfacher Vergrößerung, wobei deutlich die Einlagerung von Primärkarbidkörncrn im lamellaren Mikrogefüge zu erkennen ist,

Fig. 3 ein Diagramm mit Verschleißkurvcn von erfindunnsEcmäßcn Karbidhartlegierungen im Vergleich zu handelsüblichen höchstwertigen Hartmetallen vom Typ C-2 und C-50 beim Drehen von rostfreiem Stahl der amerikanischen Normbezeichnung AlSI 347,

Fig.4 das Dreistoffsystem Ti-W-C mit den Gehaltsbereichen erfindungsgemäßer Karbidhartlegierungen,

Fig. 5 das Dreistoffsystem Zr-W-C und Hf-W-C mit den Gehaltsbereichen erfindungsgemäßer Karbidhartlegierungen.

Die erfidnungsgemäße Karbidhartlegierungen entstehen durch Erstarren einer eutektischen oder naheutektischen Schmelze, wobei ein feines lamellares Mikrogefüge, bestehend aus einer Monokarbidphase und einer hochtemperaturfesten Metallphase, gebildet wird. Ein typisches feines kamellares Mikrogefüge ist in F i g. 1 erkennbar, wo das Metall dunkel und das Karbid hell erscheint. Die Mikrophotografie in F i g. 1 zeigt eine Titan-Wolfram-Kohlenstoff-Legierung, das gleiche lamellare Mikrogefüge ist aber allen erfindungsgemäßen Karbidhartlegierungen eigen.
Zur Anwendung bei Hartmetall-Schneidwerkzeugen hat es sich als zweckmäßig herausgestellt, wenn über das gesamte lamellare Mikrogefüge Primärkarbidkörner verteilt sind (F i g. 2).

Die Dreistoff-Diagramme der Fig.4 und 5 lassen geeignete Zusammensetzungen erfindungsgemäßer Karbidhartlegierungen erkennen. Bei Fig.4, die sich auf Legierungen aus Titan —Wolfram —Kohlenstoff bezieht, liegen die bevorzugten Zusammensetzungen in dem inneren schraffierten Bereich (E, F G, H). Der größere Bereich (A. B, C, D) umschließt Legierungen, die insgesamt weniger gut geeignet, aber noch brauchbar für bestimmte Anwendungen sind. Entsprechend gibt der innere schraffiierte Bereich (E, F, G, H)\n F i g. 5 die günstigsten Legierungszusammensetzungen für die Zirkon- oder Hafnium-Systeme wieder. Der größere umrandete Bereich (A, B, C, D) liefert wenigei gut geeignete Karbidhartlegierungen, die aber no«> brauchbar sind. Das lamellare Mikrogefüge in de. bevorzugten Bereichen (E, F, G, H) in den F i g. 4 und ί weist Körner von Primärkarbid im gesamten Mikroge

to füge auf. Diese Primärkarbide verbessern die Schneidei gensi-haften der Hartlegicrungen, so daß sie fü spangebende Werkzeuge verwendbar sind. Legierun gen aus den Bereichen (A, B, C, D) oberhalb de bevorzugten Bereiche (E, /·', G, H) mit einem zu großei

'15 Anteil an Primärkarbidkörnern neigen bei Verwendun; für Schneidwerkzeuge zum Ausbrechen der .Schneide Unterhalb der bevorzugten Bereiche (E, F, G, h innerhalb der Bereiche (A, B, C, Djbestcht eine Neigun.

zur Bildung von Priniärmetallkörncrn innerhalb dos lamellaren Mikrogefüges. Priiniirmctall vermindert die Eignung der Legierungen für Schneidwerkzeuge. Rechts von den bevorzugten Bereichen (E. F. G. H) innerhalb der Bereiche (A, B, C. D) besteht die Neigung zur Bildung von Subkarbid-Körnern innerhalb des lamellaren Mikrogefüges. Subkarbide sind wer iger hart als Monokarbide und daher für spangebende Werkzeuge weniger geeignet.

