DE2302317A1 - Werkzeuglegierungszusammensetzungen und verfahren zu ihrer herstellung - Google Patents

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Teledyne Industries, Inc., 1901 Avenue of the Stars, Los Angeles,

California 90067 U.S.A.

Werkzeuglegierungszusammensetzungen und Verfahren zu

ihrer Herstellung

Es wird eine Materialzusammensetzung aus Titan-Molybdän-Karbid und einem Metallträger der Eisengruppe vorgeschlagen, die insbesondere zweckmässig für spanabhebende Werkzeuge ist. Die Karbidphase der Zusammensetzung ist wesentlich reicher an Kohlenstoff als die bei bekannten Vorschlägen. Für jedes gegebene Metallaustauschverhältnis enthält die Karbidphase mehr Kohlenstoff als die Zusammensetzungslinie TiC-Mo_?C für das gleiche Verhältnis. Auch kann die Karbidphase höhere Anteile an Molybdän enthalten als dies bisher der Fall war.

Vorliegende Erfindung bezieht sich auf verbesserte gesinterte (Karbid-) Hartmetall-Legierungen und insbesondere auf verbesser-

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te Monokarbidlegierungen von Titan und Molybdän, die wesentlich reicher an Kohlenstoff als die bekannten Legierungen dieser Metalle sind und die mit einem geeigneten Träger aus der Eisenmetallgruppe erheblich bessere Eigenschaften in bezug auf die Verschleissfestigkeit zeigen.

Frühere Anstrengungen, um die Verschleissfestigkeit von Hartmetallen, z.B. WC-Co und WC-TiC-TaC-Co für die Stahlbearbeitung zu verbessern, ergab Werkzeugmaterialien auf der Basis des Systems TiC-Mo^C-Ni. Ein derartiges System wurde bereits 1931 in der österreichischen Patentschrift 160 172 vorgeschlagen. Über jüngere Entwicklungen dieser Systeme wurde von. R. Kieffer und F. Benesovsky in "Hartmetalle" (Wien, Springer-Verlag 1965) berichtet. Bestimmte Verbesserungen der Werkzeugmaterialien auf der Basis von TiC-MOpC-Ni durch Hinzufügen von Molybdän zum Nickelträger zur Erhöhung der Benetzbarkeit des Titankarbids und damit zur Erhöhung der Festigkeit des gesinterten Karbids sind in der Us-Patentschrift 2 967 349 vorgeschlagen. Das Auffinden einer verbesserten Leistung der Karbidlegierungen bei Kohlenstoffkonzentratlon, die geringer sind als der Zusammensetzung TiC-Mo~C entspricht, wurde im wesentlichen durch Messungen der mechanischen Eigenschaften und der Härte in einer Studie von R. Kieffer und D. Fister in den "Plansee-Berichten für Pulvermetallurgie", Band 18 (1970), Seiten 246 bis 25 3 erörtert.

Die Verschleissfestigkeit dieser verbesserten Werkzeuge," die als TiC-MopC-Mo-Ni-Werkzeuge bezeichnet werden können, um weiche und mittelharte Stähle zu schneiden bzw. spanabhebend zu bearbeiten, ist wesentlich höher als die von Hartmetallen auf Wolframkarbidbasis, die Zuverlässigkeit des Werkzeuges ist jedoch üblicherweise verhältnismässig gering, weil das Werkzeug brüchig ist und an der Zunderlinie (scale line) ausbricht. Infolgedessen wird das volle Potential der hohen Abnutzung

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und der Kolkverschleissfestigkeit in der Praxis selten erkannt. Ein zusätzlicher Nachteil der Werkzeugmaterialien besteht darin, da<us sie nicht in der Lage sind, harte Stähle bei vergleichbaren Metallabnahmegeschwindigkeiten zu bearbeiten, z.B. Stähle mit einer Rockwell-Härte (R ) von 50 oder darüber. Die Verwendung ist somit auf die Bearbeitung von weichen bis mittelharten niedriglegierten Stählen unter leichten Schneidbedingungen und auf das Bearbeiten von gegossenem Eisen und Stahl beschränkt.

Anstrengungen, um die TiC-Mo-C-Mo-Ni-Werkzeugmaterialien für Schruppstähle geeignet zu machen, Indem ihre Brüchigkeit durch höhere Trägeranteile verringert wurde, haben nur einen begrenzten Erfolg gehabt. In diesem Falle erscheint die Verschleissfestigkeit wesentlich verschlechtert und die Werkzeuge mit hohem Trägeranteil zeigen eine ausgeprägte Tendenz zur plastischen Verformung bei erhöhten thermischen Beanspruchungen.

Ziel der Erfindung ist deshalb, eine verbesserte Materialzusammenset ziang β^ zugeben, die verbesserte verschleissfeste Eigenschaften ergibt, z.B. eine verbesserte Monokarbidlegierung aus Titan und Molybdän, die wesentlich reicher an Kohlenstoff ist als bekannte Legierungen und die auch mehr Molybdän enthält, als dies bei bekannten Legierungen vorgeschlagen wird. Weiterhin sollen Legierungen geschaffen v/erden, die bei Vorhandensein von M-^tallträgerlegierungen der Eisengruppe, insbesondere Nickel, stabil sind, und die gesinterte Karbidwerkzeugmaterialien ergeben, die in ihren Gesamteigenschaften den TiC-Mo„C-Mo-Ni-Werkzeuglegierungen überlegen sind.

Ziel der Erfindung sind ferner Legierungen, die unter Verwendung von Kobalt und Eisen gesintert werden können, ohne dass eine Brüchigkeit der Legierungen erhalten wird, indem brüchige intermetallische Phasen oder ^,-Karbide gebildet werden,wie

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sie in Kohlenstofflegierungen mit Zusammensetzungen erhalten werden, die in den Bereich von TiC-Mo^C-Mo und TiC-Mo₅C-Mo-Ti fallen.

Gemäss vorliegender Erfindung werden gesinterte Karbidlegierungen bzw. Hartmetall-Legierungen vorgeschlagen, die auf Monokarbid-Mischkristall (Ti, Mo)C basieren und die einen Kohlenstoffgehalt besitzen, der höher ist als bei der Zusammensetzung TiC-Mo-C. Diese feste Lösung Monokarbid-Mischkristall wird mit einem Träger der Eisenmetallgruppe gesintert, das zwischen 5 und 25 Gewichtsprozent der gesamten Zusammensetzung ausmacht. Der Kohlenstoffgehalt über der Zusammensetzungslinie TiC-MOpC ist für höhere Austauschverhältnisse von Molybdän für Titan grosser. Beispielsweise wurde festgestellt, dass gemäss vorliegender Erfindung von 6 bis 60% Titan in Monokarbid für Molybdän ausgetauscht werden kann. Für die Zusammensetzung

(Ta" „.Mo- ^_n) C kann der Wert von ζ von 0,972 bis 0,985 0,94 0,06 ζ 7-j

reichen, Dies steht im Gegensatz zu einem Wr>rt ζ von 0,969 auf der Zusammensetzungslinie TiC-Mo^C für dieses Metallaustauschverhältnis. Für die Zusammensetzung (Ti₀ .-Mo- c-r^C j bei der 60% des Titan für Molybdän ausgetauscht worden sind, kann der Wert von ζ von 0,71 bis 0,90 reichen. Dies steht im Gegensatz zu einem Wert von ζ von 0,70 auf der Zusammensetzungslinie TiC-MOpC für dieses Metallaustauschverhältnis.

