DE2136244C3 - Carbid-Hartmetallegierung, insbesondere für spangebende Werkzeuge, und Verfahren zu deren Herstellung - Google Patents

Description

Herkömmliche Sintercarbid-Hartmetalle für spangebende Werkzeuge bestehen aus einer mechanisch pulverisierten harten Carbidphase, die in einer Grundmasse (Bindemetall) aus einem Metall der Eisengruppe, gewöhnlich Kobalt oder Nickel, dispergiert ist. Die Bindemetallphase gibt dem Sintercarbid-Hartmetall Zähigkeit und sie dient ferner als Hilfsmittel beim Sintern. Der Verlust an Festigkeit von Bindemetallphasen aus Metallen der Eisengruppe bei verhältnismäßig niedrigen Temperaturen kann zur Folge haben, daß der Wärmeverschleiß bei hohen Schnittgeschwindigkeiten i>s und bei abgenutzten Werkzeugen vorherrschend wird. Die niedrigen Schmelztemperaturen dieser Bindemetallphasen schließen ferner ihre Verwendung als verschleißfeste Materialien bei Temperaturen oberhalb etwa 800 bis 1000⁰C aus.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Carbid-Hartmetallegierung zu schaffen, die bei guter mechanischer Stoßfestigkeit eine erhöhte Wärmefestigkeit aufweist und sich damit insbesondere für spangebende Werkzeuge eignet

Erfindungsgemäß wird eine Carbid-Hartmetallegierung mit feinem lamellarem Gefüge vorgeschlagen, deren Zusammensetzung innerhalb eines geschlossenen Bereiches im Dreistoffsystem Tantal-Wolfram-Kohlenstoff liegt, der begrenzt ist von dem Polygonzug A (54 Atomprozent Tantal; 11 Atomprozent Wolfram; 35 Atomprozent Kohlenstoff) — B (30 Atomprozent Tantal; 35 Atomprozent Wolfram; 35 Atomprozent Kohlenstoff) — C (23 Atomprozent Tantal; 50 Atomprozent Wolfram; 27 Atomprozent Kohlenstoff) — D (47 Atomprozent Tantal; 26 Atomprozent Wolfram; 27 Atomprozent Kohlenstoff) — A.

Das feine lamellare Gefüge der erfindungsgemäßen Carbid-Hartmetallegierung stammt aus einer quasibinären eutektoiden Disproportionierung einer zuvor gebildeten Subcarbidphase. Die streifige bzw. lamellare Struktur des Gefüges besteht aus einem Monocarbid und aus einer Metallphase, welch letztere reich an Wolfram ist und der Hartmetallegierung Zähigkeit gibt. Die Monocarbidphase der Hartmetallegierung ist reich an Tantal. Bei bestimmten Zusammensetzungsbereichen der Legierungsbestandteile treten in der Carbid-Hartmetallegierung Körner aus Primärcarbid auf, die über das ganze streifige eutekioide Gefüge dispergiert sind. Es wird angenommen, daß bei Verwendung der Carbid-Hartmetallegierung als spangebendes Werkzeug die vermengten Primärcarbidkörner die Schneidwirkung der Hartmetallegierung verbessern.

Erfindungsgemäße Carbid-Hartmetallegierungen haben im Vergleich zu herkömmlichen Hartmetallwerkzeugen nit Kobalt als Bindemetall eine günstige mechanische Stoßfestigkeit. Zudem enthalten sie eine wesentlich höher schmelzende Metallphase. Die gute Stoßfestigkeit wird durch die Bildung des feinen lamellaren Gefüges mit einer harten Monocarbidphase und einer wärmebeständigen Metallphase erhalten.

