DE2302317C3 - Karbid-Hartlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung - Google Patents
Karbid-Hartlegierung und Verfahren zu ihrer HerstellungInfo
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Description
ten für Pulvermetallurgie«, Bd. 18 (1970), S. 246 bis
5. Karbid-Hartlegierung nach einem der An- 253, erörtert.
Sprüche 1 bis 4, die als Bindemetall 8 bis 12 Ge- Die Verschleißfestigkeit dieser verbesserten Werkwichtsprozent
Kobalt enthält. 40 zeuge, die als TiC-Mo2C-Mo—Ni-Werkzeuge be-
6. Karbid-Hartlegierung nach einem der An- zeichnet werden können, um weiche und mittelharte
•prüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß bis Stähle zu schneiden bzw. spanabhebend zu bearbeitu
30 Atomprozent des vorhandenen Titangehalts ten, ist wesentlich höher als die von Hartmetallen
durch Hafnium, Niob und/oder Tantal ersetzt ist. auf Wolframkarbidbasis, die Zuverlässigkeit des
7. Karbid-Hartlegierung nach einem der An- 45 Werkzeuges ist jedoch üblicherweise verhältnismäßig
«prüche 1 bis 6, bei der bis zu 50 Atomprozent gering, weil das Werkzeug brüchig ist und an dei
des vorhandenen Molybdängehaltes durch Zunderlinie ausbricht. Infolgedessen wird die volle
Wolfram ersetzt ist. hohe Abnutzung und Kolkverschleißfestigkeit in dei
8. Karbid-Hartlegiemng nach Anspruch 7, bei Praxis selten erkannt. Ein zusätzlicher Nachteil diesel
der bis zu 10 Molprozent des vorhandenen 50 Werkzeugmaterialien besteht darin, daß sie nicht ir
Molybdän- und Wolframgehaltes durch Chrom der Lage sind, harte Stähle bei vergleichbaren Meersetzt
ist. tallabnahmegeschwindigkeiten zu bearbeiten, z. B.
9. Karbid-Hart'sgierung nach einem der An- Stähle mit einer Rockwell-Härte (R1) von 50 oder
tprüche 1 bis 8, in denen bis zu 25 Atomprozent darüber. Die Verwendung ist somit auf die Bearbeides
vorhandenen Kohlenstoffgehaltes durch Stick- 55 tung von weichen bis mittelharten, niedriglegierten
stoff ersetzt ist. Stählen unter leichten Schneidbedingungen und aul
10. Karbid-Hartlegierung nach einem der An- das Bearbeiten von Gußeisen und -stahl beschränkt,
tprüche 1 bis 9, in denen bis zu 20 Atomprozent Anstrengungen, um die TiC—Mo2C—Mo—Nides
vorhandenen Titangehaltes durch Vanadium Werkzeugmaterialien für Schruppstähle geeignet zu
ersetzt ist. So machen, indem ihre Brüchigkeit durch höhere
11. Verfahren zur Herstellung einer Karbid- Trägeranteile verringert wurde, haben nur einen be-Hartlegierung
nach einem der Ansprüche 1 bis 5, grenzten Erfolg gehabt. In diesem Falle erscheint die
dadurch gekennzeichnet, daß zuerst eine pulveri- Verschleißfestigkeit wesentlich verschlechtert, und die
sierte Vorlegierung aus Titan, Molybdän und Werkzeuge mit hohem Trägeranteil zeigen eine ausKohlenstoff
hergestellt wird, die einen höheren 65 geprägte Tendenz zur plastischen Verformung bei
Molybdängehalt besitzt, als der Endzusammen- erhöhten thermischen Beanspruchungen.