Schmelzen und Gießen, Plasmabogenspritzcn sowie Verfahren der Pulvermetallurgie sind für die Herstellung erfindungsgemäßer Karbidhartlegierungcn möglich. Schmelzen und Gießen in Abschreckkokillen ergab Karbidhartlegierungen mit den besten mechanischen Eigenschaften und bester Verwendbarkeit als Werkzeugmaterial. Die Erfahrung hat gezeigt, daß das Tiegelschmelzen mittels der Lichtbogentechnik mit nicht abbrennenden (Wolfram) oder abbrennenden Elektroden die wirksamste und zuverlässigste Methode zur Herstellung der für das Gießen erforderlichen Schmelzen darstellt. Das Schmelzen von Chargen in Widerstands- oder induktionsgeheiztcn Graphittiegeln hat sich als brauchbar für Ti-W-C-Legierungen erwiesen, jedoch ist darauf zu achten, daß keine übermäßige Kohlenstoffaufnahme auftritt, wenn die Legierungen sich längere Zeit auf übereutektischen Temperaturen befinden. Kontinuierliches Schmelzen vorgesinterter Stücke im Felde eines Wirbelstromkonzentrators oder durch Widerstandserhitzung und Schmelzen von Legierungschargen in einer Einrichtung, in welcher 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 erlauben.

Die erfindungsgemäßen Legierungen eignen sich für zahlreiche andere Anwendungen, zu denen das Bestükken von Pflügen, Bulldozer-Schaufeln, Lagern und die Verwendung als Geschoßkerne für panzerbrechende Geschosse zählen. Die Anbringung von Hartmetallflächen an unterschiedlich geformten Gegenständen durch Plasmaschmelzen und Spritzen der pulverförmigen erfindungsgemäßen Legierungen hat sich als möglich erwiesen. Mit der Technik des Plasmalichtbogen-Spritzens lassen sich ferner äußerst schnell gekühlte und daher sehr feinkörnige Legierungspulver herstellen, die dann mit Methoden der Pulvermetallurgie in Formen gepreßt werden können.

Bei jeder Herstellungsart ist es wichtig, daß die eutektische oder naheutektische flüssige Phase schnell gekühlt wird. Zur Erzeugung einer feinen Körnung soll die Abkühlungsgeschwindigkeit mindestens 20" C je Sekunde betragen. Das langsamer gekühlte Produkt hat ein gröberes Korn. Vorzugsweise wird mit einer Geschwindkeit von mehr als 30⁰C je Sekunde gekühlt.

Auf der Legierung Ti-W-C basierende Werkzeuge zeigten das beste Schnittverhalten, ausgedrückt in Lebensdauer des Werkzeugs. Die günstigste Zusammensetzung in diesem System liegt bei oder nahe dem Ansatz der Zusammensetzung 23 Atomprozent Titan, 52 Atomprozent Wolfram und 25 Atomprozent Kohlenstoff, der schwach übereutektisch ist. Näher zum Wolfram hin liegende Legierungen weisen etwas höheren Verschleiß auf als der günstigste Ansatz, weisen aber etwas bessere Schncidhaltigkcit und Bruchfestigkeit auf. Mehr zur Titansciic des Eutcktikums verschobene Legierungen weisen gute Verschleißfestigkeit auf, neigen aber bei hohen "Schnittgeschwindigkeiten zum Spanschweißen. Legierungen mit mehr als 28 Atomprozcni Kohlenstoff neigen zum Ausbrechen der Schneide. Legierungen mit weniger als 22 Atomprozcni Kohlenstoff sind übcrcutcklisch, enthalten Primärmelallphascn und verschleißen schnell.

Eutektische oder schwach übercuiektische Zr-W-C-

und Hf-W-C-Lcgicrungen sind zäher als Ti-W-C-Legierangen, weisen jedoch höheren Verschleiß bei Anwendung als Schneidwerkzeuge auf.

Die Metalle der Gruppe IVa Titan, Zirkon, Hafnium können untereinander in ihren jeweiligen Grundlcgicrungssystemen ausgetauscht werden. Geringe Gehalte an Zirkonium oder Hafnium, die durch Ersatz von Titan durch bis zu 5 Atomprozent an diesen Metallen erhalten werden, erhöhen die Werkzeugstandzeit. Weiteres Erhöhen des Zr- oder Hf-Gehaltes führt /11 einem allmählichen Abfallender Eigenschaften auf das Niveau.

das bei den Dreistoff-Legierungen Zr-W-C und Hf-W-C beobachtet worden ist. Im allgemeinen soll der Austausch der Metalle der Gruppe IVa nicht mehr als 5 Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, ausmachen.

