DE2137873B2 - Hartmetall-Gußlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung - Google Patents

Description

ergibt, wobei

Miva eines der Metalle Titan, Zirkonium und Hafnium,

M via eines der Metalle Molybdän und Wolfram, N Stickstoff und
C Kohlenstoff bedeuten, und

0,25<x<0,70
0,02<y<0,5
0,25 < 2: < 0,45

2. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die Gesamtzusammensetzung TixWi-,,[N,C,-,l·

3. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch 0,28 < χ <0,6 und 0,28 <z <0,37.

4. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 3, jo gekennzeichnet durch 0,33 < ζ < 0,36.

5. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 10 Atomprozent des Wolframs durch Molybdän im Verhältnis 1 :1 ersetzt sind. J5

6. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 3 Atomprozent des Wolframs durch Chrom im Verhältnis 1 :1 ersetzt sind.

7. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 10 Atomprozent des Wolframs durch Rhenium im Verhältnis 1 :1 ersetzt sind.

8. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 15 Atomprozent 4 ί des Titans durch Zirkonium oder Hafnium im Verhältnis 1 :1 ersetzt sind.

9. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß ein Teil des Titans durch ein Metall der Gruppe Va ersetzt ist und sich die Gesamtzusammensetzung zu (Mva)*', Ti*-*-, Wi -_x [NyCi -_y]_z ergibt, wobei M_Va eines der Metalle Vanadium, Niob und Tantal bedeutet und x' < 0,05 ist.

10. Hartmetall-Gußlegierung nach den Ansprüchen 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß primäre Karbonitridkörner gleichmäßig in der lamellaren eutektischen Matrix verteilt sind.

11. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß ein Teil des Kohlen- bo Stoffs durch Bor ersetzt ist und sich die Gesamtzusammensetzung zu

Stoffs durch Sauerstoff ersetzt ist und sich die Gesarntzusammensetzung zu

Ti₁Wi-

ergibt, wobei y" < 0,04 ist

13. Verfahren zur Herstellung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre erschmolzen und anschließend rasch abgekühlt wird.

14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß der Partialdruck des Stickstoffs in der stickstoffhaltigen Atmosphäre geringer als 4 Atmosphären ist

15. Verfahren nach Anspruch 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Schmelze mit einer Geschwindigkeit höher als 20 grd/s abgekühlt wird.

20

f)5

ergibt, wobei y' < 0,03 ist.

12. Hartmetall-Gußlegierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß ein Teil des Kohlen-Die Erfindung bezieht sich auf eine aus einer Karbonitridphase und einer Bindemetallphase bestehenden Hartmetallegierung, die aufgrund ihrer physikalischen Eigenschaften besonders für Werkzeuge geeignet ist, sowie auf ein Verfahren zur Herstellung derartiger Legierungen.

Das für Werkzeuge heutzutage verwendete übliche Material ist gesintertes Karbid in der einen oder anderen Form. Derartiges Material besteht üblicherweise aus einer harten Karbidlegierung, gewöhnlich Wolfram- und Titankarbid, welches in einer Grundmasse oder einem Bindemittel aus einem Metall der Eisengruppe, gewöhnlich Kobalt oder Nickel, verteilt ist Das Bindemittel verleiht dem spröden Karbid Zähigkeit und erleichtert auch den Sinterprozeß während der Herstellung. Die Metalle der Eisengruppe haben jedoch verhältnismäßig niedrige Schmelztemperaturen, und der dadurch bedingte Festigkeitsabfall der Grundmasse bewirkt bereits bei verhältnismäßig niedrigen Temperaturen einen thermischen Verschleiß, der bei hohen Schnittgeschwindigkeiten zu einem vorzeitigen Ausfall der Werkzeuge führen kann.

Um diese Nachteile der durch ein Metall der Eisengruppe gebundenen Karbide zu verbessern, ist vorgeschlagen worden, daß gesinterte Monokarbidlegierungen, die durch hochschmelzende Metallegierungen gebunden sind, als Werkzeuge verwendet werden. Aufgrund der geringen Festigkeit und des schlechten mechanischen Schlagwiderstandes jedoch sind diese Zusammensetzungen mit den herkömmlichen gesinterten Karbiden nicht konkurrenzfähig. Bei einer jüngeren nicht vorveröffentlichten Entwicklung wurden mit hochschmelzendem Metall gebundene gußfähige Karbidlegierungen entwickelt, welche eine merkliche Verbesserung gegenüber den gesinterten Karbiden bei der Verwendung als Werkzeuge zeigten. Aufgrund des Fehlens einer thermischen Deformation unter hohen thermischen Belastungen und der guten Verschleißfestigkeit sind diese Legierungen für Werkzeuge besser geeignet.