Setzung des Karbidanteils der Karbid-Hartlegie- Es ist ferner bereits ein Sinterhartmetall füi
rung entspricht, daß diese Vorlegierung mit Titan, Schneidwerkzeuge auf Titankarbidbasis mit einer Zu-
sammensetzung 89,5 °/o Titankarbid, 5°/o Molybdän Verfahren zur Herstellung einer Karbid-Hartlegis-
und 5,5 e/o Nickel bekannt (DT-AS 1 291908). Dieses rung vorgeschlagen, bei dem zuerst eine pulverisierte
ntankarbid enthält 78,1·/· Titan und einen Gesamt- Vorlegierung aus Titan, Molybdän und Kohlenstoff
kohlenstoffgehalt von 20,4 e/o. Den Rsst bilden offen- hergestellt wird, die einen höheren Molybdängehalt
sichtlich Undefinierte Verunreinigungen. Dies be- 5 besitzt, als der Endzusammensetzung des Karbiddcutet, daß die bekannte Legierung, bezogen auf den anteils der Karbid-Hartlegierung entspricht, daß
Gesamtgehalt, 70 0Ze Titan und 18,3°/o Gesamtkoh- diese Vorlegierung mit Titan, Monokarbid und dem
lenstoff enthält. Bei dieser bekannten Legierung ist Bindemetall in Mengen vermischt wird, daß das
ein freier Kohlenstoffgehalt für die Zusammensetzung Gemisch der Zusammensetzung der Karbid-Hartdes Karbidhartmetalls nicht entscheidend, da die io legierung entspricht und daß schließlich dieses GeQualität eines Schneidweikzeuges nicht beeinflußt misch gepreßt und gesintert wird,
wird. Nachstehend wird die Erfindung in Verbindung
verschleißfeste Eigenschaften ergibt, z. B. eine ver- 15 F i g. 1 eine graphische Darstellung der Monobesserte Monokarbidlegierung aus Titan und karbidphase in fester Lösung gemäß vorliegender
Molybdän, die wesentlich reicher an Kohlenstoff ist Erfindung sowie die Zusammensetzung der Karbidais bekannte Legierungen. Weiterhin sollen Legie- legierungen der bekannten Werkzeugentwicklungen
rungen geschaffen werden, die bei Vorhandensein in diesem Bereich, die vorstehend erörtert wurden,
von Metallträgerlegierungen der Eisengruppe, ins- ao Fig. 2 und 3 Abnutzungskurven, die die Abbesondere Nickel, stabil sind und die gesinterte nutzung von Werkzeugen gemäß vorliegender Erfin-Karbidwerkzeugmaterialien ergeben, die in ihren dung mit der von bekannten Werkzeugen ver-Gesamteigenschaften den TiC—Mo2C—Mo—Ni- gleichen, wenn beide den gleichen Versuchsbedin-Werkzeuglegierungen überlegen sind. gungen ausgesetzt sind, und
Ziel der Erfindung sind ferner Legierungen, die as F i g. 4 bis 6 die Abnutzungsgeschwindigkeiten von
unter Verwendung von Kobalt und Eisen gesintert Werkzeugen gemäß vorliegender Erfindung als Funkwerden können, ohne daß eine Brüchigkeit der tion der Austauschgeschwindigkeit von Molybdän für
Legierungen erhalten wird, indem brüchige inter- Titan (oder die Molprozent von Molybdän im Gemetallische Phasen oder »/-Karbide gebildet werden, samtmetallgehalt) für unterschiedliche Versuchswie sie in Kohlenstofflegierungen mit Zusammen- 30 bedingungen.