2s Die Dreistoff-Legierungen aller drei erfindungsgemaßen Grundsysteme können in weitern Umfang durch Ersatz des Wolframs durch andere Metalle abgeändert werden. Dieses Legieren führt in manchen Fällen zu beachtlichen Verbesserungen der Materialcigenschaften. Die Untersuchungen der Wirkung von LeHcrungszusammensetzungen hinsichtlich der Brauchbarkeit als Schneidwerkzeug beim Drehen von rostfreiem Stahl des Typs 347 nach US-Norm lassen sich folgendermaßen zusammenfassen:

(1) Wolfram kann teilweise durch Molybdän ersetzt werden, und zwar insgesamt bis zu 20 Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, ohne daß die Brauchbarkeit der Legierung beeinträchtigt würde.

(2) Wolfram kann auch durch kleine Mengen Chrom, nämlich bis zu 10 Atomprozent, bezogen auf die gesamte Legierung, ersetzt werden. Jedoch tritt bei größeren Mengen eine Versprödung der Karbidhartlegierung ein.

(3) Keine wesentlichen Änderungen der Schncidei-•is genschaften ließen sich feststellen, wenn bis zu 10 Atomprozent Wolfram, auf die gesamte Legierung bezogen, durch Rhenium ersetzt wurden. Einführung von bis zu 20 Atomprozent Rhenium anstelle von Wolfram scheint möglich.

so (4) Der Einsatz von Vanadium anstelle von Wolfram in Mengen bis zu 10 Atomprozent, bezogen auf die gesamte Legierung, setzt die Bruchempfindlichkeit herab und verschlechtert die Brauchbarkeit und Schneidenfestigkeit. Die Neigung zum Ausbrechen dct

ss Schneide wird durch Zufügen von mehr als 5 Atomprozent Niob oder Tantal erhöht, wogegen die Gefahr der Auskolkung des Spanschweißens verringeri zu sein scheint. Im allgemeinen ist der Zusatz vor Metallen der Gruppe IVa in Mengen von mehr als f

(10 Atomprozent (vorzugsweise von mehr als 2 Atompro zent), bezogen auf die gesamte Legierung, nichi empfehlenswert.

(5) Die Grundlegierungsbestandteilc einschließlich der legierungsverbessernden Metalle sollen im allge

(15 meinen mindestens 90 Atomprozent der Karbidhartlc gierung ausmachen. Die restlichen Atomprozent kön nen unwirksame Bestandteile, wie Eisen. Kobalt, Nickel Mangan. Kupfer und/oder seltene Erdmetalle sein

Vorteilhaft machen diese unwirksamen Bestandteile jedoch weniger als 3 bis 5 Atomprozeni. bezogen auf die gesamte Legierung, aus.

Der Schmelzpunkt lWv Metallphase der erfindungsgemäßen Karbidharllegierungeii liegt in etwa bei 2700 C, s was als eine entscheidende Verbesserung gegenüber der Schmelztemperatur von 14()0"C der üblichen Kobah-ScIi η c id werkzeug ma ι eria lien anzusehen ist.

Bei Untersuchungen ergab sich eine liiegcbruchl'estigkeit von etwa l54kp/mm-\ die je nach ilen κ> Herstellungsbediiigungen bis über 246 kp/nim- reichen konnte.

Die Mehrzahl der Untersuchungen wurde als Untersuchung des Verhaltens der Legierungen als Schneidwerkzeuge beim geradlinigen Drehen zylitidri- is scher Teststäbe auf einer Lc-Blonde-Drchbank durchgeführt. Für diese Untersuchungen wurden die Karbidhartlcgierungen entweder als Einsätze zum Bestücken üblicher Werkzeughalter zugerichtet, oder es wurden mehr oder weniger unregelmäßig geformte Stücke auf Stahl-Werkzeughalter hart aufgelötet und dann mit einer Schleifeinrichtung in die gewünschte l'orm gebracht. Das Testmaterial bestand aus geglühtem rostfreiem Stahl 347 nach US-Norm in Form zylindrischer Stäbe von ca. 7,6 cm Durchmesser und 46 cm 2s Länge. Die Oberfläche wurde in einer Stärke von ca. 1,3 mm abgenommen, bevor die Versuchslegierungcn getestet wurden. Beim Standardtest wurde mit einer Schnittgeschwindigkeit von ca. 122 m/Min., einer Schnitticfc von 1.3 mm und einem Vorschub von y> 0,25 mm je Umdrehung gearbeitet. Die Werkzeugform bei den Stand;;rdlcsts war: Spitzenspanwinkcl 0", Seitenspanwinkel 5", Scitenlrciwiiikel 5 , Endfrciwinkel 5". seitlicher Endfreiwinkel 25".