Bei dem bevorzugten Bereich nach vorliegender Erfindung ist zwischen 12 und 50 % Titan im Monokarbid für Molybdän ausgetauscht worden. Für die Zusammensetzung (Ti_ ₀₀Μο_{Λ Λ} „)C

UjOö U, LtL !?■

reicht der Wert von ζ von 0,95 bis 0,97. Für die Zusammensetzung (Ti_n ^g ^_n)C reicht der Wert von ζ von 0,78 bis 0,88. Bei dem bevorzugten Bereich der Erfindung wird die feste Lösung von. Monokarbid innerhalb der beschriebenen Bereiche mit zwischen 8 und 12 Gewichtsprozent eines Metallträgers der Eisenmetallgruppe, vorzugswei so Nickel oder Kobalt

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oder eine Kombination dieser Metalle gesintert.

Nachstehend wird die Erfindung in Verbindung mit der Zeichnung anhand von Ausfuhrungsbeispielen erläutert. Es zeigen:

Figur 1 eine graphische Darstellung der Monokarbidphase in fester Lösung gemäss vorliegender Erfindung sowie die Zusammensetzung der Karbidlegierungen der bekannten Werkzeugentwicklungen in diesem Bereich, die vorstehend erörtert wurden,

Figuren 2 und 3 Abnutzungskurven, die die Abnutzung von Werkzeugen gemäss vorliegender Erfindung mit der von bekannten Werkzeugen vergleichen, wenn beide» den gleichen Versuchsbedingungen ausgesetzt sind, und

Figuren 4 bis 6 die Abnutzungsgeschwindigkeiten von Werkezeugen gemäss vorliegender Erfindung als Funktion der Austauschgeschwindigkeit von Molybdän für Titan (oder die Molprozent von Molybdän im Gesamtmetallgehalt) für unterschiedliche Versuchsbedingungen.

Die Zusammensetzung©« der Karbidkomponente, die bei der Herstellung der Karbid-Trägermetall-Verbundwerkstoffe gemäss vorliegender Erfindung verwendet wird, kann entweder in Atomprozent der Bestandteilelemente, wie z.B. Ti Mo C (u+v+w=100) ausgedrückt werden, wobei u,v und w die Atomprozente von Titan, Molybdän und Kohlenstoff in der Legierung sind, oder aber als relative Molanteile von Metall und die Zwischenräume füllenden Elementen in der Form (Ti Mo )C , (x+y=l) , wobei χ und

3C γ Ζ

y die relativen Molanteile (Metallaustausch) von Titan und Molybdän sind und ζ die Anzahl von Grammatomen Kohlenstoff pro Grammatom Metall angibt.

100"y definiert die Molprozent Molybdänaustausch in _x und lOO'x die Molprozent Titanaustausch. Die beiden Sätze

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von Zusammensetzungsveränderlichen werden durch nachstehende Beziehungen auf einfache Weise ineinander übergeführt:

U	= 100·	X	V	100 *y	w =	100· ζ
X	_ U u+v	1+z	Y	1+z	Z s	" 1+z
	_ ν u+v	u+v

Letztere Methode der Definition der Gesamtzusammensetzung der Karbidkomponente, der Ausdruck (Ti Mo )C ist insbeson-

χ y ζ

dere zweckmässig für die Beschreibung der Konzentrationsräume von die Zwischenräume füllenden Legierungen und wird in vorliegender Beschreibung durchgehend verwendet.

Figur 1 zeigt eine graphische Darstellung der Gesamtzusammensetzung des Monokarbids in fester Lösung(Ti Mo )C und zeigt

χ y ζ

diese Phase der Zusammensetzung gemäss vorliegender Erfindung wie auch die Zusammensetzung der Karbidlegierungen bekannter Werkzeugentwicklungen auf diesem Gebiet. Das Format der Figur wurde so gewählt, dass diese Zusammensetzungen gezeigt werden können, anstelle der herkömmlichen dreieckförmigen Darstellung von.ternären Systemen, weil in einer solchen graphischen Darstellung die weiter unten erörterten Bereiche aufgrund zu hoher Drücke nur unzureichend gezeigt werden könnten.

Die Ordinate in Figur 1 ist der Indexwert ζ in der Zusammensetzung (Ti Mo )C . während die Abszisse der Indexwert y ist. ^ χ y z' ^J

Natürlich definiert die Abszisse auch x, da x+y=l. Die Ordinate ist auch in Atomprozent Kohlenstoff der Gesamtzusammen-Setzung gezeigt, wobei dieser Atomprozentsatz gleich rr~r ist.

Die Ordinate ist für ζ linear und etwas nichtlinear für Atomprozent Kohlenstoff. Die Abszisse ist auch als das prozentuale Austauschverhältnis von Molybdän für Titan oder Molprozent

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Molybdän in dem Gesamtmetallgehalt dargestellt. Dieser Molprozentsatz ist gleich 100*y.

Die Linie 10 in Figur 1 stellt die Zusammensetzungslinie Ti C oder die Zusammensetzung in der gewählten Bezeichnung

eines Gemisches von TiC und Mo_?C für sich ändernde Verhältnisse der beiden Bestandteile dar. Die durch ABCD begrenzte Fläche stellt den Zusamirensetzungsbereich dar, der von R.Kieffer und D.Fister in dem oben erwähnten Bericht untersucht wurde. Der durch AB¹C¹D¹ begrenzte Bereich repräsentiert die Gesamtzusammensetzung der auf diesem Gebiet kommerziell zur Verfugung stehenden Werkzeuge. Die Zusammensetzung am Punkt D¹ (Ti-. _o„

U)O/

Mo_ ^-,JC- Q„_fi entspricht annähernd dem bekannten Vergleichswerkzeug TiC-MOpC-Ni, das weiter unten erörtert wird, und der Punkt etwa in der Mitte zwischen B' und C oder (Ti₁^ ^.₀Mo» _n,)C

u,uy u,yi

stellt, in Verbindung mit einem Träger aus 10 Prozent Nickel, die optimale Zusammensetzung für die Werkzeuge dar, die in der oben angegebenen US-Patentschrift 2.967.349 beschrieben sind. Dies ist etwa die Zusammensetzung des bekannten Vergleichswerkzeuge? TiC-MOpC-Ni, auf die weiter unten eingegangen wird.

Die GesamtkarbidzMsammensetzung der Werkzeuglegierungen gemäss vorliegender Erfindung fällt in den Zusammensetzungsbereich, der durch EFGH begrenzt wird, vorzugsweise jedoch in den begrenzteren Bereich E'F'G'H¹. Karbidlegierungen, die ausserhalb des Bereiches E'F'G'H', jedoch innerhalb des Bereiches EFGH liegen, ergeben Legierungen geringerer Qualität, wenn sie als Schneidwerkzeuge verwendet werden, ergeben jedoch andere nützliche Anwendungsnöglichkeiten. In der gewählten Bezeichnung entspricht pt Zusammensetzungspunkt E'dem Wort ,*7^MoP,,3^)C0,07' ^{der Punkt Ff dem Wert (T1}0,87^MoO,13^)C0,95' Punkt G' -dem W«rt (Ti_{Q 5}qMo₀ ^q)Cq ₇q ^lir^ ^d^i" Punkt H'

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dem Wert ^(Ti _0}50^MoO,5O^)CO 88° ^{Der Punkt E} entspricht dem

Wert (Ti_o,94^M°O,O6^)CO,985' ^{der Punkt F dem Wort(Ti}O,94^MoO,06^)C0,9 der Punkt G dem Wert (Ti_{Q 4Q}Mo_{0 6Q})C_{0 ?1} und der Punkt H dem

Wert (Ti Mn )C

" ^{v 11}O, 40 ⁰O, 60^0,90*

Aus Figur 1 ergibt sich, dass die Karbidphase der Zusammensetzung gemäss vorliegender Erfindung dadurch gekennzeichnet ist, dass sie wesentlich reicher an Kohlenstoff ist als die bekannte Zusammensetzung. Für ein gegebenes Metallaustauschverhältnis enthält die Zusammensetzung mehr Kohlenstoff als die Zusammensetzungslinie TiC-MopC für das gleiche Verhältnis. Beim Stande der Technik war man davon ausgegangen, dass diese Zusammensetzungslinie den maximal möglichen Kohlenstoffgehalt für ein gegebenes Austauschverhältnis repräsentiert. Im Falle vorliegender Erfindung können auch höhere Beträge an Molybdän verwendet werden als dies bei bekannten Zusammensetzungen der Fall war. Wie weiter unten im einzelnen ausgeführt, können damit Werkzeuge unter schweren Bearbeitungsbedingungen wie auch unter den leichten Bearbeitungsbedingungen, auf die die bekannten TiC-Mo„C-Mc—Ni-Werkzeuge beschränkt waren, eingesetzt werden.