Gemäß der Erfindung wird vorgeschlagen, daß bei bundwerkstoffe gemäß vorliegender Erfindung verder Karbid-Hartlegierung der eingangs angegebenen wendet wird, kann entweder in Atomprozent der
Art χ + y = 1 ist, y zwischen 0,06 und 0,60 35 Bestandteilelemente, wie z.B. Ti11MOvCe, (k+v+w
variieren kann und ζ höher liegt, als dem stöchio- = 100) ausgedrückt werden, wobei u, ν und w die
metrischen Kohlenstoffgehalt entspricht, der zur Ab- Atomprozente von Titan, Molybdän und Kohlenstoff
bindung des Molybdängehaltes als Mo2C und des in der Legierung sind, oder aber als relative Mol-Titangehaltes als TiC notwendig ist. Vorzugsweise anteile von Metall und die Zwischenräume füllenden
variiert y zwischen 0,12 und 0,50. 40 Elementen in der Form (Ti1Mo11)Q, (x + y= 1),
In weiterer Ausgestaltung der Erfindung wird bei wobei χ und y die relativen Molanteile (Metallauseiner Karbid-Hartlegierung vorgeschlagen, daß die tausch) von Titan und Molybdän sind und ζ die AnZusammensetzung durch solche Indexdupel (1; y)
zahl von Grammatomen Kohlenstoff pro Grammatom bestimmt wird, die im z-y -Diagramm in die von Metall angibt.
einem geschlossenen Polygonzug umschlossene 45 100 ·
>· definiert die Molprozent Molybdänaus-Fläche fallen, der durch die Eckpunkte tausch in (Ti1Mo11)C*, und 100 · χ die Molprozent
G(z = 0,071; y = 0,60) 50 führt:
H (z =- 0,090; y = 0,60)
definiert ist. u — 100·
Die Karbid-Hartlegierung gemäß der Erfindung
enthält als Bindemetall vorzugsweise 8 bis 12 Gewichtsprozent Kobalt. Ferner können im Falle vor- 55 ν =
liegender Erfindung bis zu 30 Atomprozent des vorhandenen Titangehaltes durch Hafnium, Niob und/
oder Tantal ersetzt werden. w =
Weiterhin wird mit vorliegender Erfindung vorgeschlagen, daß bis zu 50 Atomprozent des vorhan- 60
denen Molybdängehaltes durch Wolfram ersetzt ist, x =
daß ferner bis zu 10 Molprozent des vorhandenen
Molybdän- und Wolframgehaltes durch Chrom ersetzt ist, daß weiter bis zu 25 Atomprozent des vor- y =
handenen Kohlenstoffgehaltes durch Stickstoff ersetzt 65
ist, bzw. daß bis zu 20 Atomprozent des vorhandenen
Titangehaltes durch Vanadium ersetzt ist. ζ =
1 + | Z |
100 | •y |
1 + | ζ |
100 | • Z |
1 + | Z |
U | |
M + | V |
ν | |
M + | V |
W |
5 ν 6
Letztere Methode der Definition der Gesamtzu- Mo0-50)C0-78 und der Punkt H' dem Wert (Ti0-50Mo0^0)
sammensetzung der Karbidkomponente, der Aus- C088. Der PunktE entspricht dem Wert (Ti094Mo0-06)
druck (TixMOj1)C1 ist insbesondere zweckmäßig für C0-885, der Punkt F dem Wert (Ti0-94Mo0-06)C0-972, der
die Beschreibung "der Konzentrationsräume von die Punkt G dem Wert (Ti040 Mo060) C071 und der Punkt H
Zwischenräume füllenden Legierungen und wird in 5 dem Wert (Ti0-40Mo0-60)C090.
