DE2008461C3

DE2008461C3 - Eutektisch erstarrte Karbidhartlegierung

Info

Publication number: DE2008461C3
Application number: DE2008461A
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: 1978-03-09
Also published as: GB1305603A; CA967404A; US3690962A; BE746604A; AT307065B; DE2008461A1; FR2033394A1; NL150517B; JPS5147645B1; SE369314B; NL7001052A; CH563462A5; DE2008461B2

Description

Moderne karbidhaltige Werkzeugmaterialien bestehen aus einer mechanisch zerkleinerten Hartkarbid-Phase, die in einer Matrix (Binder) aus einem Metall der

m 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 Harte von Binder-Phasen auf Eisenmetall-Grundlage bereits bei relativ

2S niedrigen Temperaturerhöhungen führt dazu, daß der thermisch bedingte Verschleiß bei hohen Schnittgeschwindigkeiten und abgenutzten Werkzeugen zum vorherrschenden Verschleiß wird. Die niedrige Schmelztemperatur dieser Binder-Phasen verbietet ihre

ίο Benutzung für verschleißfeste Teile bei über 800- 1000¹C liegenden Temperaturen.

Materialien für Schneidwerkzeuge, die aus mechanisch pulverisierten Hartkarbiden des Titan-WoII-ram-Kohlenstoff-Systems, gebunden in Kobaltbindemc-

ts tall, 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 u's Bindemetall Kobalt verwenden.

Binderfreie gegossene Karbide, wie W.-C/WC-Eutek-

4S tika, 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

so mit Kobalt-Binder.

Vorliegende Erfindung basiert auf der Untersuchung d<*r Dreisioffsysteme Ti-W C. Zr-W-C und Hf — W-C. Bei diesen Untersuchungen wurden quasibinäre Eutektika ermittelt, die bei Erstarrung eine

ss hoehtemperauirfestc MclaMphase und eine Monokarbidphase ergeben, die sich in einem festen Zweiphasen-Gleichgewicht befinden. Ein quasibinä'res Euicklikum ist zwar auch in dem genannten Fachbuch von Kieffer und Benesovski angegeben, und /war bei einer

(«ι Legierungszusammensetzung von ca. 12.5 Atomprozent Titan, 75,5 Atomprozent Wolfram und 12 Alomprozent Kohlenstoff. Dieses quasibinare Eutektikum existiert jedoch in Wirklichkeit nicht. Es enthielt zudem eine /11 geringe Menge Monokarbidphase. um als verschleißfe-

ds stes Werkzeugmaterial in l-'rage zu kommen.

Die ermittelten quusibinären Eutektika liegen bei den in Tabelle I zusammengestellten l.egierungszusanimensetzungen.

Tabelle I

Werte tür die pseudobinaren euiektisehcn Gleichgewichte in typischen Systemen von Ti-W-C, Zr-W-C und Hf-W-C

Zusammensetzung in Atomprozeni

l.egierungs- leniper.itur Flüssiges Luteklikum system des

Fulekiikums

Metallphusen Ietwa)

Monokarbid phasen (etwa)

Ii-W-C 2700 C Ti(2l)-W(57)-C(22)*) Ti(8)-W(92)-C«ü,5) Zr-W-C 2850 C Zr(25)-W(55)-C(2())*) Zr(3)-W(97)-C«0,5) Zr(44)- W( I6)-C(4O) Hf-W-C 2980 ( 111'(2I)-W(Ol)-C(IH)*) Iil(4)-W(%i-CKl) 1II'(4())-W(2())-C(4O)

*) KnhlcnslolTRnn/cniralion ± I Atompro/eni. Melallknnzenlralioni'n ± 2 Atomprozeni.

Legierungen der aufgeführten Zusammensetzung erstarren mit einem feinen lamellarcn Gefüge, welches eine Monokarbidphase und eine Metallphase aufweist. Die Monokarbidphase gibt der Legierung die notwendige Härte, während die Metallphase, die wolfranireieh ist, der Legierung Zähigkeit verleiht. Aufgrund des feinen lamellaren Gefüges mit einer harten Monokarbidphase und einer zähen !'hase aus hochteniperaturfestem Metall besitzen die erfindungsgemäßen Karh dhartlegierungen hervorragende thermische und mechanische Eigenschaften im Vergleich /u den üblichen karbidhalii gen Werkzcugmaterialien 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 Gesamtziisam mensetzung der Legierung verändert wird, las.-v: sich deren Eigenschaften in erheblichem Umfang variieren, ohne daß dadurch die Vergießbarkeit verlorenginge oder das leine lamellare Gießgefiige, das bei der euiektischen oder naheiiteklischen Erstarrung einsieht, verändert würde.