Die Karbid-Verbundmetalle nach vorliegender Erfindung können nach verschiedenen und unterschiedlichen Pulvermetallurgie-Techniken hergestellt werden. Ein typischer Herstellvorgang ist folgender: Ein Gemisch aur- Karbid und .Trägerlegierung in den gewünschten Anteilen wird in einer Kugelmühle in einem Gefäss aus korosionsbeständigem Stahl drei bis vier Tage lang behandelt, wobei die Kugeln aus Wolframkarkid-Kobaldlegieruncj bestehen und Naphta oder Bezol ^als Mahlflüssigkeit verwendet wird. Abhängig von der Pulverdichte werden drei bis fünf Gewichtsprozent Presirr-chmiermittel, üblicherweise Paraffin, in Lösung

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mit einem geeigneten Lösungsmittel, z.B. Benzol, hinzugefügt. Das Lösungsmittel für das Paraffin wird dann verdampft, und das Trockenpulvergemisch in die gewünschten Formen unter An-

wendung von Drücken zusammengepresst, die von 1,0 bis 1,6 t/cm reichen. Das Druckschmiermittel wird dann durch Aufheizen auf Temperaturen zwischen 200 und 700 Grad Celsius unter Vakuum entfernt, und die Presslinge, die auf entsprechenden Trägermaterialien, z.B. Graphit, aufgeschichtet wurden, wurden ein> bis eineinhalb Stunden bei Temperaturen zwischen 1350 Grad Celsius und 1450 Grad Celsius unter Vakuum gesintert. Zur Auswertung der Legierungen gemäss der Erfindung als Bearbeitungswerkzeuge wurden die gesinterten Teile auf Diamanträdem auf die gewünschte Werkzeuggeometrie geschliffen.

Ein typischer Herstellvorgang für eine Legierung, die Titan und Molybdän in den Molarverhältnissen 6:4 enthält und einen Kohlenstoffgehalt von 47,9 Atomprozent besitzt, wird nachstehend beschrieben. Die Zusammensetzung dieser Legierung in der vorbeschriebenen Bezeichnung ist (Ti_Q g_QMo_{0 40}^^C0 87*

Ein sorgfältig gemischtes Pulvergemisch, das aus 46 Gewichtsprozent TiC, 52,17 Gewichtsprozent MOpC und 1,83 Gewichtsprozent Kohlenstoff bestand, wurde in Graphitformen bei etwa 2000 Grad Celsius zu einer Dichte gepresst, die etwa 75 % der theoretischen Dichte entspricht. Die Presslinge wurden dann in einen Graphitbehälter eingesetzt, drei Stunden lang bei 2000 Grad Celsius unter einem Vakuum von 3 χ 10~ torr. homogenisiert und dann gebrochen und in einer Kugelmühle gemahlen, damit eine Korngrösse von weniger als 47,*«. erhalten wurde. Das Vorlegierungspulver wurde dann analysiert und die Homogenität wurde durch Röntgenstrahldiffraktion festgestellt.

Zusammensetzungen, die in der vorbeschriebenen Weise ausgebil-

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det wurden, können als vorhomogenisierte feste Lösungen bezeichnet werden. Ein anderes Verfahren zur Herstellung der Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung besteht darin, dass zuerst eine solche vorhomogenisierte feste Lösung hergestellt wird, die eine feste Lösung von aus Molybdän reichem Monokarbid ist, z.B. (Ti_{Q 3}qMo_{0 7o}^^Co 85 ^{und dass sie} dann mit entsprechenden Mengen an Titanmpnokarbid und Trägermaterial reaktiv gesintert wird, damit die gesamte Zusammensetzung des Materiales auf die gewünschten Werte gebracht wird.

Unabhängig von den routinemässigen Herstellveränderlichen₊ beeinflusst die Wahl der Zusammensetzung der Karbidbestandteile für eine gegebene Gesamtzusammensetzung des Verbundmetalles in hohem Maße die Mikrostruktur und die Phasenverteilung und - bedingt dadurch - die Eigenschaften der- gesinterten Preßlinge. So werden beispielsweise sehr feinkörnige Verbundmetalle durch das vorbeschriebene reaktive Sinterverfahren erhalten. Die feinköünigen Anordnungen in solchen Verbundmetallen können zur Auflösung der KarbidPomponenten in dem Träger bei Sintertemperaturen und zu einem erneuten Niederschlagen der stabileren im Gleichgewichtszustand befindlichen festen Lösung von Karbid aus den flüssigen Trägerlegierungen beitragen. Gleichzeitig mit diesen Lösungs-ZNiederschlagsreaktionen verlaufen Reaktionen, die einen bevorzugten Transport von fester Lösung von mit Molybdän reichem Monokarbid zu den Titankarbidkörnungen ergeben, damit.eine legierte Oberflächenschicht erhalten wird, die aufgrund ihres höheren Molybdängehaltes durch die Trägerlegierung besser benetzt wird und damit eine kräftigere Bindung ergibt als dies' zwischen TiC und dem Trägermetall allein möglich ist. Im allgemeinen hat die Hauptmenge der Karbidkörnungen in solchen Verbundmetallen bei entsprechender geeigneter Herstellung eine Korngrösse, die gleich oder kleiner der im asymmetrisch gewalzten Zustand ist. Die Verschleißfestigkeit bei Anwendungen in W^rkzeugma-

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schinen erscheint durch das Vorhandensein von nichtreagiertem TiC im Kern eines Teiles der Karbidkörnungen wesentlich verbessert. Die Tendenz zu einer plastischen Deformation unter hohen Schneidbelastungen ist etwas grosser.als bei Verbundwerkstoffen, die aus vorgeformten festen Lösungen und Trägerlegierung mit der gleichen Geramtzusammensetzur.gtfergestellt sind. Infolgedessen wird ein niedrigerer Trägergehalt bei reaktiv gesinterten Verbundwerkstoffen für Anwendungsfälle bei Werkzeugmaschinen verwendet.

Im allgemeinen haben die Untersuchungen der Leistungsfähigkeit der Legierungen nach vorliegender Erfindung für Werkzeuge ergeben, dass die Herstellung der Verbundmetälle durch reaktives Sintern für Legierungen vorteilhaft ist, bei denen der gesamte Metallaustausch im Karbid geringer als 40 Molprozent Molybdän ist. Die Leistungsfähigkeit von reaktiv gesinterten Verbundmetallen mit mehr als 40 Molprozent Molybdän im Austausch beim Schneiden von weichen bis mittelharten Stählen (R -45) ist geringfügig besser als von Werkezeugen, die aus vorhomogenisierten festen Lösungen hergestellt wurden, während die Leistungsfähigkeit beim Schneiden harter Stähle etwa gleich ist.

Dem Fachmann stehen andere Verfahren zur Herstellung der Zusammensetzungen geraäss vorliegender Erfindung zur Verfügung. Beispielsweise können karbidarme Gesamtzusammensetzungen gebildet werden, die mit Trägern vermischt und in einer Kohlenstoff angereicherten Atmosphäre gesintert werden.