vorliegender Beschreibung durchgeliend verwendet. Aus Fig. 1 ergibt sich, daß die Karbidphase der
F i g. 1 zeigt eine graphische Darstellung der Ge- Zusammensetzung gemäß vorliegender Erfindung
samtzusammensetzung des Monokarbids in fester dadurch gekennzeichnet ist, daß sie wesentlich
Lösung (TixMOy)C, und zeigt diese Phase der Zu- reicher an Kohlenstoff ist als die bekannte Zusamsammensetzung
gemäß vorliegender Erfindung wie io snensetzung. Für ein gegebenes Metallaustauschverauch
die Zusammensetzung der Karbidlegkrungen hältnis enthält die Zusammensetzung mehr Kohlenbekannicr
Werkzeugentwicklungen auf diesem Ge- stoff als die Zusammensetzungslinie TiC—Mo2C für
biet. Das Format der F i g. 1 wurde so gewählt, daß das gleiche Verhältnis. Im Falle vorliegender Erfindiese
Zusammensetzungen gezeigt werden können, dung können auch höhere Beträge an Molybdän veran
Stelle der herkömmlichen dreieckförmigen Dar- 15 wendet werden, als dies bei bekannten Zusammenstellung
von ternären Systemen, weil in einer solchen Setzungen der Fall war. Wie weiter unten im einzelgraphischen
Darstellung die weiter unten erörterten nen ausgeführt, können damit Werkzeuge unter
Bereiche auf Grund zu hoher Drücke nur unzu- schweren Bearbeitungsbedingungen wie auch unter
reichend gezeigt werden könnten. den leichten Bearbeitungsbedingungen, auf die die
Die Ordinate in Fig. i ist der ln<texwertz in der ao bekannten TiC—Mo2C—Mo—Ni-Werkzeuge beZusammensetzung
(TixMOy)C2, während die Abszisse schränkt waren, eingesetzt werden,
der Indexwert y ist. Natürlich definiert die Abszisse Die Karbid-Verbundmetalle nach vorliegender auch x, da χ + y — 1. Die Ordinate ist auch in Erfindung können nach verschiedenen und unter-Atomprozent Kohlenstoff der Gesamtzusammen- schiedlichen Pulvermetallurgie-Techniken hergestellt setzung gezeigt, wobei dieser Atomprozentsatz gleich *5 werden. Ein typischer Herstellvorgang ist folgender:
der Indexwert y ist. Natürlich definiert die Abszisse Die Karbid-Verbundmetalle nach vorliegender auch x, da χ + y — 1. Die Ordinate ist auch in Erfindung können nach verschiedenen und unter-Atomprozent Kohlenstoff der Gesamtzusammen- schiedlichen Pulvermetallurgie-Techniken hergestellt setzung gezeigt, wobei dieser Atomprozentsatz gleich *5 werden. Ein typischer Herstellvorgang ist folgender:
j *" ist. Die Ordinate ist für ζ linear und etwas Ein Gemisch aus Karbid und Trägerlegierung in den
1I-2 gewünschten Anteilen wird in einer Kugelmühle m
nichtlinear für Atomprozent Kohlenstoff. Die einem Gefäß aus korrosionsbeständigem Stahl drei
Abszisse ist auch als das prozentuale Austauschver- bis vier Tage lang behandelt, wobei die Kugeln
hältnis von Molybdän für Titan oder Molprozent 30 aus Wolframkarbid-Kobaltlegierung bestehen und
Molybdän in dem Gesamtmetallgehalt dargestellt. Naphta oder Benzol als Mahlflüssigkeit verwendet
Dieser Molprozentsatz ist gleich 100 y. wird. Abhängig von der Pulverdichte werden drei
Die Linie 10 in Fig. 1 stellt die Zusammen- bis fünf Gewichtsprozent Preßschmiermittel, üb-
setzungslinie TiC—Mo2C oder die Zusammen- licherweise Paraffin, in Lösung mit einem geeigneten
setzung in der gewählten Bezeichnung eines Ge- 35 Lösungsmittel, z. B. Benzol, hinzugefügt. Das