Es sind bereits Schneidwerkzeuge bekannt (US-PS 34 09 416), die aus einer gesinterten Metallegierung

bestehend aus Nitriden, beispielsweise Titannitrid, und einem Bindemetall, beispielsweise Wolfram hergestellt sind. Ein erheblicher Anteil der Nitride kann dabei durch Karbide, beispielsweise durch Titankarbid ersetzt werden. Die bei der Herstellung dieser bekannten Schneidwerkzeuge vorgesehenen Sintertemperaturen liegen so niedrig, daß eine Karbonitridbildung auf keinen Fall auftreten kann, vielmehr liegen die Karbide und Nitride im bekannten Fall im wesentlichen getrennt im Werkzeugmaterial vor. Auch mit diesen Materialien lassen sich bereits verhältnismäßig gute Ergebnisse erzielen; sie entsprechen jedoch noch nicht allen Forderungen bezüglich der thermischen Belastbarkeit und Verschleißfestigkeit Weiterhin sind Verfahren zur Herstellung von Karbonitriden aus Metallen der Gruppen IVa, Va und VIa bekannt (US-PS 34 92 100). Diese Karbonitride werden nicht im Schmelzfluß hergestellt und enthalten keine Bindsmetallphase, so daß sie nicht als Werkstoff für hochbelastete Werkzeuge geeignet sind.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen verbesserten Werkstoff für Bearbeitungswerkzeuge zu schaffen. Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß eine Hartmetall-Gußlegierung aus einer Karbonitridphase von einem der Metalle der Gruppe IVa und einer Bindemetallphase von einem der Metalle der Gruppe VIa besteht, wobei sich die Gesamtzusammensetzung der Legierung zu

(MivO<(Mvi.)i-

ergibt, wobei Miva eines der Metalle Titan, Zirkonium und Hafnium, Mvia eines der Metalle Molybdän und Wolfram, N gleich Stickstoff und C gleich Kohlenstoff bedeuten und 0,25<x< 0,70; 0,02 <y< 0,5; 0,25< z<0,45 sind.

Das gewünschte Gefüge der Gußlegierung, die aus einem feinkörnigen Aggregat von Karbonitrid- und Metallphase besteht, wird durch rasche Verfestigung von zwischen den Metall- und Karbonitridphasen gebildeten eutektischen oder fast eutektischen Legierungen erhalten. Das lamellare, eutektikumartige Gefüge besteht aus der Karbonitridphase, die für die Schneidwirkung verantwortlich ist, und der Metallegierung, die der Gußlegierung Zähigkeit und Festigkeit verleiht Bei der bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird eine übereutektische Zusammensetzung der Gußlegierung erhalten, in der Körner von primärem Karbonitrid in dem gesamten lamellaren, eutektischen Gefüge fein verteilt sind. Das Vorhandensein der primären Karbonitridphase verbessert die Eigenschaften der Gußlegierung bei einer Verwendung als Werkzeug erheblich. Bei einem anderen typischen Ausführungsbeispiel besitzt die Karbonitrid-Metallzusammensetzung ein feinkörniges lamellares Gefüge, das aus einer wolframreichen Bindemetallegierung und einer Karbonitridphase besteht, welche Titan als Grundmetall besitzt. Die Karbonitridphase ist eine feste Lösung oder ein Mischkristall zwischen isomorphen Monokarbiden und Mononitriden. Das Molverhältnis von Stickstoff zu Kohlenstoff in der Karbonitridphase kann beliebig verändert werden, es wird aber, wie weiter unten erläutert wird, aus Gründen der Herstellung und des Einsatzes der Legierungen üblicherweise unter 0,40 gehalten.

Die Karbonitridlegierungen nach der Erfindung werden durch das Vorhandensein von pseudobinären, eutektischen Gleichgewichtszuständen zwischen den Metall- und den Mononitridphasen in den Grenzsystemen Titiin-Wolfram-Stickstoff, Zirkonium-Wolfram-Stickstoff und Hafnium-Wolfram-Stickstoff und durch das Vorhandensein von fast isotherm verfestigenden, eutektikumartigen Gleichgewichtsbedingungen zwischen den Karbonitrid- und Metall-Lösungen in den Systemen Titan-Wolfram-Kohlenstoff-Stickstoff, Zirkonium-Wolfram-Kohlenstoff-Stickstoff, und Hafnium-Wolfram-Kohlenstoff-Stickstoff ermöglicht Die Phasengleichgewichtszustände in den metallreiclhen Bereichen der Nitrid- und Karbonitridsysteme sind derart, daß über einen weiten Konzentrations- und Temperaturbereich an Metall der Gruppe IVa reiche Karbonitrid- oder Nitridmischkristalle im Gleichgewicht mit wolframreichen Metallegierungen sind. Innerhalb des für Werkzeuge geeigneten Bereiches von Legierungszusammensetzungen bestehen die Produkte der eutektischen Kristallisation aus wolframreichen Trägermetalloder Bindemittellegierungen und einer an Metall der Gruppe IVa reichen Karbonitridphase.