Die folgenden Tabellen und graphischen Darstellungen zeigen die Leistungsfähigkeit einer grossen Anzahl von Werkzeugen unterschiedlicher Zusammensetzungen innerhalb des erfindungsgemässen Β''-roicboF und o^bon auch Vergleichsdaten für eine Anzahl bekann— i-r._r w^rWpnT, H-i,- den gleichen V-^rsuchsb^dincrnngen ausgesetzt

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wurden. Es wurden vier verschiedene Versuchsbedingungen verwendet, die mit Versuchsbedingung A, Versuchsbedingung B, Versuchsbedingung C und Versuchsbedingung D bezeichnet werden. Die Versuchsstäbe bestanden aus 4 340-Stahl in vier verschiedenen Härtebereichen R 22 bis 29, R 33 bis 38, R 46 bis 50 und R 50 bis 55.

C C C C

Wenn nicht anders angegeben, waren die Versuchsbedingungen in den Tabellen folgende:

Versuchsbedinqunq A (Verschleißprüfung)

4340-Stahl,R 22 bis 29; Schneidgeschwindigkeit 150 m/min, Vorschubgeschwindigkeit 0,0375 cm/Umdrehung; Schneidtiefe 0,15 cm; kein Kühlmittel. SNG 433-Einsätze.

Versuchsbedinqunq B (Schrupp-Prüfung)

4340-Stahl, R^22 bis 29; Schneidgeschwindigkeit 150m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,05 cm/Umdrehung; Schneidtiefe 0,31 cm; kein Kühlmittel. SNG 433-Einsätze.

Versuchsbedingung C

4340-Stahl, R^.33 bis 38; Schneidgeschwindigkeit 150m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,0255 cm/Umdrehung; Schneidtiefe 0,15 cmj kein Kühlmittel» SNG 433-Einsätze.

Versuchsbedinqunq D (Endbearbeitung von gehärtetem Stahl)

4340-Stahl,R_c46 bis 55; Schneidgeschwindigkeit 75m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,01275 cm/Umdrehung; Schneidtiefe 0,125 cm; kein Kühlmittel. SNG 432-Einsätze.

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Der Verschleiß wurde in entsprechenden Zeitintervallen mit Hilfe eines Werkzeugmikroskopes gemessen. Die plastische Deformation der Schneidkante und der Kratertiefe wurden auf einem Metallographen gemessen. Die Plankendaten, die in den graphischen Darstellungen und in den Tabellen angegeben werden, beziehen sich auf die gleichförmige Verschleißzone der Werkzeuge.

Um eine vergleichbare Leistungsbewertung der Verbundmetalle gemäss vorliegender Erfindung zu erhalten, wurde auch ein Querschnitt von repräsentativen Werkzeugen unterschiedlicher Hersteller unter identischen Bedingungen geprüft, und die Werkzeuge mit den besten Leistungen wurden als Vergleichsnorm ausgewählt. Werkzeuge aus den Karbiden der Klasse C-5 und C-6, die von verschiedenen Firmen hergestellt werden, haben sich als ziemlich äquivalent herausgestellt und werden somit in den Tabellen nicht speziell angegeben. Grosse Unterschiede in der Schneidleistung von Karbiden der Klasse C-7 und C-8 haben sich jedoch bei der Bearbeitung von durchgehärtetem 4340-Stahl ergeben. Der Gütegrad K7H, hergestellt von der Firma Kennametal Company, wurde für diese spezielle Anwendung als das Hauptvergleich swerkzeug ausgewählt, weil es sich hierbei um ein Werkzeug handelt, das kommerziell für diese Art der Bearbeitung in gross em Umfange verwendet wir.d·

Die folgenden vier Beispiele, die für die Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung repräsentativ sind, beschreiben im einzelnen vier spezielle Zusammensetzungen und die Art und Weise, in der sie hergestellt wurden. Die Figuren 2 und 3 und die folgenden Tabellen I bis IV zeigen die Leistungsfähigkeit dieser vier Beispiele und der führenden bekannten Werkzeuge, wenn sie den oben beschriebenen Versuchsbedingunge.n unterworfen werden.

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Beispiel I

Eine Pulverinischung bestehend aus 91,50 Gewichtsprozent einer Legierung (Ti_{Q 6o}^o_{0 40})^c _{0 87} und 8,5 Gewichtsprozent Nickel wurde als vorhomogenisierte feste Lösung in der oben beschriebenen Weise hergestellt und die Formlinge wurde eine Stunde und 10 Minuten lang bei 1385 Grad Celsius unter Vakuum gesintert. Die mittlere lineare Schrumpfung während des Sinterns betrug 16,4 %» Die mittlere Korngrösse der Karbidphase betrug etwa 4 /u, und die Härte war 9 3,0 auf der Rockwell - A -Skala.

Beispiel 2

Eine Pulvermischung bestehend aus 48,4 Gewichtsprozent einer vorhomogenisierten festen Lösung mit der Zusammensetzung ^^T^"0 30^Mo0 70^^C0 80' ⁴²»1 Gewichtsprozent TiC (die sich aus einer Gesamtkarbidzusammensetzung von (Ti_ „JMc- ~_n)C „ . ergibt), und 9,50 Gewichtsprozent Nickel wurde reaktiv in der vorbeschriebenen Weise gesintert und eine Stunde und 30 Minuten lang bei 1380 Grad Celsius inter Vakuum gesintert. Die lineare Schrumpfung während des Sinterns betrug 16,1 % und die KoCBgrösse der Karbidphase betrug etwa 4^. Die Mikrostruktur der Karbidkörnungen bestand aus einem Kern von unverwandeltem Titankarbid, der von einer äusseren Hülle aus zusammensetzungsmässig sortiertem Titan-Molybdän-Monokarbid*- fester Lösung umgeben ist, wobei die äusserste- Schicht etwa einem Karbid entspricht, das ungefähr (Tn_n .[-Mo_n „JC -enthält.Für die gesinterte Zusammensetzung wurde eine Härte von 92,9 auf der Rockwell-A-Skala gemessen.

Beispiel 3

Eine Pulvermischung aus 33,6 Gewichtsprozent einer vorhomogenisierten festen Lösung mit der Zusammensetzung (Ti_Q 3₀ ^Moo 70^

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^CO 80' ^55}1 Gewichtsprozent TiC £ die eine G-samtkarbadzusammensetzung von (Ti₀₈₀Mo₀ 20^^C0 944 ^^r(3^ilo\\ > 5,65% Nickel und 5,65% Kobalt besitzt, wurde reaktiv in der vorbeschriebenen Weise gesintert, bevor die Formlinge eine Stunde und dreissig Minuten lang bei 1395 Grad Celsius unter Vakuum gesintert wurden. Die Karbidphase in dem gesinterten Formling hatte eine mittlere Korngrösse von 3/t«.und die gemessene Härte der Zusammensetzung betrug 9 3,1 auf der Rockwell-A-Skala.

Beispiel 4

Eine Pulvermischung aus 56,7 Gewichtsprozent (Ti₀ -,,.Mo₀ ^₁.) C_{Q g51}, 31,3 Gewichtsprozent (Ti_{Q 7}qMo_{0 3C|})C_{o gi} Γ'die eine Gesamtkarbidzusammensetzung von (Ti_Q qqMOq 20^^C0 94 ^er9-*-ktJ, und 12 % Kobalt wurde in der vorbeschriebenen Weise verarbeitet und die sich daraus ergebendenjpormlinge wurden eine Stunde und 15 Minuten lang bei 1395 Grad Celsius unter Vakuum gesintert. Die mittlere Karbidkorngrösse in dem gesinterten Teil betrug drei Mikron und die Härte 92,8 auf der Rockwell-A-Skala.