misches von TiC und Mo2C für sich ändernde Ver- Lösungsmittel für das Paraffin wird dann verdampft
häitnisse der beiden Bestandteile dar. Die durch und das Trockenpulvergemisch in die gewünschten
ABCD begrenzte Fläche stellt den Zusammenset- Formen unter Anwendung von Drücken zusammen-
zungsbereich dar, der von R. Kieffer und gepreßt,die von 1.0 bis 1,6 t/cm2 reichen. DasDruck-
D. Fister in dem obenerwähnten Bericht unter- 40 schmiermittel wird dann durch Aufheizen auf Tem-
sucht wurde. Der durch AB'C'D' begrenzte Bereich peraturen zwischen 200 und 700 Grad Celsius unter
repräsentiert die Gesamtzusammensetzung der auf Vakuum entfernt, und die Preßlinge, die auf entspre-
dicscm Gebiet kommerziell zur Verfügung stehenden chenden Trägermaterialien, z. B. Graphit, aufge-
Werkzeuge. Die Zusammensetzung am Punkt D' schichtet wurden, wurden ein bis eineinhalb Stunden
(Ti1187Mo013)C0030 entspricht annähernd dem be- 45 bei Temperaturen zwischen 1350 Grad Celsius und
kannten Vergleichswerkzeug TiC—Mo2C—Ni, das 1450 Grad Celsius unter Vakuum gesintert. Zur Aus-
"vveiter unten erörtert wird, und der Punkt etwa in der Wertung der Legierungen gemäß der Erfindung als
Mitte zwischen B' und C oder (TiL.0BMo0B1)C091 Bearbeitungswerkzeuge wurden die gesinterten Teile
stellt, in Verbindung mit einem Träger aus 10 Pro- auf Diamanträdern auf die gewünschte Werkzeug-
zent Nickel, die optimale Zusammensetzung für die 50 geometrie geschliffen.
Werkzeuge dar, die in der oben angegebenen USA.- Ein typischer Herstellvorgang für eine Legierung,
Patentschrift 2 967 349 beschrieben sind. Dies ist die Titan und Molybdän in den Moiarverhältnissen
etwa die Zusammensetzung des bekannten Ver- 6:4 enthält und einen Kohlenstoffgehalt von
gleichswerkzeuges TiC—Mo2C—Ni, auf die weiter 47.9 Atomprozent besitzt, wird nachstehend be-
untcn eingegangen wird. 55 schrieben. Die Zusammensetzung dieser Legie-
Die Gesamtkarbidzusammensetzung der Werk- rung in der vorbeschriebenen Bezeichnung ist
zeuglegierungen gemäß vorliegender Erfindung fällt (Ti000Mo040)C087.
vorzugsweise in den Zusammensetzr.ngsbereich, der IUn sorgfältig gemischtes Pulvergemisch, das aus
durch EFGH begrenzt wird, besonders jedoch in den 46 Gewichtsprozent TiC, 52,17 Gewichtsprozent
begrenzteren Bereich E'F'G'H'. Karbidlegierungen, 60 Mo„C und 1,83 Gewichtsprozent Kohlenstoff be-
die außerhalb des Bereiches E' F' G' H', jedoch inner- stand, wurde in Graphitformen bei etwa 2000 Grad
halb des Bereiches EFGH liegen, ergeben Legicrun- Celsius zu einer Dichte gepreßt, die etwa 75% der
gen geringerer Qualität, wenn sie als Schneidwerk- theoretischen Dichte entspricht. Die Preßlinge wur-
zeuge verwendet werden, ergeben jedoch andere nütz- den dann in einen Graphitbehälter eingesetzt, drei
liehe Anwendungsmöglichkeiten. In der gewählten Be- 65 Stunden lang bei 2000 Grad Celsius unter einem
zeichnung entspricht der Zusammensetzungspunkt E' Vakuum von 3 · 1O-5 Torr homogenisiert und dann
dem Wert (Ti0 K7Mo013)C0 B7, der Punkt F'dem Wert gebrochen und in einer Kugelmühle gemahlen,
(Ti087Mo0 J1)C0(15 der Punkt C dem Wert (Ti0-50 damit eine Korngröße von weniger als 47 μ erhalten
wurde. Das Vorlegierungspulver wurde dann analysiert, und die Homogenität wurde durch Röntgenstrahlbeugung
festgestellt.