Die Stickstoffdissoziationsdrücke von nur Nitrid enthaltenden Legierungen innerhalb des Bereiches, in welchem geeignete Bindemittellegierungen gebildet werden, sind an den Schmelzpunkten zu hoch,, als daß sie von praktischem Nutzen wären. Die Stickstoffpartialdrücke wie auch die eutektischen Temperaturen werden jedoch wesentlich durch Legieren der Nitride mit Karbiden gesenkt. So tritt beispielsweise bei einem Molverhältnis von Kohlenstoff zu Stickstoff von 1 :1 und einem Stickstoffdruck von einer Atmosphäre eine eutektische Erstarrung bei ungefähr 2750° C entlang der Verbindung Metall + Karbonitrid auf, bei welcher>die Metallphase aus 94 Atomprozent Wolfram, 6 Atomprozent Titanlegierung und die Zwischengitterelementphase aus reinem Titan-Karbonitrid besteht. Zum Vergleich schmilzt TiN in Kontakt mit einer Legierung aus 10 Atomprozent Titan und 90 Atomprozent Wolfram bei 2970°C, und das Gemisch hat bei dieser Temperatur eine Zersetzungsspannung von annähernd 6 Atmosphä-

Das Verhalten der anderen Gruppe von Nitriden mit Metallen der Gruppe IVa (ZrN, HfN) in Systemen mit Wolfram ist ähnlich den Titansystemen mit der Ausnahme, daß die Stickstoffzersetzungsspannungen bei gleichwertigen Temperaturen und Drücken etwas niedriger als in den Legierungen auf Titanbais sind. Die eutektischen Temperaturen sind jedoch in diesen Systemen höher als in den Titansystemen (3070° C bei der Verbindung ZrN-Wolfram und 3100° C bei der

so Verbindung HfN-Wolfram) und bleiben praktisch unverändert beim Legieren mit Kohlenstoff. Zusätzlich ist der Nitrid- oder Karbonitridgehalt des eutektischen Gefüges niedriger als in den Titansystemen, was wesentlich höhere Verschleißgeschwindigkeiten von Legierungen auf Zirkonium- und Hafniumbasis bei Verwendung als Werkzeug zur Folge hat. Das Phasengleichgewicht in den entsprechenden Systemen von Metallen der Gruppe IVa mit Molybdän, Stickstoff und Kohlenstoff ist im allgemeinen dem von Wolfram-

bo systemen gleich, obgleich die autektischen Temperaturen und damit die Stickstoff Zersetzungsspannungen der Legierungen in dem Schmelzbereich im wesentlichen niedriger sind. Der Hartstoffgehalt des Eutektikums in den molybdänhaltigen Legierungen und die Festigkeiten der molybdänreichen Legierungsbindemittel sind jedoch zu niedrig, als daß sie mit den Legierungen auf Wolframbasis als Bearbeitungswerkzeug konkurrenzfähig wären.

Unter Berücksichtigung der Herstellbarkeit und des Einsatzes hat die bevorzugte Ausführungsform der Karbonitrid-Metallzusammensetzung bei Anwendung als Bearbeitungswerkzeug das Titan-Wolfram-Kohlenstoff-Stickstoff-System zur Grundlage. Wie weiter unten beschrieben, können gewisse Verbesserungen durch Legieren mit anderen Elementen erreicht werden, z. B. durch teilweise Substitution von Titan durch Zirkonium oder Hafnium und durch geringe Zusätze von Metallen der Gruppe Va (Vanadium, Niob und Tantal). Eine Teilsubstitution von Wolfram durch Molybdän, Chrom und Rhenium ist ebenfalls möglich.

Die Zusammensetzungen der Legierungen nach der Erfindung werden zweckmäßigerweise ausgedrückt entweder in Atomprozent der Bestandteile, beispielsweise als Ti„W,C_wNr (u+ v+ w+r= 100), worin u, v, w und r der Atomprozentgehalt von Titan, Wolfram, Kohlenstoff und Stickstoff sind, welche in der Legierung enthalten sind, oder als relative Molbrüche von Metall- und Zwischengitterelementen in der Form (Ti_xWi-,) (NjCi -^)₂, wobei χ und 1 -x entsprechend die relativen Molbrüche von Titan und Wolfram sowie yund 1 —ydie relativen Molbrüche von Stickstoff und Kohlenstoff sind. Der stöchiometrische Parameter ζ mißt die kombinierte Molanzah! von Kohlenstoff- und Stickstoffatomen pro Grammatom von Titan + Wolfram.