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Tabelle I: Verschleißschema der in den Beispielen 1 bis 4 beschriebenen Beispiele im Vergleich zu kommerziell zur Verfügung stehenden Karbiden. Versuchsbedingung A

Werkzeug

Gesamte Schneiddauer in Minuten

Verschleißschema^¹-mm> Kratertiefe
A B C D (in mm)

Bemerkungen

ta ^%	Beispiel 1	40,00
CO	Beispiel 2	60,20
CO ta	Beispiel 3	31,79
m	Beispiel 4	79,05
O	K7H	49,89
0» PO	TiC-Mo2C-Mo-Ni	46,03

<O,O25 0,150

,025 0,125

,025 0,175

<O,O25 0,200

0,050 0,250

£0,025 0,175

0,250	0,125	0,0775
0,175	0,075	0,075
0,15	0,050	0,050
0, 30	0,050	0,085
0,525	0,15	0,2125
0,30	0,95 0,50	0,0575

Bruch durch Spänen an der Zunderlinie

Verschleißschema-Nomenklatur:

A..., Kerbe aufgrund des Kraterreißens B.... Eckenverschleiß

C... Verschleiß d.Freifläche
D.... Kerbe an der Zunderlinie

KJ

U) O NJ CO

Tabelle II: Verschleißschema der in den Beispielen 1 bis 4 beschriebenen Beispiele im Vergleich zu kommerziell zur Verfugung stehenden Karbiden. Versuchsbedingung B

Werkzeug Gesamte Schneiddauer Verschleißschema'Mi.mm)

in Minuten A BCD

	Beispiel 1	8,18
O O	Beispiel 2	10,05
fiO	Beispiel 3	5,06
CO	K7H	9,82
σ> •"s.
O 03	TiC-Mo0C-Mo-Ni	4,68
KJ

Kratertiefe
(in mm)

^K*gfSP=

mm)

C-5

1,70

<O,O25 0,1 0,1 0,15 0,0375 ^),0125

<O,O25 0,15 0,125 0,1 0,0375 <JD,O125

<O,O25 0,175 0,15 0,075 0,025 0,05

0,5 0,2 0,15 0,35 0,13 ^0,0125

<O,O25 0,25 0,2 0,55 0,0415 0,07

0,15 0,5 0,4 <0,05 .0,1675 0,1125

Bemerkungen

kein Bruch kein Bruch

gespänt a^ d.Zunderlinie ¹^

gespänt ι a.d.Zun-

derlinio

Verschleißschema-Nomenklatur wie in Tabelle I ISJ

to

O
tS3
US

Tabelle III: Verschleißschema der in den Beispielen 1 und 2 beschriebenen Beispiele im Vergleich zu kommerziell zur Verfügung stehenden Karbiden. Versuchsbedingung C.

Werkzeug

Gesamte Schneiddauer
in Minuten

Verschleißschema '(i.mm)

Kratertiefe (i. mm)

Bemerkungen

O	Beispiel 1	45,	58
co CO	Beispiel 2	60,	66
ta σ>	Κ7Η	34,	87"
	TiC-Mo0C-Mo-Ni	53,	24
ο 00
ΙΌ —α

<Ο,Ο25 0,15

,025 0,125

0,025 0,225

0,1 0,125

0,2 0,05

0,15 ^0,05 0,3 0,1 ·

0,175 0,175

0,05 0,0525 0,1.25 0,0375

Verschleißschema-Nomenklatur wie in Tabelle

to

CO

Tabelle IV:

Verschleißschema der in den Beispielen 1 und 2 beschriebenen Beispiele im Vergleich zu kommerziell zur Verfügung stehenden Karbiden. Versuchsbedingung D

	Werkzeug	1	Stahlharte	bis	54	Gesamte Schneid
		1		bis	57	dauer i. Minuten
O Af\.	Beispiel	2	R 51 C	bis	49	107,42
OO	Beispiel		R 55 C	bis	52	9,82
.0?	Beispiel		R 47 C			157,77
	K7H		R 49			88,47
O			• C	bis	57
co
ro	K7H	R 55 C		9,96

Verschleißschema*(i.mm) Krater- Bemer-A BCD tiefe(i.mm)kungen

40,025 0,15 0,2 ^0,025

<£O,O25 0,1 0,1 <O,O25

<O,O25 0,125 0,15<0,025

0,525 0,175 0,25 0,025

<O,O25 0,125 0,6 0,025

0,01875
0,0175

kein Bruch kein Bruch kein Bruch

Spänen bei (A)

Kantenbruch

Verschleißschema-Nomenklatur wie in Tabelle I

Τ/Ρ 7533 - 20 - 11. L 1973 VJ/Wg

Die Figuren 2 und 3 zeigen graphische Darstellungen einiger der Versuche, die die Daten für die Tabellen I und IV ergeben haben. Figur 2 zeigt den mittleren Ecken- und Flankenverschleiß als eine Funktion der Schneiddauer für Werkzeuge, die aus den obigen Beispielen 1 und 2 und den bekannten Werkzeugen aus TiC-MoρC-Mo-Ni und K7H hergestellt wurden, wenn diese: der Versuchsbedingung A unterworfen wurden. Die Kurve 12 zeigte den Verschleiß des K7H-Werkzeuges, die Kurve 14 den Verschleiß des TiC-Mo„C-Mo-Ni-Werkzeuges, die Kurve 16 den Verschleiß des Werkzeuges nach Beispiel 1 und die Kurve 18 den Verschleiß des Werkzeuges nach Beispiel 2.

Figur 3 zeigt den mittleren Ecken- und Flankenverschleiß als eine Funktion der Schneiddauer für Werkzeuge, die aufgrund der obigen Beispiele 1 und 2 hergestellt wurden und des bekannten Werkzeuges K7H, wenn sie der Versuchsbedingung D unterworfen wurden. Für das bekannte Werkzeug TiC-MopC-Mo-Ni ist keine Kurve dargestellt, da dieses Werkzeug beinahe sofort zu Bruch ging, sobald es dieser Versuchsbedingung ausgesetzt wurde. Die Kurve 20 zeigt den Verschleiß des K7H-Werkzeuges, wenn Stahl mit einer Härte von R = 49 bis 52 bearbeitet wurde. Die Kurve

22 zeigt den Verschleiß des Werkzeuges nach Beispiel 1, wenn Stahl mit einer Härte von R =51 bis 54 bearbeitet wurde. D:

Kurve 24 zeigt den Verschleiß des Werkzeuges nach Beispiel 2,

Stahl mit einer Härte von R =51 bis 54 bearbeitet wurde. Die

sir

wenn Stahl mit einer Härte von R = 47 bis 49 bearbeitet wur-

Aus den Kurven nach den Figuren 2 und 3 ergibt sich, dass die gleichen Zusammensetzungen gemäss vorliegender Erfindung bessere Verschleißeigenschaften als die besten bekannten Werkzeuge für die Versuchsbedingung A, das Werkzeug TiC-Mo_?C-Mo-Ni und das beste Werkzeug für die erschwerte Versuchsbedingung D an gehärtetem Stahl, das Werkzeug K7H besitzen.

309836/0821

Τ/ρ 75 33 - 21 - 1'. 1. 137 3 W/Wg

Die folgende Tabelle V zeigt die Verschleißgeschwindigkeit
einer grossen Anzahl von Werkzeugen, die aus speziellen Zusammensetzungen gemäss vorliegender Erfindung gebildet werden, und auch einiger bekannter Werkzeuge, wenn sie der Versuchsbedingung A ausgesetzt werden.