Bei den l.egieningssysleinen Zr-W-C und Hf-W —C ist die Möglichkeil der Veränderung tier Zusammensetzung erheblich geringer und es hat sich gezeigt, dall das Erstarren in einem relativ weilen Temperaturbereich erfolgt, wenn die Zusammensetzung um mehr ah etwa IO Atomprozeni vom quasibinaren Eiilektikum in Richtung /um Zirkonium odi-r Hafnium verschoben wird. Wenn die beiden letztgenannten Systeme einen zu großen Zirkonium- oder Hafnium-Anteil aufweisen, wird das Korn grober und die Legierungen eignen sich weniger gut zur Verwendung als Werk/eiigmateruilien.

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

E i g. I ein Schliffbild einer erl'indungsgemäl.teii Karbidhartlegierung mit 21 Atomprozent Titan, ^r>7 Atomprozeni Wolfram. 22 Atomprozent Kohlenstoff bei tausendfacher Vergrößerung.

Cig. 2 ein Schliffbild einer anderen ciTindungsgemal.len Karbidhanlegienmg nii« 2 5 Atomprozent Titan. ^r)2 Alomprozeni Wolfram und 2") Atomprozent Kohlenstofl in lünlhundcrllachcr Vergrößerung, wobei deutlich die Einlagerung von l'rimärkarbidkörnern im lamellareu Mikrogeiüge zu erkennen ist.

111.'. 3 ein Diagramm r.iit Verschk ilikim en von erfinilimgsgemaßen Karhidharilegierungen im VVt gleich zu handelsüblichen höchstwertigen Hartmetallen vom Typ C-2 und C-50 beim Drehen von rostfreiem Stahl der amerikanischen Normbezeichnung AISI 347.

Fig. 4 das Dreistoffsystem T¹ -W — C mit den Gehaltsbereichen erfindungsgemaßer Karbidhanlegierungen,

E i g. 5 das Dreistoffsystem Zr -W-C und Hf-W-C mit den Gehaltsbereichen erfindungsgemaßer Karbidhartlegierungen.

Die erfidnungsgemäße Karbidharilegierungen entstehen durch Erstarren einer eutektische 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. I erkennbar, wo das Metall dunkel und das Karbid hell erscheint. Die Mikrophotografie in E i g. 1 zeigt eine Titan-Wolfram-Kohlenstoff-l.egierung, das gleiche lamellare Mikrogefüge ist aber allen erfindungsgemäßen Karbidhartlegierungen eigen.

Zur Anwendung bei Hartmetall-Schneidwerkzeugen hat es sieh als zweckmäßig herausgestellt, wenn über das gesamte lamellare Mikrogefüge Primärkarbidkörner verteilt sind (Fi g. 2).

Die Dreistoff Diagramme der F i g. 4 und 5 lassen geeignete Zusammensetzungen erfindungsgemaßer Karbidhartlegierungen erkennen. Bei F i g. 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)m Fig. 5 die günstigsten Legierungszusaniinensetzungen für die Zirkon- oder Hafnium-Systeme wieder. Der größere umrandete Bereich (A. B. C. D) liefert weniger gut geeignete Karbidhartlegierungen, die aber noch brauchbar sind. Das lamellare Mikrogefi'ige in den bevorzugten Bereichen (E, I] G, H) in den F i g. 4 und 5 weist Körner von Primärkarbid im gesamten Mikrogefüge auf. Diese Primärkarbide verbessern die Schneideigensehaften der llartlcgicrungcn. so daß sie für spangebende Werkzeuge verwendbar sind. Legierungen aus den Bereichen (A. B. C. D) oberhalb der bevorzugten Bereiche (F.. Γ. G. //^ mit einem zu großen Anteil an Primärkarbidkornern neigen bei Verwendung für Schneidwerkzeuge zum Ausbrechen der Schneide. Unterhalb der bevorzugten Bereiche (I'. F. G. II) innerhalb der Bereiche (A. B. C. /^besteht eine Neigung

zur Bildung von Primärmelallkömern innerhalb des l.imcllaren Mikrogefüges. Primärmetall verminden ilie Eignung der Legierungen für Schneidwerkzeuge. Rechts von den bevorzugten Bereichen (I:. I. (>. H) innerhalb der Hereiche (A. Ii. C. D) beMehl die Neigung zur Bildung von Subkarbid-Körncrn innerhalb des lamellaren Mikrogefüges. Subkarbidc sind weniger hart als Monokarbidc und daher für spangebende Werk/enge weniger geeignet.