F' i g. 3 zeigt Verschleißkurvcn, die sich beim Drehen is des rostfreien Stahls vom Typ 347 mit den Werkzeugen aus den erfindungsgemäßen Gußlegierungen und höchstwertigen üblichen Hartmetallen C-2 und C-50 ergaben. Man erkennt, daß cue Werkzeuge aus den erfindungsgemäßen Gußlegierungen in ihrer Ver- y> Schleißfestigkeit den höchstversehleißfesten C-50-Wcrkzeugcn gleichwertig sind. Außerdem erkennt man, daß die erfindungsgemäßen Werkzeuge die gleiche Zähigkeit aufweisen wie die C-2-Werkzeuge. Die gegossenen Werkzeuge gemäß der Erfindung vereinen .|s demnach in sich die Zähigkeil der C-2-Werkzeuge und die Verschleißfestigkeit der C-50-Werkzeuge.

B e ι s ρ i e 1 I

Eine Schmelze einer Legieruni; Ti-W-C mit 14 so Atomprozeni Titan. 58 Atomprozent Wollrain und .M Atomprozent Kohlenstol'l wurde durch Lichtbogen-Schmelzen im Lichtbogenofen mit mehl verbrennender Elektrode unter Helium bei '/2 at Druck hergestellt und auf einem wassergekühlten Kupferherd zum Erstarren ss gebracht. Die melallographisehe Untersuchung der Legierung ergab sehr kleine Mengen Körner von primärem Monokarbid in einer blättrigen cutektischen Matrix. Die durchschnittliche Lamcllcnbrcile des eutcktischen Gefüges lag bei 1 μιπ. Die Härte betrug fm /?^ = 86. Das Werkzeug wurde auf einen Flußstahl-Werkzeughalter hartgelötet, durch Schleifen auf die übliche Werk/cugform gebracht und beim Drehen von rostfreiem Stahl 347 unter den oben angegebenen Standardbcdingungen geprüft. Die Werkzcugstandzeii, (^ bezogen auf einen l'lankenverschlciß von 0,40b mm. betrug 45 Minuten; das Werkzeug wies eine Auskolkung von 0,711 mm am Ende der Sehncidflanke auf

B e i s ρ i e

Line Legierung Ti-Zr-W-C mit 20,5 Atompro zein Titan, 2.5 Atomprozent Zirkonium, 52 Atompro zein Wolfram und 25 Atomprozeni Kohlenstof (Standard-Legierung Ri in Fig. 3) wurde in dei gleichen Weise hergestellt wie in Eicispicl I beschrieben Die Legierung halte eine Härte von /ί_Λ == 87, und tut metallographische Untersuchung zeigte kleine Menger von primärem Monokarbid in einer eutektische!! Matrix (im wesentlichen übereinstimmend mit dem Mikrogelü ge, das in der Mikrophotographie F i g. 2 dargestellt worden ist). Die mittlere Lamellenbreite des Eutektikums betrug etwa 0,4 μιη. Die heterogene Matrix dei Mikrophotographie nach Fig. 2 stellt ein Lutektikiim von Metall plus Karbid dar. und die weißen oder hellen Inseln sind primäres Karbid. Aus einem vierzigniinütigen Dreh versuch an rostfreiem Stahl 347 unter den angegebenen Standardbedingungen ergab sich eir Vcrschlcißbeirag von 0.0018 mm je Minute, woraus sich eine Werkzcugstandzeit von 190 Minuten extrapolierer läßt 0,406 mm Flankcnvcrschleiß). Die Auskolkung de« Werkzeugs war nach 40 Minuten Drehzeit η vernachlässigen.