Die erfindungsgemäße Carbid-Hartmetallegierung mit den Grundlegierungsbestandteilen Tantal-Wolfram-Kohlenstoff kann wahlweise mit bestimmten qualitätsverbessernden Materialien, und zwar mit Molybdän, Chrom, Niob, Vanadium, Titan, Zirkonium und Hafnium einzeln oder in Kombination, legiert werden. Dabei wird das Wolfram durch bis zu 20 Atomprozent Molybdän oder bis zu 5 Atomprozent Chrom, jeweils in gleicher Menge, substituiert bzw. das Tantal durch bis zu 20 Atomprozent Niob, Vanadium, Titan, Zirkonium und/ oder Hafnium in entsprechender Menge ersetzt. Die Hartmetallegierung kann außer ihrer streifigen Feinstruktur bei bestimmten Zusammensetzungsbereichen kleine Mengen (5 bis etwa 25 Volumprozent) einer Primärmonocarbidphase, einer Metallphase und/oder einer Subcarbidphase enthalten, wobei die beiden erstgenannten Phasen zusammen mit der zuerst gebildeten Subcarbidphase erhalten werden, die durch Disproportionierung das gewünschte feine lamellare Gefüge ergibt. Es können Mengen eines Subcarbids, das entweder an Tantal oder r.n Wolfram reich ist, als Folge der bivarianten (mit zwei Freiheitsgraden) Disproportionierung in Legierungen mit nicht eutektoiden Zusammensetzungen vorhanden sein.

Weitere Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der

nachfolgenden näheren Beschreibung in Verbindung mit den Zeichnungen, und zwar zeigt

F i g. 1 ein tcrnäres System, welches die erfindungsgemäßen Zusammensetzungsbereiche für die erfindungsgemäßen Ta-W-C-Basislegierungen zeigt,

F i g. 2 ein Mikrogefügebild einer erfindungsgemäßen Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Legierung [Ta (37) — W (30) — C (33) Atomprozent] mit einer 250Ofachen Vergrößerung und innerhalb des bevorzugten Bereiches E, F, G, H des Zusammensetzungsdiagramms der F i g. 1, wobei das Subcarbid im wesentlichen vollständig disproportioniert ist,

Fig.3 ein Mikrogefügebild mit einer lOOOfachen Vergrößerung einer zweiten erfindungsgemäßen Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Legierung von etwas verschiedener Zusammensetzung [Ta (38) — W (34) — C (28) Atomprozent] innerhalb des Bereiches A, B, C, D, jedoch unterhalb des Bereiches E, F, G, H der Zusammensetzung von Fig. 1 fallend, ivobei ein Metallegierungs/Carbid-Eutektikum über das ganze streifige Feingefüge dispergiert ist und

Fig.4 ein Mikrogefügebild mit einer 1800fachen Vergrößerung einer dritten erfindungsgemäßen Tantal-Wolfram-Kohlenstoff-Legierung von einer etwas anderen Zusammensetzung [Ta (38) - W (27) - C (35) Atomprozent] innerhalb des Bereiches A, B. C, D, jedoch oberhalb des Bereiches E, F, G, H des Zusammensetzungsdiagramms der F i g. 1 fallend, bei welcher Primärmonocarbidkörner über die ganze streifige eutektoide Feinstruktur dispergiert sind.

In den Mikrogefügebildern der F i g. 2,3 und 4 ist das Carbid hell und die Bindemetaüegierung dunkel.

Die Legierungszusammensetzungen, welche die gewünschte Feinstruktur ergeben, sind in dem Dreistoff-Diagramm der F i g. 1 angegeben. Die bevorzugten erfindungsgemäßen Carbidlegierungen haben Zusammensetzungen, die innerhalb des kleineren schraffierten Bereiches E, F, Ci, H der Fig. 1 fallen. Die in den Legierungen des Bereiches E, F, G, H gebildeten Carbidzusammensetzungen sind durch eine im wesentlichen vollständige Disproportionierung der Vorläufer-Subcarbidphase gekennzeichnet, die oberhalb der eutektoiden Zersetzungstemperatur besteht. Die bevorzugten Carbid-Hartmetallegierungszusammensetzungen aus Tantal, Wolfram und Kohlenstoff in den Atomprozentsätzen des Bereiches E, F, G, H der Fi g. 1 werden dadurch hergestellt, daß die Legierungen geschmolzen und rasch abgekühlt werden. Das primäre Kristallisationsprodukt ist eine im wesentlichen homogene feste Metallsubcarbidphase, welche beim weiteren Abkühlen zu der gewünschten streifigen Feinstruktur disproportioniert, welche die vorerwähnte Metall- und Monocarbidphase bildet. Die aus der Disproportionierung erhaltene Monocarbidphase enthält gewöhnlich 45 bis 55% Tantal, 2 bis 10% Wolfram und etwa 45% Kohlenstoff. Die feuerfeste Metallphase der streifigen Feinstruktur enthält 80 bis 98% Wolfram, 2 bis 20% Tantal und etwa 0,5% Kohlenstoff, welche Prozentsätze als Atomprozent zu verstehen sind.