Zusammensetzungen, die in der vorbeschriebenen Weise ausgebildet 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 herwurden,
während die Leistungsfähigkeit beim Schneiden harter Stähle etwa gleich ist.
Dem Fachmann stehen andere Verfahren zur Herstellung der Zusammensetzungen gemäß vorliegender
5 Erfindung zur Verfugung. Beispielsweise können karbidarme Gesamtzusammensetzungen gebildet werden,
die mit Trägern vermischt und in einer Kohlenstoff angereicherten Atmosphäre gesintert werden.
Die folgenden Tabellen und graphischen Darstel-
monokarbid und Trägermaterial reaktiv gesintert wird, damit die gesamte Zusammensetzung des Materials
auf die gewünschten Werte gebracht wird.
Unabhängig von den routinemäßigen Herstellveränderlichen beeinflußt die Wahl der Zusammensetzung
der Karbidbestandteile für eine gegebene Gesamtzusammensetzung des Verbundmetalls in hohem
bis 55. Wenn nicht anders angegeben, waren die Versuchsbedingungen
in den Tabellen folgende:
Versuchsbedingung A (Verschleißprüfung)
4340-Stahl, RC22 bis 29; Schneidgeschwindigkeit
150 m/min, Vorschubgeschwindigkeit 0,0375 cm/Umdrehung;
Schneidtiefe 0,15 cm; kein Kühlmittel.
gestellt wird, die eine feste Lösung von aus Molybdän io hingen zeigen die Leistungsfähigkeit einer großen
reichen Monokarbid ist, z. B. (Ti030Mo070)C08,.,, und Anzahl von Werkzeugen unterschiedlicher Zusamdaß
sie dann mit entsprechenden Mengen an Titan- mensetzungen innerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches
und geben auch Vergleichsdaten für eine Anzahl bekannter Werkzeuge, die den gleichen Ver-15
Suchsbedingungen ausgesetzt wurden. Es wurden vier verschiedene Versuchsbedingungen verwendet, die
mit Versuchsbedingung A, Versuchsbedingung B, Versuchsbedingung C und Versuchsbedingung D bezeichnet
werden. Die Versuchsstäbe bestanden aus
Maße die MikroStruktur und die Phasenverteilung ao 4340-Stahl in vier verschiedenen Härtebereichen
und — bedingt dadurch — die Eigenschaften der Rc 22 bis 29, R0 33 bis 38, Rc 46 bis 50 und Rc 50
gesinterten Preßlinge. So werden beispielsweise sehr
feinkörnige Verbundmetalle durch das vorbeschriebene reaktive Sinterverfahren erhalten. Die feinkörnigen Anordnungen in solchen Verbundmetallen 25
können zur Auflösung der Karbidkomponenten in
dem Träger bei Sintertemperaluren und zu einem
erneuten Niederschlagen der stabileren im Gleichgewichtszustand befindlichen festen Lösung von
feinkörnige Verbundmetalle durch das vorbeschriebene reaktive Sinterverfahren erhalten. Die feinkörnigen Anordnungen in solchen Verbundmetallen 25
können zur Auflösung der Karbidkomponenten in
dem Träger bei Sintertemperaluren und zu einem
erneuten Niederschlagen der stabileren im Gleichgewichtszustand befindlichen festen Lösung von
Karbid aus den flüssigen Trägerlegierungen bei- 30 SNG 433-Einsätze.
tragen. Gleichzeitig mit diesen Lösungs-/Nieder- Versuchsbedingung B
Schlagsreaktionen verlaufen Reaktionen, die einen (Schrupp-Prüfung)
bevorzugten Transport von fester Lösung von mit
Molybdän reichem Monokarbid zu den Titankarbid- 4340-Stahl, Rc 22 bis 29; Schneidgeschwindigkeit
körnungen ergeben, damit eine legierte Oberflächen- 35 150 m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,05cm/Umschicht
erhalten wird, die auf Grund ihres höheren drehung; Schneidtiefe 0,31 cm; kein Kühlmittel.