Die Verhältnisse zwischen den beiden Sätzen von Konzentrationsparametern, welche austauschbar in der gesamten Beschreibung der Legierungen nach der Erfindung verwendet werden, sind:

u = 100 ·

1+r

= 100

y ■ *

1 + z

ν = 100

w = 100

1-Λ-

1+z

u + v '

w + r

1 + z

w + r u + v

Die bevorzugten Zusammensetzungen (Ti,Wi _,) (NjCi -y)z der Grundlegierungen nach der Erfindung liegen in den Grenzen von χ zwischen 0,28 und 0,60 von y gleich 0,02 bis kleiner als 0,50 und von ζ zwischen 0,28 und 0,37. Außerhalb des bevorzugten Bereiches, aber innerhalb der durch die Grenzen von χ zwischen 0,25 und 0,70, von y gleich 0,02 bis kleiner als 0,50 und von ζ zwischen 0,25 und 0,45 bestimmten Grenzen liegenden Legierungen sind für Bearbeitungswerkzeuge weniger geeignet, für viele andere Anwendungsfälle aber brauchbar.

Innerhalb des Bereiches der bevorzugten Zusammensetzungen bestehen Karbonitrid-Metallzusammensetzungen mit geringem Gehalt an Zwischengitter-Elementen nur aus Eutektikum und verhindern etwas höhere Verschleißgeschwindigkeiten als übereutektische Legierungen, welche überschüssiges, primäres Karonitrid enthalten. Die Gießfähigkeit jedoch wird schlecht, wenn der Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalt der Legierungen ungefähr 28 Atomprozent (z<0,39) übersteigt. Aus solchen Legierungen hergestellte Bearbeitungswerkzeuge neigen auch mehr zu einem Brechen der Kanten a!s Werkzeuge, die aus den zäheren eutektischen oder leicht übereutektischen Legierungen hergestellt sind. Der optimale Gehalt an den Zwischengitter-Elementen Stickstoff und Kohlenstoff der Karbonitrid-Metallzusammensetzungen liegt bei Verwendung als Bearbeitungswerkzeug zwischen 25 und 26,5 Atomprozent (z = 0,33 bis 0,36).

Bei einem gegebenen Verhältnis von Titan zu Wolfram und einem festen Gesamtkohlenstoff- plus Stickstoffgehalt erhöht eine weitergehende Substitution von Stickstoff durch Kohlenstoff die Härte der

ίο Zusammensetzungen, wobei ein Maximum bei Molverhältnissen von Stickstoff zu Kohlenstoff (γ~^) ^zwl~ sehen 0,03 und 0,20 erreicht wird. Es ist besonders bemerkenswert, daß das obere Auskolkungsverhältnis von aus der Zusammensetzung nach der Erfindung hergestellten Werkzeugen durch die Anwesenheit von nur kleinen Beträgen (y = 0,02) Stickstoff in Karbidlegierungen halbiert wird, während Verbesserungen der Flankenabnutzung zwischen 0 und 50% schwanken. Bei einem festen, Gesamtgehalt an Kohlenstoff plus Stickstoff und festen Molverhältnissen von Stickstoff zu Kohlenstoff verbessert sich der obere Auskolkungswiderstand mit zunehmenden Titan- zu

Wolframverhältnissen (r^-) in den Legierungen, wäh-

V* ■*/

rend eine Flankenabnutzung nur wenig durch den relativen Metallaustausch beeinflußt wird. Eine Kantenstabilität bei rauhem und schwerem Einsatz ist bei Titanaustausch entsprechend χ ~ 0,35 (bei ζ = 0,34) optimal, nimmt etwas bei Legierungen mit Werten von χ zwischen 0,35 und 0,50 ab und fällt bei höherem Titangehalt stark ab.

Maximal erreichbare Molverhältnisse von Stickstoff zu Kohlenstoff in den Legierungen bei Gießtemperaturen sind eine Funktion des Metallaustausches wie auch des Stickstoffdruckes in der Gasphase. Für einen Stickstoffdruck von einer Atmosphäre, einem kombinierten Gehalt an Stickstoff und Kohlenstoff entsprechend ζ = 033 bis 0,35 sind Werte für diese Verhältnisse in der Tabelle 1 unten aufgeführt Diese Verhältnisse werden kleiner, wenn der Stickstoffdruck erniedrigt wird, und sie werden größer als die in Tabelle 1 aufgeführten Werte, wenn der Stickstoffdruck über eine Atmosphäre erhöht wird.