Beispiel IM

FÜne im Lichtbogen geschmolzene Legierung mit 27 Atomprozent Hafnium, 51 Atomprozent Wolfram, 21 Atomprozent Kohlenstoff, wurde hergestellt; sie wie; eine geringe Menge Körner von primärem Karbic neben der eutcktischen blättrigen Struktur auf. Dii Werkzeugstandzeit im .Standardlest am rostfreien Stah 347 betrug 15 Minuten, und das Werkzeug zeigte be Versuchsende nur vernachlässigbare Auskokung odei Kantenversfhlciß.

Beispiel IV

Die im Beispiel Il angeführte Legierung und eine weitere im Lichtbogen geschmolzene Legierung mii 20,5 Atomprozent Tilan, 2,5 Atomprozent Hafnium, 52 Atomprozent Wolfram, 25 Atomprozent Kohlenstofl wurden auf Kantenstabilität geprüft, indem de Vorschub erhöht wurde, während eine Oberflächengc schwindigkeit von 122 m/Min, und eine Schnittiefe vor 1.27 mm beibehalten wurde. Beide Werkzeuge zeigtet sich brauchbar bei Vorschüben bis zu 1,27 mm ji Umdrehung. Bei noch höheren Vorschüben zeigten siel an den Werkzeugkasten Zeichen von Abblälterung.

Beispiel V

Das Verhalten des Karbidguß·Werkzeugmaterial: bei hohen Schnittiefen wurde in einer weiteren l'rül'unj mit den in Beispiel IV genannten Legierungen bei eine Oberflächengeschwindigkeit von 122 m/Min, unter sucht. Bei den Prüfungen wurde eine konstant« Sehnittiefc von 6,35 mm eingehalten, während de: Vorschub allmählich erhöhl wurde, beginnend bc 0,127 mm je Umdrehung. Bis /.um Vorschub vot 0,76 mm je Umdrehung trat keine Störung auf; clant mußte der Versuch wegen zu geringer Leistung dei Drehmaschine abgebrochen werden.

Beispiel Vl

Line im Lichtbogen geschmolzene Legierung mit I« Atomprozent Titan, 58 Atomprozent Wolfram und 2. Atomprozeni Kohlenstoff wurde /11 einer Korngrol.U unter 50μηι zermahlen und mit i Gcwichlspro/cn Nnkelpiilver gründlich vermisch!, Das Gemisch wurdi

709 527/17

5

ίο

mit 6.3 kg/mm³ in StuhlpreUformcn kallgepreßt liikI dann cine Stunde lang bei 1500⁰C unter Vakuum gesintert. Die metallographische Untersuchung zeigte ein dichtes Gefüge aus abgerundeten Monocarbid-Körnern in einer metallischen Matrix. Die Werkzeugslandzeit im Standard-Drehversuch an rostfreiem Stahl 347 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 mit den Abmessungen 2,03 χ 5,08 χ 1,27 mm der gegossenen Standardlegierung R\ (20,5 Atomprozent Titan, 2,5 Atomprozent Zirkoni-

Tabelle II

um, 52 Aiompro/.eni Wolfram, 25 Atomprozerv Kohlenstoff) belegt wurde. Das I lartinetallplätlcher wurde durch Hartlöten an der .Stahleinlage angebracht Die Leistung dieses zusammengesetzten Werkzeug; unter Standardbedingungen am rostfreien Stahl 34i ergab sich ebenso groß wie die der festen Hartmetall einlagen; wegen der niedrigeren Wärmeleitfähigkeit dei Werkzeugstahl-Unterlagc im Vergleich zu den gegossenen Hartmetallegierungen ergaben sich jedoch höhere Temperaturen an dem Plättchen, und infolgedessen trai höherer Verschleiß an dem zusammengesetzten Werkzeug auf; die Gesamtbelastung der Werkzeuge wurde erhöht, indem entweder die Schnittiefe oder det Vorschub erhöht wurde.

Außer den oben angeführten Beispielen wurde nocli eine Reihe von Prüfungen ausgeführt, deren Ergebnisse in Tabelle Il aufgeführt sind.