Der größere eingeschlossene Bereich A, B, C, D und insbesondere der ringförmige Bereich, der zwischen dem äußeren Rahmen A, B, C, D und dem inneren Rahmen E, F, G, H liegt, umfaßt Zusammensetzungen mit einem vorwiegend streifigen Feingefüge, können jedoch irgendein primäres Monocarbid auf der kohlenstoffreichen Seite (oben), primäre Metallegierungen auf der metallreichen Seite (unten) und Subcarbide auf der rechten und auf der linken Seite enthalten. Es wurde erwähnt, daß zusammengesetzte Carbide mit Zusammensetzungen innerhalb der inneren eingerahmten Fläche E, F, G, H eine im wesentlichen zu 100% streifige Struktur hat Ein zusammengesetztes Carbid, das aus einer Schmelze hergestellt wird, die eine Atomprozentzusammensetzung außerhalb der inneren Fläche E, F, G, H und unmittelbar darüber, jedoch innerhalb der größeren Fläche A, B, C, D hat, besitzt eine abweichende Feinstruktur. Die anfängliche Erstarrung führt zur

ι ο Bildung von primärem Monocarbid, das über eine ganze Metallsubcarbid-Matrix dispergiert ist Beim weiteren Abkühlen disproportioniert die Subcarbidphase (jedoch nicht das primäre Monocarbid) unter Bildung der gewünschten streifigen Feinstruktur, bestehend aus der

is hochschmelzenden Metallphase und der Monocarbidphase. Das primäre Monocarbid, das aus der anfänglichen Erstarrung der Schmelze erhalten wird, ist von der Disproportionierung unbeeinflußt und mit der ganzen streifigen Feinstruktur vermengt Wenn die gewählten Zusammensetzungen unterhalb des inneren Bereiches E, F, G, H, jedoch innerhalb des größeren Bereiches A, B, C, D, fallen, enthält die endgültige Feinstruktur die vertrauten streifigen Aggregate, die in einer metall- und carbid-eutektischen Feinstruktur dispergiert sind. Wenn sich die Atomprozente der Zusammensetzungen entweder auf der rechten oder auf der linken Seite des inneren Bereiches E, F, G, H und innerhalb des größeren Bereiches A, B, C, D befinden, ist das erste Produkt der Erstarrung der Schmelze die vertraute feste Metallsubcarbidphase. Wenn die Zersetzungstemperatur des Subcarbids beim weiteren Abkühlen erreicht wird, entsteht das typische streifige Gefüge, das jedoch für diese Zusammensetzungen nicht allein aus Metall- und Monocarbidphase besteht, sondern auch Subcarbid enthält, d. h. bei Zusammensetzungen, die nicht mit der eutektoiden Zusammensetzung zusammenfallen oder sich in deren unmittelbarer Nähe befinden, ist die Zersetzung temperatur-konzentrationsabhängig (bivariant) und führt nicht zu einem vollständigen Verbrauch des Subcarbids durch Disproportionierung.

Die erfindungsgemäße Carbid-Hartmetallegierung wird vorzugsweise durch Schmelzen und Gießen hergestellt, um die feinkörnige streifige Feinstruktur zu erhalten. Eine typische feinkörnige, vollständig disproportionierte, streifige Feinstruktur ohne jeden primären Bestandteil ist in Fig.2 dargestellt. In dem Mikrogefügebild ist die Metallphase dunkel und erscheint die Carbidphase hell. Die in dem Mikrogefügebild der F i g. 2 dargestellte Carbid-Hartmetallegierung war eine Zusammensetzung aus Tantal, Wolfram und Kohlenstoff, die in den inneren Bereich E, F, G, H des Diagramms der F i g. 1 fiel. Das Mikrogefügebild der F i g. 3 ist typisch für die erfindungsgemäßen Carbid-Hartmetallegierungen, die unter den inneren Bereich E,