Tabelle 1

Maximale Molverhältnisse von Stickstoff zu Kohlenstoff in Titan-Wolfram-Kohlenstoff-Stickstoff-Schmelzen. Die Angaben basieren auf einem Stickstoffdruck so von 1 Atmosphäre, einem kombinierten Stickstoff- und Kohlenstoffgehalt von 25 Atomprozent und einer Überhitzung der Schmelze von 150° C.

Molverhältnis	Maximales Molverhältnis
55 Ti: W in der Legierung	N : C in der Schmelze
te)	te)
60 0.59	0,05
0,66	0,11
0,78	0,25
0,92	0,67
1,04	1,50

Unerwünschte Nebenreaktionen, wie beispielsweise die Bildung von W₂C und WC, können bei ungünstig gewählten Legierungszusammensetzungen und Stick-

stoffdrücken auftreten, können aber vermieden werden, wenn ein bestimmter minimaler Stickstoffgehalt in den Karbonitridlegierungen für einen gegebenen Metallaustausch und gegebene Schmelzverhältnisse aufrechterhalten wird.

Verfahren zur Herstellung der bevorzugten Zusammensetzungen

Die Legierungen nach der Erfindung können durch Lichtbogenschmelzen beispielsweise in einem Lichtbogenofen mit einer sich nicht selbstverbrauchenden Elektrode (Wolfram) oder durch Plasma-Lichtbogen und Gießen der Schmelze in wassergekühlte Formen oder Formen aus schwerschmelzenden Materialien, vorzugsweise Graphit, hergestellt werden. Abgesehen von der Notwendigkeit eines bestimmten Stickstoffdruckes in der Ofenatmosphäre zur Aufrechterhaltung des gewünschten Stickstoff-Kohlenstoff-Gleichgewichts in den Legierungen ergibt ein Lichtbogenschmelzen unter reinem Stickstoff eine geringere Elektrodenabnutzung und stabilere Lichtbogen als ein Lichtbogenschmelzen unter Edelgasen, beispielsweise Helium und Argon. Dies entspricht auch einem wirtschaftlichen Vorteil bei der Herstellung der Werkzeuge. Aus zur Zeit noch nicht voll geklärten Gründen ergab sich ferner, daß das Auftreten von Rissen in den gegossenen Teilen während des Abkühlens bei den unter Stickstoff geschmolzenen Legierungen wesentlich herabgesetzt wurde. Ein Induktionsschmelzen der Zusammensetzungen in einem Niederfrequenzinduktionsofen (1000 bis 2000 Hz) unter Verwendung von Graphit als Behältermaterial und ein direktes Widerstandsschmelzen sind ebenfalls möglich.

Für das Gießverfahren wird das Schleudergußverfahren gegenüber solchen Gußverfahren bevorzugt, bei denen stationäre Gußformen verwendet werden, da dadurch die in Verbindung mit der Bildung von Schrumpfungslunkern auftretenden Probleme auf ein Minimum herabgesetzt werden, höhere Gießgeschwindigkeiten möglich sind und auch die Entwicklung von Verfahren möglich ist, durch die Mehrfachgußformen benutzt werden können, bei denen formgenaue Teile erzielt werden können.

Bei der Herstellung ist es jedoch wichtig, daß die eutektischen oder fast eutektischen Schmelzen der Legierungen nach der Erfindung mit einer hohen Geschwindigkeit (vorzugsweise über 20°C/sec) abgekühlt werden, damit die Bildung von feinkörnigem Gefüge sichergestellt wird, das erforderlich ist, um Zusammensetzungen mit optimalen mechanischen Eigenschaften und einer optimalen Brauchbarkeit als Bearbeitungswerkzeug zu erhalten. Man hat festgestellt, daß eine Erstarrung mit hoher Geschwindigkeit ein feinkörniges Gefüge ergibt als eine Erstarrung mit niedrigerer Geschwindigkeit