Auswahl der Testwerte von gegossenen TiiZrJ-lO-W-C-Legicrungen und von handelsüblichen C-2- und C-50-Hartmetallen beim Drehen von rostfreiem Stahl*) des Typs 347 nach US-Norm

Legierungszusammcnsotzung
(Atomprozcnt)

Bemerkungen

Ti(26)-W(51)-C(23) 5 3 0,14

Ti(2I)-W(56)-C(23) 4 4 0,25

Ti(2O)-W(55)-C(25) 3 3 0,13

Ti(23)-W(52)-C(25) 3 5 0,16

Ti(26)-W(49)-C(25) 4 6 0,09

Ti(25)-W(48)-C(27) 4 5 0,06

Ti(22)-W(5l)-C(27) 4 4 0,10

Ti(23,5)-Zr(2,5)-W(49)-C(25) 4 5 0,07

Ti(17,5)-Zr(2,5)-W(55)-C(25) 4 4 0,16

Ti(2O,5)-Zr(2,S)-W(52)-C(25) 4 8 0,07

Ti(2O,5)-HF(2,:i)-W(52)-C(25) 5 8 0,08

Ti(23)-Ta(2,5)-W(51,5)-C(23) 7 5 0,19

Hf(22)-W(60)-C(l8) 6 5 0,44

Hf(25)-VV(55)-C(2O) 4 4 0,25

Hf(25)-W(48)-C(27) 4 4 0,25

Zr(25)-W(55)-C(20) 7 4 0,70

Zr(28)-W(47)-C(28) 6 5 0,30

Handelsübliche Legierungen

(C-50-Typ) 3 3 0,08

(C-2-Typ) - - 1,10

Legende:
W_n

65

110

75

160

110

160

75

190

130

65

25

50

20

40

160
10

Geringe Schweißneigung

Geringe Neigung /um Abblättern

Legierung R 1 Legierung R 2 Geringe Neigung zum Abblättern

BruchverschleiU, 0,025 mm.
T_B = Bruchzeit, Minuten.
Wii = gleichmäßiger Verschleiß, 0,025 mm/Min.
I) - extrapolierte Werkzeugstandzeit in Minuten für einen Verschleiß von 0,406 mm

·) Die angegebenen Werte gelten für spezifische Wurmen von rostfreiem Stuhl Die Result«^ «„η Wärme zur anderen für rostfreie Stühle der gleichen Vorschrift, in ihrer relativen Größe andern

Bei den obenerwähnten, in USA gebräuchlichen Begriffen handelt es sich im einzelnen um folgendes:

C-2 ist eine Karbidwerkzeugbezeichnung mit der Zusammensetzung 6,5-15 Gewichtsprozent Co, 0-2 Gewichtsprozent TaC und TiC, Rest WC.

₆, C-50 ist eine Karbidwerkzeugbezeichnung für ein Karbidwerkzeug, dessen Zusammensetzung zwischen den Zusammensetzungen der Karbidwerkzeuge C-5 mit T~r ™£.^h'^sP^ro^nt Co. 10-22 Gewichtsprozent TaC und TiC₁ Rest WC und C-6 mit 10-12

5 Ä7ß

11 12

Gewichtsprozent Co, 8-15 Gewichtsprozent TaC und

TiC, Rest WC liegt. Material Gewichtsprozent

C-2-Werkzeuge werden für rauhe und schwere

Schritte von Gußeisen, austcnitischcn Stahlen, Nicht- ,, ,, ™

eisenlegierungen sowie nichtmetallischen Materialien ^s ^. /qq

verwendet. C-5- oder C-50-Wcrkzeuge dienen für *. r'«,,

mittlere Schnitte und Geschwindigkeiten bei Stahl. C-6- „, /^_x

oder C-50-Werkzeugc werden für .Schruppbearbeitung y 2(10

von Stahl benutzt. ,-., Rest

M-2-Werkzeugstahl hat folgende Zusammensetzung: ι ο

Hierzu 4 Watt Zeichnungen

Claims

20 08

Patentansprüche:

1. Eutektisch erstarrte Karbidharilegierung mit feinem lamellarem Gefüge, deren Zusammensetzung innerhalb eines geschlossenen Bereiches im Dreistoff-System Titan - V/olfram - Kohlenstoff liegt, der begrenzt ist von dem durch die Eckpunkte A, B, Cund Ddefinierten geschlossenen Polygonzug mit den Koordinaten

20"C/Sek., vorzugsweise mehr als 30°C/Sek. abgeschreckt wird.

13. Verwendung einer Karbidhartlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11. vorzugsweise hergestellt nach Anspruch 12, zur Herstellung von spanenden Werkzeugen.