S3 F, G, H, jedoch in den äußeren Bereich A, B, C, D des in F i g. 1 dargestellten Dreistoffsystems fallen. Das Mikrogefügebild nach F i g. 4 ist typisch für die erfindungsgemäßen Carbid-Hartmetallegierungen, die oberhalb des inneren Bereiches E, F, G, H, jedoch innerhalb des

(10 Außenbereiches des Diagramms der F i g. 1 fallen. Das Mikrogefügebild der F i g. 4 zeigt primäres Monocarbid in Vermengung über das ganze disproportionierte, feinkernige streifige Eutektoid aus Monocarbid- und aus einer Metallegierungsphase. In Fig. 4 ist das Carbid

os ebenfalls hell, während die Metallegierung dunkel erscheint.

Die erfindungsgemäße Carbid-Hartmetallegierung kann auch aus Dulverförmieem Material durch Warm-

pressen oder durch Kaltpressen und Sintern, vorzugsweise mit Zusatz von preßerleichternden Mitteln hergestellt werden. Die Ausgangspulver können Carbide und Metalle sein, die in gewünschten Mengen gemischt sind, jedoch vorzugsweise aus vorlegiertem Material bestehen, das durch Vermählen geschmolzener und rasch abgekühlter Legierungen von der gewünschten Zusammensetzung hergestellt wird.

Es ist unabhängig von dem angewendeten Herstellungsverfahren wichtig, daß die erfindungsgemäßen Legierungen während der Herstellung ausreichend rasch bis unter die Eutektoidtemperatur abgekühlt werden, beispielsweise um mindestens 20° C je Sekunde, um die gewünschte geringe Korngröße zu erhalten. Das Abkühlen mit einer zu niedrigen Geschwindigkeit ergibt ein grobkörniges Produkt, während je nach der Zusammensetzung der Metallegierung eine zu rasche Abkühlung die Disproportionierung unterdrücken kann.

Die erfindungsgemäße Carbid-Hartmetallegierung hat gewöhnlich Schmelztemperaturen um 3000⁰C herum. Diese Temperaturen stellen wesentliche Verbesserungen gegenüber den Schmelztemperaturen von 1400°C der herkömmlichen Kobalt-Meißel dar.

Beispiele

Bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Carbid-Hartmetallegierung werden die Ausgangsmaterialien, die z. B. aus TaC, W₂C, W, Ti, Nb, V und C in Pulverform bestehen können, gemischt, um die gewünschte Zusammensetzung zu erhalten, und in den Tiegel eines Lichtbogenofens gegeben. Unter Helium und vermindertem Druck werden die Pulver dann im Lichtbogen geschmolzen und rasch unter die Disproportionierungstemperatur abgekühlt, wodurch die streifige Struktur erhalten wird. Gewöhnlich geschieht die Disproportio-

2.S nierung im Bereich von 2700 bis etwa 1800"C. Dii Gußlegierungen werden dann auf die gewünschti Gestalt des Meißels maschinengeschliffen und ii Versuchen verwendet, um die Spanabnahmegeschwin digkeit bei einem herkömmlichen Bearbeitungsvorganj zu ermitteln. Das durch die erfindungsgemäßei Carbid-Hartmetallegierungen geschnittene Prüfmate rial war handelsüblicher korrosionsbeständiger Stahl ii Form von zylindrischen Stäben mit einem Durchmesse von 75 mm und einer Länge von 45 cm. Die Oberflächi wurde mit einer Tiefe von 1,27 mm vor dem Prüfen de Versuchslegierungen abgetragen. Bei dem Standardtes wurde der Stahlstab mit einer Umfangsgeschwindigkei von 122 m je Minute mit einer Schnitt- bzw. Spantiefi von 1,27 mm und einer Vorschubgeschwindigkeit vor 0,25 mm je Umdrehung geschnitten. Die Meißelgeome trie für den Standardtest war wie folgt:

Neigungswinkel 0°, Spanwinkel 5°, seitlicher Hinter Schliffwinkel 5°, End-Hinterschliffwinkel 5°, Seitenspiel Endwinkel 25°.