309836/0821

Tabelle V

GesamtZusammensetzung der Karbidphase

Bind·» mittel (Träger)

Beobachtete Verschleißgeschwindigkeiten cnuflO" /min
Flanke Krater

Bemerkungen

^(TiO,5^MoO,5^)C0,85
^(TiO,6^MoO,4^)C0,82
^(TiO,7^MoO,3^)C0,90

^(TiO,65^MoO,35^)C0,82 ^(Ti0,60^Mo0,40^)C0,84 ^{TiO,6O^M°O,4O^)CO,82 ^(TiO,50^MoO,50^)C0,85 ^(TiO,8O^M°O,2O^)CO,93 ^(TlO,80^MoO,20^)C0,92

^(TiO,7O^M°O,3O^)CO,9O ^{TiO,86^MoO,14^)C0,94 ^(TiO,87^M°O,13^)CO,94 ^(ΤΐΟ,·8Ο^Μ°Ο,2Ο^)(:θ,92 ^(TiO,75^MoO,25^)C0,89

^(TiO,75^M°O,25^)CO,92 ^(Ti0,7O^M°O,3O^)CO,9O

^(TiO,7O^M°O,3O^)CO,9O ^(T10,68^MoO,32^)C0,89

12% Co	0,525	0,25	' 0,325	-
3y6%Ni,7%Co	1,0	0,165	0,225	Spröde
6%Fe,6%Ni 9%Co	0,225	0,275	0,175	geringe plastische Deformation Spröde
9%Ni	0,325	0,1575	0,25	-
9,5%Ni	0,425	0,20	0,1875	-
8,8%Co	0,3125	0,1625	0,1775	-
12%Co	0,170	0,20	0,1	-
5,6%Ni,5,65%Co 0,2125	0,1625	0,1575	Geringe Kantende formation
5,5%Ni,5%Co	0,15	0,2225	-
ll%Ni	0,1	-
12,5%Ni	0,1675	-
ll%Ni	0,1	-
12%Ni	0,1675	Geringe Kantende formation JSJ
10,5%Ni	0,125	CO O
11,5MIi	0,1575	Geringe Kantende-^ formation ^
9,8%Ni	O;,125
10,5%Ni	0,1325	_

Tabelle V (Fortsetzung)

Gesamtzusammensetzung der Karbidphase

Bindemi ttel (Tracer) Beobachtete Verschleißgeschwi:
digkeiten rnx'lO""/min

Flanke Krater

Bemerkunaen

⁸'^{5%Ni 8}>^{5%Ni 8%Ni}

^{12%Ni 8}'^5%Ni

^(T10,60^MoO,40^)C0,87 ^(TiO,6O^M°O,4O^)CO,84 ^(TiO,60^MoO,40^)C0,87 ^(TiO,54^M°O,46^)CO,84 ^(Ti0,40^Mo0,60^)C0,81 ^(TiO,50^MoO,^0^)C0,81 ^(TiO,50^MoO,50^)C0,82 ^(TiO,54^MoO,46^)C0,894

Bekannte Werkzeuge C-5,C-5A

C-6,C-7

TiC-Mo₂C-Ni

TiC-Mo₂C-Mo-Ni

Gußkarbid(Ti-W-C Basis)

TiN überzogen C-5(für d.Lebensdauer d. Überzuges)

TiC C-6(für die Lebensdauer d.Überzuges

O, 30	0,25
0,40	0,20
0,20	0 , Ί P ? *
0,30	0,2 25
0,625	0,675
0, 32	0,21
0,40	0,2425
0,3075	0,2125
3,25-4,25	1,0-2,0
0,70-1,0	0,3-04 5
0,375-0,625	0,075-0,15
0,225-0,525	0,125
0,75-0,875	0,225
0,3-0,45	0,075-0., 25
)0,35-0,4	0,2-0,3

Geringe Kantendef orm

Gerinne Kart endef» /

Spxir ν ο überschüssigem. Kohlenstoff

Typische Werkzeug!e bensdauer 7-lOMin.

K^rbbildung a.d. Zunderlinie Starke Kerbbildg.a. d. Zunderlinie

Typische^Werkzeugleb"nsdauer 35 Min.

O ^LJ NJ

Τ/η 75 33 - 24 - H. 1. 1973 W/Wg

Die folgende Tabelle VI zeigt die V^rschleißgeschwindigkeit von entsprechenden bekannten, kommerziell zur Verfügung stehenden Karbidwerkzeugen, wenn sie der Versuchsbedingung B ausgesetzt sind:

Tabelle VI

Karbidklasse

Bereich d.beobachteten Verschleißgeschwindigkeiten cm 10 /min

Bemerkungen

Flanke

Krater

C-5,C-5A
C-6,C-7

TiC-MopC-Mo-Ni

22,5-30

1,375-2,125

1,75-2,25

10-12,5 7,5-12,5xlO~³cm thermische Deformation . bei 1,5 Minuten

1,25-1,75 1, 5-7, 5xl0~^thermische Deformation nach 5-10 Minuten

0,875-1,125 Häufiges Zerbrechen d.Werkzeuges,5,0-7,5 xlO "cm thermische ι Deformation nach 4-6 Minuten

Die entsprechenden Verschleißgeschwindigkeiten für Werkzeuge, die aus Zusammensetzungen gemäss vorliegender Erfindung hergestellt sind, sind in Figur 5 dargestellt und werden weiter unten beschrieben.

Die folgende Tabelle VII zeigt die Verschleißgeschwindigkeiten repräsentativer bekannter, kommerziell zur Verfügung stehender Karbidwerkzeuge, wenn sie der Versuchsbedingung D ausgesetzt sind:

309836/0821

Tabelle VII

Karbidklasse

Härte des Versuchs- Bereich v.beobachteten Plan Stahles kenabnutzungsgeschwindigkei

ten cmxlO" /min

Bemerkungen

UI CO CO

	C-2	Rc51	bis	55
	C-5	Rc51	bis	55
O CD	C-6,C-7	R 51 C	bis	55
OO t*>	C-6,C-7	R 46	bis	48
Ο	K7H	R 49 c	bis	52
Ό821	TiC-Mo2C-Ni TiC-Mo-Ni	RC51 R 49 C	bis bis	54 52
	TiC-Mo-Ni	R 46 C	bis	49

Rasches Brechen Rasches Brechen 3,75 - 7,5

0,2 - 0,375 0,2

Schlechter Finish Schlechter Finish

Häufiger Fehler durch Ecken-Schichtspaltung bei Stählen mit R_c>54

Guter Finish

Fehler bei Berührung

Fehler durch Eckenschichtspaltung nach 0,1 bis 5 Minuten

Fehler durch Ecken-Schi, chtspaltung üblicherweise bei Beginn des zweiten Durchganges

CO O NJ CO

^T/P 7533 - 26 - 11. 1. 1973 W/Wg

Die entsprechenden Verschleißgeschwindigkeiten für Werkzeuge, die aus Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung hergestellt sind, sind in Figur 6 gezeigt und werden nachstehend beschrieben.

keit Die Figuren 4, 5 und 6 zeigen die Verschleißgeschwindig/von Werkzeugen, die aus Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung hergestellt worden sind, als Funktion des Austauschverhältnisses von Molybdän für Titan, oder die Molprozent Molybdän im Gesamtmetallgehalt der Karbidphase für unterschiedliche Versuchsbedingungen. In Figur 4 zeigt die Kurve 26 die mittleren Ecken- und Flankenverschleißgeschwindigkeiten und die Kurve die obere Kolkverschleißgeschwin/ fSrate Versuchsbedingung A. In Figur 5 zeigt die Kurve 30 die mittlerenEcken- und Flankenverschleißgeschwindigkeiten und die Kurve 32 die obere Kolkverschleißgeschwindig/ ^{fur die} Versuchsbedingung B. Figur 6 zeigt die mittleren Ecken- und FlankenverSchleißgeschwindigkeiten für die Versuchsbedingung D. Die Kurve 34 zeigt diese Geschwindigkeiten zur Bearbeitung von gehärtetem Stahl mit einem R =«46 bis 49. Die Kurve 36 zeigt diese Geschwindigkeiten zur Bearbeitung von gehärtetem Stahl mit einem R =50 bis 55. Diese Kurven zeigen, wenn sie zusammen betrachtet werden, dass innerhalb des Zusammensetzungsbereiches nach vorliegender Erfindung es für fortschreitend schwerere Bearbeitungstests erwünscht ist, höhere Austauschverhältnisse von Molybdän für Titan zu haben.