Abänderungen der bevorzugten Zusammensetzungen

Die quaternären Legierungen des Grundlegierungssystems können weitgehend durch Legierungszusätze anderer Metalle oder anderer Zwischengitterelemente ohne Veränderung der prinzipiellen Eigenschaften verändert werden. Eine Beziehung zwischen Menge und Art der Legierungszusätze und Eigenschaften der resultierenden Zusammensetzungen als Bearbeitungswerkzeuge zeigt, daß bemerkenswerte Verbesserungen durch bestimmte Legierungszusätze in geringer Menge zu den Grundlegierungen erreicht werden können, daß aber ein Legieren mit höherem Anteil im allgemeinen unnötig oder sogar unerwünscht ist Ein Zusatz von ausgewählten Elementen bit; zu bestimmten Konzentrationen erwies sich als neutral, während andere Zusätze selbst bei niedrigen Konzentrationen einen wesentli chen Abfall der Schneidleistung zur Folge hatten. Die nachstehende Zusammenstellung der Wirkungen von erfindungsgemäßen Zusätzen zu den Legierungen auf Titan-Wolfram-Kohlenstoff-Stickstoffbasis nach Anspruch 2 beruht auf den Eigenschaften der Karbonitrid- Metallzusammensetzungen beim Schneiden von ausgeglühtem 4340-Stahl (dieser Stahl ist ein niedrig legierter Stahl, der zu Vergleichszwecken in den Versuchen gewählt wurde, weil er ziemlich schwer zu schneiden ist. Eine typische Zusammensetzung dieses 4340-Stahls ist Kohlenstoff — 0,40%, Mangan — 0,74%, Silizium — 032%, Nickel - 1,79%, Chrom - 0,83%, Molybdän -0,24%, Phosphor - 0,01% und Schwefel 0,015%, der Rest Eisen).

1- Molybdän, substituiert in Beträgen bis zu 10 Atomprozent für Wolfram im Grundlegierungssystem, hatte keine bemerkenswerte Änderung der Arbeitsleistung zur Folge, obgleich die Gießfähigkeit bei Konzentrationen über 5 Atomprozent schlechter war. Ein Austausch von 50 Atomprozent hatte ein Abbrechen der Spitze und ein Späneschweißen unter den gewählten Versuchsbedingungen zur Folge.

2. 10 Atomprozent Chrom anstelle von Wolfram ergab eine schlechte Gießfähigkeit aufgrund einer Verdampfung von Chrom im Lichtbogen und ergab eine Erhöhung der Sprödigkeit der Zusammensetzungen. Die maximal zulässige Grenze ohne verminderte Arbeitsleistung lag bei 3 Atomprozent

3. Rhenium in Mengen bis zu 10 Atomprozent als Ersatz für Wolfram ergab eine Verbesserung des Widerstandes gegen Reißen der Gußstücke, hatte aber keinen meßbaren Einfluß auf die Schneidlei stung.

4. Zirkonium und Hafnium substituiert in Anteilen bis zu 15 Atomprozent für Titan in den Grundlegierungen ergab eine Erhöhung der Lebensdauer, während Konzentrationen über 15 Atomprozent die Werkzeugleistung nachteilig beeinflußten.

5. Geringe Zusätze von Metallen der Gruppe Va (Vanadium, Niob und Tantal) im Austausch für Titan, entsprechend Anspruch 9, waren im wesentlichen neutral, während höhere Konzentrationen

so von über 10 Atomprozent ein Reißen der Gußstücke und ein Ausbrechen der Kanten des Werkzeuges zur Folge hatten.

6. Bor anstelle von Kohlenstoff, entsprechend Anspruch 11, ergab im Austausch in der Karbonitrid- phase keinen nachteiligen Einfluß auf die Schneidleistung.

7. Sauerstoff an Stelle von Kohlenstoff, entsprechend Anspruch 12, ergab eine verringerte Reib- und Schweißneigung, wobei eine Herabsetzung der

bo Festigkeit und des Widerstandes gegen Rißbildung bis zu einem gewissen Grad in Kauf genommen werden mußte.

Spezielle Beispiele und Versuchsergebnisse

h5 Spezielle Beispiele für Karbonitridlegierungen gemäß der Erfindung werden nachstehend angegeben. Aus diesen Zusammensetzungen hergestellte Bearbeitungswerkzeuge wurden Versuchen unterzogen und mit

Werkzeugen verglichen, die aus dem besten, bisher bekannten Werkzeugmaterial hergestellt waren, wobei die bekannten Materialien den gleichen Versuchsbedingungen ausgesetzt wurden. Die Ergebnisse dieser Versuche und der Vergleich mit den bekannten Materialien sind in Tabelle 2 aufgeführt