Schmelzen und Gießen. Plasmabogensprilzen sowie Verfahren der Pulvermetallurgie sind für die Herstellung erfindungsgemäßer Karbidhartlcgierungcn möglich. Schmelzen und Gießen in Absehreekkokillen ergab Karbidhartlegicrungen mit den besten mechanischen Eigenschaften und bester Verwendbarkeit als Wcrkzeugmaterial. Die Erfahrung hat gezeigt, daß das Tiegelschmelzen mittels der Lichtbogeniechnik 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 induktionsgehcizten 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 Legicrungschargen 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 Gießgeschwindigkcilen 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 Plasmalichlbogen-Spriizens lassen sieh 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 30°C 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 Schneidhaltigkeit und Bruchfestigkeit auf. Mehr zur Titanseite des Eutekti-

kums verschobene Legierungen weisen gute Verschleißfestigkeit auf. neigen aber bei hohen Schnittgeschwindigkeiten zum Spanschweiücn. Legierungen mil mehr als 28 Alomprozent Kohlenstoff neigen zum Ausbrechen der Schneide. Legierungen mil weniger als 22 Atomprozenl Kohlenstoff sind übereiilekliseh, enthalten Primärmetallphasen und verschleißen schnell.

Eutektische oder schwach übeieuicklische Zr-W-C- und Hl-W-C-I.egierungen sind zäher als Ti-W-C-I.egierungen. weisen jedoch höheren Verschleiß bei Anwendung als Schneidwerkzeuge auf.

Die Metalle der Gruppe IVa Than, 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-Gchaltes führt zu einem allmählichen Abfallen der Eigenschaften auf das Niveau, das bei den Drcisloff-l.cgierungen 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.

Die Dreistoff-Legierungen aller drei erfindungsgemäßen Grundsysteme können in weitem Umfang durch Ersatz des Wolframs durch andere Metalle abgeändert werden. Dieses Legieren führt in manchen Fällen zu beachtlichen Verbesserungen der Materialeigenschaf· ten. Die Untersuchungen der Wirkung von Legierungszusammensetzungen 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 IO Atomprozent, bezogen auf die gesamte Legierung, ersetzt werden. Jedoch tritt bei größeren Mengen eine Versprödung der Karbidhartlegierung ein.

(3) Keine wesentlichen Änderungen der Schneideigenschaften ließen sich feststellen, wenn bis zu IC Alomprozent Wolfram, auf die gesamte Legierung bezogen, durch Rhenium ersetzt wurden. Einführung von bis zu 20 Atomprozenl Rhenium anstelle vor Wolfram scheint möglich.

(4) Der Einsatz von Vanadium anstelle von Wolfrair in Mengen bis zu 10 Atomprozent, bezogen auf die gesamte Legierung, setzt die Bruehempfindlichkeil herab und verschlechtert die Brauchbarkeit unt Schneidenfestigkeit. Die Neigung zum Ausbrechen dei Schneide wird durch Zufügen von mehr als i Atomprozent Niob oder Tantal erhöht, wogegen die Gefahr der Auskolkung des Spanschweißens vcrringer zu sein scheint. Im allgemeinen ist der Zusatz vor Metallen der Gruppe IVa in Mengen von mehr als i Atomprozenl (vorzugsweise von mehr als 2 Alompro zent), bezogen auf die gesamte Legierung, nichi empfehlenswert.

(5) Die Grundlegierungsbestandteile einschließlich der legierungsverbessernden Metalle sollen im allge meinen mindestens 90 Atomprozent der Karbidhartle 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 A lompi ozent. bezogen auf die gesamte Legierung, aus.

Der Schmelzpunkt der Mctallphasc der erfindungsgcnia'Bcn Karbidharllcgierunjijcn liegt in clwa bei 27OO"C was als eine entscheidende Verbesserung gegenüber der Schmelztemperatur von 1400" C der üblichen Koball-Schneidwerkzeugmatcrialien anzusehen ist.

Bei Untersuchungen ergab sich eine Uicgcbruchfcstigkeit von etwa 154kp/mm², die je nach den Hcrstcllungsbedingungcn bis über 24b kp/mm² reichen konnte.