Die Kurven 4 bis 6 sind unabhängig von dem Kohlenstoffgehalt oder dem Indexwert ζ in (Ti Mo )C gezeigt. Dies ist deshalb der Fall," weil festgestellt worden ist, dass innerhalb des Bereiches vorliegender Erfindung nach Figur 1 die Leistungsfähigkeit eines Werkzeuges eine Funktion des Metallaustauschverhältnisses ist, aber für ein gegebenes Metallaustauschverhältnis sich sehr wenig bei Änderungen von Kohlenstoff verändert. Dies steht im Gegensatz zu den bekannten Zusammensetzungen,

309836/0821

Τ/Ρ 7533 - 27 - 11. 1,,

bei denen der Kohlenstoffgehalt kritisch war., und bei denen geringe Änderungen im Kohlenstoffgehalt ein zufriedenstellendes Material in ein sehr brüchiges Material ändern konnten. Somit ist es wesentlich einfacher, die Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung ?,u formulieren.

Die Zusammensetzung nach vorliegender Erfindung wird aus den oben beschriebenen Karbiden gebildet, die mit einem Träger aus der Eisenmetallgruppe, z.B. Nickel, Kobalt und Eisen verbunden sind. Der Träger--»kann von 5 bis 25 Gewichtsprozent der Zusammensetzung ausmachen. Wenn ein zu geringer Trägeranteil verwendet wird, wird die Zusammensetzung zu spröde. Wird zu viel Trägermaterial verwendet, wird die Zusammensetzung zu weich und deformiert sich. Vorzugsweise bildet der Träger zwischen 8 und 12 Gewichtsprozent der Zusammensetzung.

Die Auswahl des geeigneten Trägers hängt etwas von den- Molprozent Molybdän in der Karbidphase der Zusammensetzung ab. Für Zusammensetzungen, bei denen dio Karbidphase weniger als 40 Molprozent Molybdän enthält, wird die Schneidleistung von mit Kobalt oder Nickel gebundenen Werkzeugen als äquivalent bc-trachtet. Karbide mit mehr als 55 Molprozent Molybdän zeigen Vcrsprödung, wenn ein Kobaltträger verwendet wird. Eisenträger sind nur zweckmässig für Karbide, die weniger als 35 Molprozent Molybdän verwenden. Karbide mit mehr als 60 MoI-prozcnt Molybdän sind instabil bei Vorhandensein von Kobalt und Eisen, und ^ersetzen sich unter Bildung mit Titan angereicherten Monokarbidlösungen,·">/-Karbiden und freiem Kohlenstoff. *η -Karbidbildung ergibt sich besonders bei kohlenstoffarnen Karbidlösungen.

Dio Eigenschaften der Verbundmetalle können weitgehend durch Legierungsbildung modifiziert werden. Die folgende Zusammenfassung der Effekte der hauptsächlichen 1 egierungsbildenen Be-

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ORIGINAL INSPECTED

Τ/ρ 7533 - 28 - 11.1.1973 W/Wg

ständteile basieren auf Untersuchungen der Leistungsfähigkeit der Verbundmetalle als Werkzeugmaterialien bei 4340-Drehstahl. Ohne vom Wesen der Erfindung abzuweichen, können jedoch auch Niedriglegierungen mit anderen Elementen erreicht werden.

(1) Setzt man Vanadium für bis zu 20 Prozent des Anteiles an vorhandenem Titan, so ergibt sich im wesentlichen eine Unwirksamkeit in Bezug auf die Schneidleistung. . Die Karbidkorngrösse während des Sinterns ist jedoch vergrössert, wodurch niedrigere Sinterungstemeperaturen und eine sorgfältigere Temperatursteuerung bei der Herstellung von Vanadium-legierten Verbundmaterialien erforderlich werden.

(2)Niobium, Tantal und Hafnium, die im Austausch für bis zu 30 Molprozent in an Molybdän4reichen Legierungen beigefügt werden, oder Legierungen, die mehr als 40 Molprozent Molybdän enthalten, verringern die Werkzeugdeformierbarkeit und ermöglichen somit die Verwendung höherer Trägeranteile als dies bei nichtlegierten Verbundmetallen möglich ist. Ein Legieren von Legierungen mit hohem Titangehalt mit diesen Elementen ergibt keine vorteilhaften Effekte.

(3)Ein Zusatz von Zirkon im Austausch von Titan bewirkt eine wesentliche Abnahme der Leistung der Verbundmetalle bei ihrer Verwendung als Werkzeuge.

(4)Wolfram kann in erheblichen Mengen (bis zu 50 Molprozent) im Austausch für Molybdän in den Verbundmetallen gemäss der Erfindung legiert werden, ohne dass die Leistungsfähigkeit herabgesetzt wird. Geringe Zusätze von Wolfram (weniger als 5 Molprozent im Austausch für

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Τ/ρ 7533 - 29 -

Molybdän) sind vorteilhaft bei der Verringerung der Korngrösse während des Sinterns. ^Titanlegierungen mit hohem Kohlenstoffgehalt, die mehr als 70 Molpro- zent TiC enthalten, sind insbesondere unempfindlich

e
gegenüber von höhren Konzentrationen von Wolfram, während Legierungen mit hohem Molybdänanteil dahin tendieren, freies Graphit aus der festen Lösung abzuführen, wenn der Wolframaustausch für Molybdän 20 Molprozent übersteigt. Bildung von freiem Graphit kann dadurch vermieden werden, dass der Kohlenstoffgehalt der Legierungen zwischen 0,5 und 1,5 Atomprozent gesenkt wird. Die Verwendung von Kobalt und Trägern auf Eisenbasis wird für kohlenstoffarme, Wolfram enthaltende Karbide nicht empfohlen, da die eine Versprödung des Verbundmetalles durch -η-Karbidbildung ergeben.

(5) Geringanteilige Zusätze (weniger als 10 Molprozent) von Chrom im Austausch für Molybdän (oder für Molybdän und Wolfram, wenn Wolfram verwendet wird) erschienen inert, während höhere Anteile eine ausgeprägte Abnahme der Leistung der Materialien für Werkzeuge ergaben.

(6) Die Hinzufügung von Stickstoff bei teilweisem Ersatz (bis zu 25 Molprozent) für Kohlenstoff verbessert die Verschleißfestigkeit der Materialien unter leichten Schneidbedingungen.

Eine Legierung mit anderen Übergangs-Metallkarbiden wurde dadurch erzielt, dass vorgeformte feste Lösungen der Karbide mit TiC, z. B. (Ti, W)C und (Ti, Hf)C oder mit MoC₂₅, z.B. (Ta, Mo)C und (V,Mo)C_z verwendet wurden. Die Herstellung dieser Hartmetallkarbide erfolgte analog den Vorgängen, die

309836/0821

ORIGINAL INSPECTED

Τ/ρ 75 33 - 30 - 11.1.1973 W/Wg

für die Titan-Molybdän-Karbidlegierung beschrieben wurde.