Die Versuche bestanden grundsätzlich in einem herkömmlichen geraden Abdrehen von Teststäben auf einer herkömmlichen Drehbank. Die Teststäbe bestanden aus 4340-Stahl (Zusammensetzung: Kohlenstoff — 0,40%, Mangan - 0,74%, Silizium - 032%, Nickel 1,79%, Chrom - 0,83%, Molybdän - 03%, Phosphor — 0,010% und Schwefel - 0,015, Rest Eisen), der ausgeglüht wurde und eine Rockwellhärte von Zugleich 22 bis 23 in dem einen der nachstehend beschriebenen Versuche und von R₀ gleich 28 bis 30 in dem anderen der unten beschriebenen Versuche aufwies. Die Oberflächen der Teststäbe wurden bis zu einer Tiefe von 0,127 cm vor dem Prüfen der Materialien entfernt Die Werkzeuge wurden als quadratische, auswechselbare Standardeinsätze von 1,9 cm Seitenlänge mit negativem Spanwinkel gegossen. Zwei Versuchsreihen werden nachstehend beschrieben. Bei der ersten als Versuchsreihe »A« bezeichnete Reihe wurde der ausgeglühte 4340-Stahl mit einer Rockwellhärte von 22 bis 23 mit einer Geschwindigkeit von 265 cm/sec bei einer Schnittiefe von 0,316 cm und einer Vorschubgeschwindigkeit von 0,05 cm pro Umdrehung geschnitten. Bei der anderen Versuchsreihe, die als Versuchsreihe »B« bezeichnet ist, wurde 4340 Stahl mit einer Rockwellhärte von 28 bis 30 verwendet und bei einer Geschwindigkeit von 205 cm/sec geschnitten, während eine Schnittiefe von 0,19 cm und eine Vorschubgeschwindigkeit von 0,05 cm pro Umdrehung beibehalten wurde. In jedem Fall war die Werkzeugstandzeit empinsch auf eine Gesamtflankenabnutzung von 0,04 cm festgesetzt

Die für den Versuch ausgewählten Vergleichswerkzeuge waren Werkzeuge von gleicher Abmessung und hergestellt aus den besten bekannten Werkzeugmaterialien. Das erste als Vergleichswerkzeug 1 in Tabelle 2 unten aufgeführte Werkzeug wurde aus erstklassigem, handelsüblichem, gesintertem Karbidmaterial hergestellt Dieses erstklassige, gesinterte Karbidmaterial, ist als Güte C-50 (der Gütewert C-50 ist eine Bezeichnung für die Schneidgüte der Serie C-5, mit etwas höherem Tantalkarbidgehalt) im Handel bekannt Das zweite Vergleichswerkzeug in Tabelle 2, das mit Vergleichswerkzeug 2 bezeichnet ist, war aus den in der Beschreibungseinleitung erwähnten, kürzlich vorgeschlagenen, gegossenen Karbidlegierungen unter identischen Versuchsbedingungen hergestellt Dieses Material hatte die Zusammensetzung Ti222ZrlW52C25. Es wurde versucht, vergleichbare Angaben bei handelsüblichem, gesintertem Karbidmaterial der Güte C-2 zu erhalten, aber aus diesem Metall unter den gewählten Versuchbedingungen hergestellte Werkzeuge wurden fast unmittelbar nach Beginn des Schneidversuches unbrauchbar.

Beispiel I

Eine Legierung der Zusammensetzung Ti37W38C18N7 (Konzentrationsangaben in Atomprozent) — dies entspricht nach den oben angegebenen Umrechnungsbeziehungen der Zusammensetzung

Tio,49Wo,5l [Νο,2βΟ),72]0,313

wurde unter Stickstoff mit einem Druck von einer Atmosphäre geschmolzen und dann in eine Graphitform gegossen. Eine Analyse des gegossenen Werkzeugrohlings ergab eine Stickstoffaufnahme von 2 Atomprozent aus der Gasatmosphäre. Eine metallographische Prüfung ergab wesentliche Anteile an primärer . Karbonitridphase, welche in eine Matrix aus invariant erstarrtem Metall- + Karbonitrideutektikum dispergiert war. Der durchschnittliche Streifenabstand in dem eutektischen Gefüge war kleiner als 1 μ, und die Härte betrug A4=88.

Beispiel II

Eine Legierung der Zusammensetzung Ti37W38C14Nl 1 (Konzentrationsangaben in Atomprozent) — dies entspricht nach den oben angegebenen Umrechnungsbeziehungen der Zusammensetzung

Tio.49Wo.5i [No,44Co,56]o33

wurde in gleicher Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, daß der Stickstoffdruck im Ofen auf einem Druck von ³U Atmosphäre gehalten wurde. Die Stickstoffaufnahme aus der Gasatmosphäre war vernachlässigbar, und das Feingefüge ergab geringe Mengen an primärem Karbonitrid zusätzlich zu dem Eutektikum. Die Härte des Werkzeuges betrug =0,87.