Die Mehrzahl der Untersuchungen wurde als Untersuchung des Verhaltens der Legierungen als Schneidwerkzeuge beim geradlinigen Drehen zylindrischer Teststäbe auf einer I.e-Ulonde-Drehbank durchgeführt. Für diese Untersuchungen wurden die Karbidhartlegierungen 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 Form 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 Länge. Die Oberfläche wurde in einer Stärke von ca. 1,3 mm abgenommen, bevor die Versuchslegierungen getestet wurden. Beim Standardtest wurde mit einer Schnittgeschwindigkeit von ca. 122 m/Min., einer Schnittiefe von 1,3 mm und einem Vorschub von 0,25 mm je Umdrehung gearbeitet. Die Werkzeugform bei den Standardtests war: Spitzenspanwinkel 0°, Seitenspanwinkel 5°, Seitenfreiwinkel 5°, Endfreiwinkel 5^r', seitlicher Endfreiwinkel 25".

Fig. 3 zeigt Verschleißkurven, die sich beim Drehen 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 die Werkzeuge aus den erfindungsgemäßen Gußlegierungen in ihrer Verschleißfestigkeit den höchstverschleißfesten C-50-Werkzeugen 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 demnach in sich die Zähigkeit der C-2-Werkzeuge und die Verschleißfestigkeit der C-50-Werkzeuge.

Beispiel I

Eine Schmelze einer Legierung Ti —W-C mit 19 Atomprozent Titan, 58 Atomprozent Wolfram und 23 Atomprozent Kohlenstoff wurde durch Lichtbogenschmelzen im Lichtbogenofen mit nicht verbrennender Elektrode unter Helium bei U2 at Druck hergestellt und auf einem 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 Gefüges lag bei 1 μπι. Die Härte betrug /?_Λ = 86. Das Werkzeug wurde auf einen Flußstahl-Werkzeughalter hartgelötet, durch Schleifen auf die übliche Werkzeugform gebracht und beim Drehen von rostfreiem Stahl 347 unter den oben angegebenen Standardbedingungen geprüft Die Werkzeugstandzeit, bezogen auf einen Flankenverschleiß von 0,406 mm, betrug 45 Minuten; das Werkzeug wies eine Auskolkung von 0,711 mm am Ende der Schneidflanke auf.

Beispiel II

Eine Legierung Ti —Zr-W-C mit 20,5 Atomprozent Titan, 2,5 Atomprozent Zirkonium, 52 Atompros zent Wolfram und 25 Atomprozent Kohlenstoff (Standard-Legierung R! in Fig. 3) wurde in der gleichen Weise hergestellt wie in Beispiel I beschrieben. Die Legierung hatte eine Härte von λ?^ = 87, und die metallographische Untersuchung zeigte kleine Mengen

ίο von primärem Monokarbid in einer eutektischen Matrix (im wesentlichen übereinstimmend mit dem Mikrogcfüge, das in der Mikrophotographie Fig.2 dargestellt worden ist). Die mittlere Lamellenbreite des Eutektikums betrug etwa 0,4 μπι. Die heterogene Matrix der Mikrophotographie nach Fig. 2 stellt ein Eutektikum von Metall plus Karbid dar, und die weißen oder hellen Inseln sind primäres Karbid. Aus einem vierzigminütigen Drehversuch an rostfreiem Stahl 347 unter den angegebenen Standardbedingungen ergab sich ein Verschleißbetrag von 0,0018 mm je Minute, woraus sich eine Werkzeugstandzeil von 190 Minuten extrapolieren läßt 0,406 mm Flankenverschleiß). Die Auskolkung des Werkzeugs war nach 40 Minuten Drehzeit zu vernachlässigen.

Beispiel III

Eine im Lichtbogen geschmolzene Legierung mit 27 Atomprozent Hafnium, 51 Atomprozent Wolfram, 22 Atomprozent Kohlenstoff, wurde hergestellt; sie wies eine geringe Menge Körner von primärem Karbid neben der eutektischen blättrigen Struktur auf. Die Werkzeugstandzeit im Standardtest am rostfreien Stahl 347 betrug 15 Minuten, und das Werkzeug zeigte bei Versuchsende nur vernachlässigbare Auskokung oder Kantenverschleiß.