Meißel, die aus der erfindungsgemäßen Carbid-Hart metallegierung geformt wurden, welche in der vorange hend beschriebenen Weise durch Herdguß und For mung in eine bestimmte Meißelform gebracht wurden wurden mit handelsüblichen Meißeln vom Typ C-2 (94 ⁰A Wolframcarbid, 6% Kobalt) und C-50 (72,5% Wolfram carbid, 9,5% Kobalt, 8% Tantalcarbid und 10<>/( Titancarbid) verglichen. Die Ergebnisse dieser Versuch« sind in Tabelle 1 zusammen mit den besonderer Zusammensetzungen der verschiedenen geprüften er findungsgemäßen Carbid-Hartmetallegierungen ange geben. Die Bearbeitungsversuche mit den jeweiliger Prüf- und Vergleichswerkzeugen wurden bis zu einei Verschleißtiefe von 0,40 mm durchgeführt, wenn nichi anders in der Tabelle I angegeben.

Tabelle I

Meißelzusammensetzungen und Schneidversuchsergebnisse

Zusammensetzung (Atomprozent)
Ti Zr Hf V

Nb

Ta

Cr Mo

Standzeit
Min.

Verschleiß
mm*)

28
34

21
27

35
29

42
36

0,30

0,43

4 6 31 3 28 28 30

Handelsübliche Carbid-Hartmetallegierung C-50 (72.5% W₂C, 9.5% Co, 8% TaC, 10%TiC) 40 Handelsübliche Carbid-Hartmetallegierung C-2 (94% W₂C, 6% Co) 4

*) Standardversuche mit korrosionsbeständigem Stahl bei 122 m/min Umfangsgeschwindigkeit, 1,27 mm Schnittiefe, 0.25 mm Vorschub/Umdrehung und 0,40 mm Verschleißtiefe (Standard-Standzeit), wenn nicht anders angegeben.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims (7)

Patentansprüche:

1. Carbid-Hartmetallegierung mit feinem lamellarem Gefüge, deren Zusammensetzung innerhalb s eines geschlossenen Bereichs im Dreistoffsystem Tantal-Wolfram-Kohlenstoff liegt, der begrenzt ist von dem Polygonzug A (54 Atomprozent Tantal, 11 Atomprozent Wolfram, 35 Atomprozent Kohlenstoff) — B (30 Atomprozent Tantal, 35 Atomprozent ι ο Wolfram, 35 Atomprozent Kohlenstoff) — C (23 Atomprozent Tantal, 50 Atomprozent Wolfram, 27 Atomprozent Kohlenstoff) — D (47 Atomprozent Tantal, 26 Atomprozent Wolfram, 27 Atomprozent Kohlenstoff) — A.

2. Legierung nach Anspruch 1, deren Zusammensetzung im angegebenen Dreistoffsystem innerhalb eines Bereiches liegt, der begrenzt ist von dem Polygonzug E (47 Atomprozent Tantal, 20 Atomprozent Wolfram, 33 Atomprozent Kohlenstoff) — F (37 Atomprozent Tantal, 30 Atomprozent Wolfram, 33 Atomprozent Kohlenstoff) — G (33 Atomprozent Tantal, 38 Atomprozent Wolfram, 29 Atomprozent Kohlenstoff) — H (43 Atomprozent Tantal, 28 Atomprozent Wolfram, 29 Atomprozent Kohlenstoff) - E.

3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß sie bis zu 20 Atomprozent Molybdän anstelle der entsprechenden Menge Wolfram enthält.

4. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß sie bis zu 5 Atomprozent Chrom anstelle der entsprechenden Menge Wolfram enthält.

5. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß sie bis zu insgesamt 20 Atomprozent Niob, Vanadium, Titan, Zirkonium und/oder Hafnium anstelle der entsprechenden Menge Tantal enthält.

6. Verwendung einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5 als spangebendes Werkzeug.

7. Verfahren zur Herstellung einer Carbid-Hartmetallegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß aus den Legierungsbestandteilen in der genannten Zusammensetzung eine Schmelze gebildet wird und diese Schmelze unter Bildung einer Subcarbidphase und nachfolgenden Disproportionierung bis unter die eutektoide Temperatur mit mindestens 20° pro Sekunde abgeschreckt und danach beliebig weiter abgekühlt wird.