III

Beispiel

Eine Legierung der Zusammensetzung Ti22ZrlW52C23N2 (Konzentrationsangaben in Atomprozent — dies entspricht der Zusammensetzung

Tio3oZro,oi Wo.69 [Νο,μΟοι»] 033

wurde unter Stickstoff mit einem Druck von ³A Atmosphäre gegossen und dabei in der gleichen Weise wie in Beispiel I hergestellt Die Stickstoffaufnahme aus der Gasatmosphäre während des Schmelzern betrug zwischen 0,5 und 1 Atomprozent Das Feingefüge des Musters zeigte eine primäre Karbonitridphase in einer Matric eines sehr feinkörnigen Eutektikums mit einem durchschnittlichen Streifenabstand kleiner als 0,5 μΐη. Die Härte des Werkzeuges betrug Ra = 86,6.

Beispiel IV

Eine Metallkarbidlegierung der Zusammensetzung Ti27ZrlW53C19 (Konzentrationsangaben in Atomprozent) — dies entspricht der Zusammensetzung

wurde lichtbogengeschmolzen und im geschmolzenen Zustand dadurch nitriert daß sie 2 Minuten lang Stickstoff bei Atmosphärendruck vor dem Gießen ausgesetzt wurde. Der Stickstoffgehalt der Legierung betrug 5 Atomprozent, was einer ungefähren Gesamtzusammensetzung des gegossenen Teiles entsprechend Ti25ZrlW50C19N5

entsprach.

Beispiel V

Eine Legierung Ti21 ZrI W48C25N5

(Tio,3oZro,OI Wo,69[No

wurde unter einem Stickstoffdruck von einer Atmosphäre gegossen wie in Beispiel I beschrieben. Eine Prüfung nach dem Versuch ergab einen Gesamtgehalt

Beispiel VI

Eine Legierung der Zusammensetzung Ti22ZrlW52C25 (Zusammensetzung vor der Stickstoffbehandlung) entsprechend

TiojoZro,OtWo.69[Cl,oo]o,33

enthielt nach dem Lichtbogenschmelzen und Gießen unter einem Stickstoffdruck von 1 Atmosphäre 1,1 Atomprozent Stickstoff. Das Feingefüge der Probe zeigte primäre Karbonitrid-Zunahmen in einem Gefüge

Tabelle 2

12

an den Zwischengitterelementen Kohlenstoff und Stickstoff von 26,5 Atomprozent, was einen Stickstoffverlust von 3,5 Atomprozent während des Schmelzens anzeigt Die Härte des Werkzeugeinsatzes betrug Ra = 883-

von Karbonitrid + Metalleutektikum. Die Zusammensetzung nach der Stickstoffbehandlung war

Die Härte des Werkzeuges betrug R_A = 87,5. Beispiel VII

Eine Legierung der Zusammensetzung Ti22ZrlW52C25 (Zusammensetzung vor der Stickstoffbehandlung

TiojoZro.oi Wo,69[C ι ,οά]ρ&)

hatte einen analysierten Stickstoffgehalt von 2,3 Atomprozent nach dem Lichtbogenschmelzen und nach dem Gießen unter Stickstoffdruck von 1 Atmosphäre. Nach der Stickstoffbehandlung war die Zusammensetzung

Die gemessene Härte des Werkzeuges betrug Ra =

Werkzeugzusammensetzung

Versuchsreihe

W₁₁

W_c

Werkzeugstandzeit

Beispiel I A Beispiel I B Beispiel II A Beispiel II B Beispiel III A Beispiel III B Beispiel IV B Beispiel V B Vergleichswerkzeug 1 A Vergleichswerkzeug 1 B Vergleichswerkzeug 2 A Vergleichswerkzeug 2 B

11

11

13

2 2 2 2 2 3 3 3 1 2 2 2 0,80

0,50

0,55

0,70

0,45

1,0

1,20

0,75

1,70

2,00

0,90

1,00

Wb = Unterbrechung Flankenabnutzung in der Einheit »0,0254 mm«. Te = Unterbrechung Zeit in Minuten.

W₁₁ = Gleichförmige Flankenabnutzungsgeschwindigkeit in 0,0254 mm/rnin. W_c = Oberste Auskolkungsabnutzungsgeschwindigkeit in 0,0254 mm/min.

0,38 0,12 0,38 0,13 0,55 0,18 0,16 0,25 2,70 1,42 0,88 0,40

19 min. 18 rnin. 22 min.

9 min. 28 rnin.

8 rnin.

6 rnin. 15 rnin.

5,5 min.

6 rnin. 15 min. 11 min.

Claims (1)

Patentansprüche:

1. Hartmetall-Gußlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus einer Karbonitridphase von einem der Metalle der Gruppe IVa und einer Bindemetallphase von einem der Metalle der Gruppe VIa besteht, wobei sich die Gesamtzusammensetzung der Legierung zu