Beispiel IV

Die im Beispiel II angeführte Legierung und eine weitere im Lichtbogen geschmolzene Legierung mit 20,5 Atomprozent Titan, 2,5 Alomprozent Hafnium, 52 Atomprozent Wolfram, 25 Atomprozent Kohlenstoff wurden auf Kantenstabilität geprüft, indem der Vorschub erhöht wurde, während eine Oberflächengeschwindigkeit von 122 m/Min, und eine Schnittiefe von 1,27 mm beibehalten wurde. Beide Werkzeuge zeigten sich brauchbar bei Vorschüben bis zu 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 122 m/Min, untersucht. Bei den Prüfungen wurde eine konstante Schnittiefe von 6,35 mm eingehalten, während der Vorschub allmählich erhöht wurde, beginnend bei 0,127 mm je Umdrehung. Bis zum Vorschub von 0,76 mm je Umdrehung trat keine Störung auf: dann mußte der Versuch wegen zu geringer Leistung der Drehmaschine abgebrochen werden.

Beispiel Vl

Eine im Lichtbogen geschmolzene Legierung mit 19 Atomprozent Titan, 58 Atomprozent Wolfram und 23 Atomprozent Kohlenstoff wurde zu einer Korngröße unter 50 μπι zermahlen und mit 3 Gewichtsprozent Nickelpulver gründlich vermischt. Das Gemisch wurde

ίο

mit b.j kg/mm-' in Stahlpreßformen kallgepreßi und dann cine Stunde lang bei 1500"C unter Vakuum gesintert. Die metallographische Untersuchung zeigle ein dichtes Gefüge aus abgerundeten Monocarbid-Körnern in einer metallischen Matrix. Die Werkzcugsiand-/cii im Standard-Drehversuch an rostfreiem Stahl 347 betrug 14 Minuten. Das Werk/eng wies stärkere Auskolkungen auf als die Gußlegierung gleicher Zusammensetzung.

Beispiel VII

Hin zusammengesetztes Werkzeug wurde hergestellt, indem eine Kante einer M-2-WerkzeugsiahI-Einlage mit einem Plättchen mit den Abmessungen 2,03 χ 5,08 χ 127 m:n der gegossenen Standurdlcgicrung R₁ (20,5 Atomprozent Titan, 2,5 Atomprozcnt Zirkonium, "52 Atompro/enl Wolfram, 25 Atoniprozcnt Kohlenstoff) belegt wurde. Das Hartmeiallpliittchen wurde durch Hartlöten an der Slahleinlage angebracht. Die Leistung dieses zusammengesetzten Werkzeugs unter Slandardbcdingungen am rostfreien Stahl i47 ergab sich ebenso groß wie die der festen Hartmetalleinlagen; wegen der niedrigeren Wärmeleitfähigkeit der Werkzeugstahl-Unterlage im Vergleich zu den gegossenen Hartmctallegierungen ergaben sich jedoch höhere Temperaturen an dem Plättchen, und infolgedessen trat höherer Verschleiß an dem zusammengesetzten Werkzeug auf; die Gesamtbelastung der Werkzeuge wurde erhöht, indem entweder die Schnittiefe oder der Vorschub erhöht wurde.

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

Tabelle Il

Auswahl der Testwerte von gegossenen Ti(Zr,H0-W-C-Legierungen und von handelsüblichen C-2- und C-50-llartmcUillen beim Drehen von rostfreiem Stahl*) des Typs 347 nach US-Norm

Lcgiemngszusanimenset/ung
(Atonipro/cnl)

	/«	*W₁₁*	65	Bemerkungen
5	3	0,14	65	Geringe Schweißneigung
4	4	0,25	110	-
3	3	0,13	75	-
3	5	0,16	160	-
4	6	0,09	160	-
4	5	0,06	110	Geringe Neigung zum Abblättern
4	4	0,10	160	-
4	5	0,07	75	-
4	4	0,16	190	-
4	8	0,07	130	Legierung R I
5	8	0,08	65	Legierung R 2
7	5	0,19	25	Geringe Neigung zum Abblättern
6	5	0,44	50	-
4	4	0,25	50	-
4	4	0,25	20	-
7	4	0,70	40	-
6	5	0,30	160	-
3	3	0,08	10	_
-	-	1,10	-

Ti(26)-W(51)-C(23)

Ti(21)-W(56)-C(23)

Ti(2O)-W(55)-C(25)

Ti(23)-W(52)-C(25)

Ti(26)-W(49)-C(25)

Ti(25)-W(48)-C(27)

Ti(22)-W(5l)-C(27)

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

Ti(l7,5)-Zr(2,5)-W(55)-C(25)

Ti(20,5)-Zr(2,5)-W(52)-C(25)

Ti(20,5)-HF(2,5)-W(52)-C(25)

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

Hr(22)-W(60)-C(l8)

Hf(25)-W(55)-C(20)

Hf(25)-W(48)-C(27)

Zr(25)-W(55)-C(20)

Zr(28)-W(47)-C(28)

Handelsübliche Legierungen

(C-50-Typ)

(C-2-Typ)

Legende:

W₁₁ = Bruchverschleiß, 0,025 mm.