Nachstehende Tabelle 8 zeigt die Abnutzungsgeschwindigkeiten für eine Anzahl von Werkzeugen, die aus Zusammensetzungeohergestellt sind, die einige der Legierungsvertauschungen enthalten, die soeben erörtert wurden, wenn diese Werkzeuge der Versuchsbedingung A ausgesetzt werden;

309836/0821

Tabelle VIII

Gesamtzus ammens etzung der Karbidphase

Träger Beobachtete Abnutzungsgeschwindigkeit 1/100 mm/min Planke Krater

Bemerkunaen

	(TiO,4TaO,lMoO,5)C0,85	ll%Ni	0,70	0,475	Spröde
	(TiO,4TaO,lMoO,5)C0,85	13%Ni	0,675	0,40	-
co	(Ti0,4V0,lMo0,5)C0,84	12%Ni	0,45	0,325	-
ο CD	(^O,72NbO,O8M°O,2O)CO,94	13%Ni	0, 30	0,175	-
CO e,\	(Ti0,72VO,08M°0,20}C0,9 3	13%Ni	0, 30	0,175	-
cn	(TiO,6M°O,3WO,l)CO,9.3	9%Ni	—	—	Überschüssiger Koh lenstoff
O OO	(TiO,6M°O,36WO,O4)CO,87	9%Ni	0,20	0,175	-
ro	(TiO,8M°O,15WO,O5)CO,94	ll,3%Ni	0,15	0,1	-
	(TiO,5MoO,3W0,l)C0,82	9,3%Co	—	—	Spröde
	(TiO,5HfO,lM°O,4)CO,86	9%Ni	0,275	0,2	-
	(TiO,4ZrO,lMoO,5)C0,86	ll%Ni	1,5	-	Kantenspänen
	(TiO,7MoO,3)(C0,76N0,14)	10%Ni	0,15	0,1

ω ο

Ν>

co

Τ/ρ 7533 - 32 - 11.1.1973 W/Wg

Die Verbundwerkstoffe gemäss vorliegender Erfindung können auch modifiziert und ^durch spezielle Anwendungsfälle durch Oberflächenüberzüge aus abriebfesten Legierungen auf der Basis von Karbiden und Nitriden der hitzebeständigen Übergangsmetalle angepasst werden.

Die in den oben angegebenen Tabellen und graphischen Darstellungen gezeigten Daten sind repräsentativ für viele andere Legierungen im Bereich vorliegender Erfindung, die hergestellt und getestet wurden. Aus einem Vergleich der Leistungsdaten ergibt sich, dass die Karbid-Metall-Verbundwerkstoffe gemäss der Erfindung eine wesentliche Verbesserung gegenüber den vorhandenen Karbiden in Hinblick auf die Werkzeugzuverlässigkeit, Verschleißfestigkeit und Vielfältigkeit in der Anwendung gewährleisten. Aus den angegebenen Ergebnissen ergibt sich, dass die an Molybdän reicheren Zusammensetzungen insbesondere für das Schruppen von weichen und mittelharten Stählen und für das Bearbeiten gehärteter Stähle geeignet sind, während/an Titan reicheren Zusammensetzungen (mehr als 70 Molprozent Titan) besser geeignet sind für feines Spanen und zur Fertigbearbeitung weicher und mittelharter Stähl el» Die Verschleiß daten zeigen auch an, dass kein Leistungsvorteil beim Schneiden von Stählen dadurch erzielt wird, dass der Titanaustausch in den Verbundstoffen gemäss der Erfindung den Wert von 80 Molprozent (etwa 69 Gewichtsprozent TiC) wesentlich übersteigt; die Werkzeugzuverlässigkeit nimmt rasch ab, insbesondere bei schwereren Schnitten, und das Unbrauchbarwerden wird ähnlich dem der bekannten TiC-Mo„C-Mo-Ni-Werkzeugmaterialien.

Während das Hauptanwendungsgebiet der erfindungsgemässen Verbundwerkstoffe auf dem Gebiet der Werkzeuge gesehen wird, macht die hohe Verschleißfestigkeit sie auch für Anwendungsfälle geeignet, wo zur Zeit Werkstoffe auf der Basis von Wolframkarbid verwendet werden, z.B. abriebfeste Beläge, Meßblöcke, Lager und dergleichen sowie zum Walzen und Bohren im Bergbau.

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Claims (12)

Patentansprüche

1. Materialzusammensetzung mit einem gesinterten Karbid und einem Trägermetall, bei der das Karbid die Zusammensetzung

(Ti Mo )C besitzt, wobei χ + y « 1, χ und y die relativen χ γ ζ ' ^J

Molanteile von Titan und Molybdän, sowie ζ die Anzahl von Grammatomen von Kohlenstoff je kombiniertes Grammatom von Titan und Molybdän messen, und bei der das Trägermetall aus Metallen der Eisengruppe ausgewählt ist, dadurch gekennzeichnet, dass für beliebige gegebene Werte von χ und y der Wert von ζ höher ist als die Zusammensetzungslinie TiC - MopC für jene Werte von χ und y, und dass der Träger zwischen 5 und 25 Gewic hbsprozent der Zusammensetzung aufweist.

2. Materialzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Wert von γ von 0,06 - 0,60 beträgt.

3. Materialzusammensetzung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet-, dass der Wert von γ von 0,12 - 0,50 beträgt.

4. Materialzusammensetzung nach Anspruch 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Karbid eine Gesamtzusammensetzung hat, die innerhalb die Fläche EFGH der Figur 1 fällt.

5. Materialzusammensetzung nach Anspruch 4, dadurch gekenn ζ ei cn-., net, dass das Karbid eine Gesamtzusammensetzung hat, die innerhalb die Fläche E'F'G'H¹ der Figur 1 fällt.

6. Materialzusammensetzung nach Anspruch 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Träger aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Nickel und Kobalt besteht, und zwischen 8 und 12 Gewichtsprozent der Zusammensetzung besitzt.

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^T/P 75 33 - 34 - 11. 1. 1973 W/Wg

7. Materialzusammensetzung nach Anspruch 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass bis zu 30 Molprozent des Gesamtbetrages von Titan durch ein Material ersetzt werden, das aus der aus Hafnium, Niobium und Tantal bestehenden Gruppe ausgewählt ist.

8. Materialzusammensetzung nach Anspruch 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass bis zu 50 Molprozent der Gesamtmenge an Molybdän durch Wolfram ersetzt sind.

9. Materialzusammensetzung nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass bis zu 10 Molprozent der kombinierten Beträge von Molybdän und Wolfram durch Chrom ersetzt sind.

10.Materialzusammensetzung nach Anspruch 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass bis zu 25 Molprozent des Kohlenstoffs durch Stickstoff ersetzt sind.

11.Materialzusammensetzung nach Anspruch 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass bis zu 20 Molprozent des Titan durch Vanadium ersetzt sind.

12. Verfahren zl·^ Herstellung einer Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass eine homogene Pulverlegierung fester Lösung von (Ti, Mo)C hergestellt wird, die einen höheren Molprozertanteil Molybdän als die vorbestimmte Gesamtzusammensotzimg des herzustellenden Materiales enthält, dass eine ausreichende Menge von Titanmonokarbid der homogenen Pulverlegierung fester Lösung beigegeben wird, so dass die Pulvcr-, legierung und das Titanmonokarbid zusammen die vorbestimmte Gesamtzusammensetzung haben, dass ein Trägermaterial dem Gemisch beigegeben wird, dass das Gemisch mechanisch gemischt wird, bis es eine gleichförmige Kon-

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T/7 7F33 - 35 - 11.. 1. -i^c73 W/Wg

n^ besitzt, dass das Gemisch in eine gewünschte Gestalt verdichtet wird, und dass die so ausgebildeten Zur.ammensetzunacn Gesintert v/erden.

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3fc

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