T_B = Bruchzeit, Minuten.

W₁₁ = gleichmäßiger Verschleiß, 0,025 mm/Min.

T_L = extrapolierte Werkzeugstandzeit in Minuten für einen Verschleiß von 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 Größe ändern sie sich nicht

Bei den obenerwähnten, in USA gebräuchlichen C-50 ist eine Karbidwerkzeugbezeichnung für ein

Begriffen handelt es sich im einzelnen um folgendes: 65 Karbidwerkzeug, dessen Zusammensetzung zwischen

C-2 ist eine Karbidwerkzeugbezeichnung mit der den Zusammensetzungen der Karbid werkzeuge C-5 mit Zusammensetzung 6,5-15 Gewichtsprozent Co, 0-2 7-10 Gewichtsprozent Co, 10-22 Gewichtsprozent Gewichtsprozent TaCund TiC Rest WC. TaC und TiC, Rest WC und C-6 mit 10-12

11 12

Gewichtsprozent Co. 8 - 1¹J Gewichtsprozent T;iC und TiC. Rest WC liegt.

C-2- Werkzeuge werden für rauhe und schwere Schritte von Gußeisen, austeiiitisehen Stahlen, Nicht eisenlegierungen sowie nichtmetallischen Materialien verwendet. C-5- oder C-50-Werkzeuge dienen für mittlere Schnitte und Geschwindigkeiten bei Stahl. C-b- oder C-50-Werkzeuge werden für Schruppbearbeitung von Stahl benutzt.

M-2-Werkzeugstahl hat folgende Zusammensetzung:

Material	(icYMthl.snro/cnl
C	0,HO
Cr	4.0!)
Mo	5,00
W	6.00
V	2.00
Fe	Rest
Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Eutektisch erstarrte Karbidhartlegierung mit feinem lamellarem Gefüge, deren Zusammensetzung innerhalb eines geschlossenen Bereiches im Dreistoff-System Titan — Wolfram - Kohlenstoff liegt, der begrenzt ist von dem durch die Eckpunkte A. B. Cund D definierten geschlossenen Polygonzug mit den Koordinaten

A (Ti₄₁, W₁₀ C j»), S(Ti₁ -,W v-, C₁₁₁),
C(Ti₁₁₁ W₇₁₁Qn). D(Ti₁-, W₄₁C₂₁₁)
(in Atompro/.ent).

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

F(Ti ,„ W₄, C₂?), F(Ti,« W -,-, C₂₇),
C(Ti,„ Wb₂C₂₂), //(TiJ₇ W-,, 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 ί lufnium ersetzt worden ist.

4. Eutektisch erstarrte Karbidhartlcgierung mit feinem lamellarem Ciefüge, deren Zusammensetzung innerhalb eines geschlossenen Bereiches im Dreistoff-System Zirkonium/Hafnium —Wolfram—Kohlenstoff liegt, der begrenzt ist von dem durch die Eckpunkt'.¹ A. B, C und I) definierten geschlossenen Polygonzug mit den Koordinaten

Λ (Zr. Hf₄₁₁ Wi₁₁ ^-Tm),/J(Zr. HIV, W₄₁C₁₁₁).
C(Zr. Hf₁-, W₇OCi-O₁O(Zr₁Hf₂-, Wm₁CY,)
(in Atomprozent).

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

F(Zr. 1 If ι. WnC). F(Zv, I ΙΓ,., W₁, C,),
G(Zr. Hf,, W₁₁₁Ci,,), //(Zr. HUW₁₁₁Ci_x).

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

7. Karbidharllegierung nach einem der Ansprüche I bis 6, in der Wolfram durch bis zu insgesamt 20 Atomprozent. auf die gesamte Legierung bezogen. Molybdän ersetzt worden ist.

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

9. Karbidhartlegierung nach einem der Ansprüche I 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 b, in der Wolfram durch bis zu 5 Atomprozent, auf die gesamte Legierung bezogen, Vanadium, Niob und/oder Tantal ersetz: worden ist.

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

12. Verfahren zur I lersiellung einer Karhidhartlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis I 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Komponenten zusammengeschmolzen und die Schmelze danach mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20"C7Sek., vorzugsweise mehr als iO'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.