Molybdängehaltes durch die Trägerlegierung besser
benetzt wird und damit eine kräftigere Bindung
ergibt, als dies zwischen TiC und dem Trägermetall
benetzt wird und damit eine kräftigere Bindung
ergibt, als dies zwischen TiC und dem Trägermetall
allein möglich ist. Im allgemeinen hat die Haupt- 40 4340-Stahl, R1. 33 bis 38; Schneidgeschwindigkeil
menge 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 Werkzeugmaschinen 45
erscheint durch das Vorhandensein von nicht
reagiertem TiC im Kern eines Teiles der Karbidkörnungen wesentlich verbessert. Die Tendenz zu
einer plastischen Deformation unter hohen Schneidbelastungen ist etwas größer als bei Verbundwerk- 50 SNG 432-Einsätze. stoffen, die aus vorgeformten festen Lösungen und Der Verschleiß wurde in entsprechenden Zeit-
eine Korngröße, die gleich oder kleiner der im
asymmetrisch gewalzten Zustand ist. Die Verschleißfestigkeit bei Anwendungen in Werkzeugmaschinen 45
erscheint durch das Vorhandensein von nicht
reagiertem TiC im Kern eines Teiles der Karbidkörnungen wesentlich verbessert. Die Tendenz zu
einer plastischen Deformation unter hohen Schneidbelastungen ist etwas größer als bei Verbundwerk- 50 SNG 432-Einsätze. stoffen, die aus vorgeformten festen Lösungen und Der Verschleiß wurde in entsprechenden Zeit-
Trägerlegierung mit der gleichen Gesamtzusammen- Intervallen mit Hilfe eines Werkzeugmikroskops gesetzung
hergestellt sand. Infolgedessen wird ein nied- messen. Die plastische Deformation der Schneidrigerer Trägergehalt bei reaktiv gesinterten Verbund- kante und der Kratertiefe wurden auf einem Metallowerkstoffen für Aawendungsfälle bei Werkzeug- 55 graphen gemessen. Die Hankendaten, die in den gramaschinen verwendet. phischen Darstellungen und in den Tabellen ange-
Im aligemeinen haben die Untersuchungen der geben werden, beziehen sich auf die gleichförmige
Leistungsfähigkeit der Legierungen nach vorliegen- Verschleißzone der Werkzeuge,
der Erfindung für Werkzeuge ergeben, daß die Her- Um eine vergleichbare Leistungsbewertung dei
stellung der VerbuihdmetaUe durch reaktives Sintern 60 Verbundmetalle gemäß vorliegender Erfindung zi
für Legierungen vorteilhaft ist, bei denen der ge- erhalten, wurde auch ein Querschnitt von reprasensamte Metallaustauscfa im Karbid geringer als 40 MoI- tativen Werkzeugen unterschiedlicher Herstelle)
prozent Molybdän isL Die Leistungsfähigkeit von unter identischen Bedingungen geprüft, und du
reaktiv gesinterten Verbundmetallen mit mehr als Werkzeuge mit den besten Leistungen wurden al!
40 Molprozent Molybdän im Austausch beim Schnei-65 Vergleichsnonn ausgewählt Werkzeuge aus dei
den von weichen bis mittelharten Stählen (R1 —45) Karbiden der Klasse C-S und C-6, die von verschieist geringfügig besser als von Werkzeugen, die aas denen Firmen hergestellt werden, haben sich al;
vorhomogenisierten festen Lösungen hergestellt ziemlich äquivalent herausgestellt und werden somi
509619/25:
SNG 433-Einsätze.
Versuchsbedingung C
150m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,0255cm/Umdrehung;
Schneidtiefe 0,15 cm; kein Kühlmittel. SNG 433-Einsätze.
Vcfäuchsbedingung D (Endbearbeitung von gehärtetem Stahl)
4340-Stahl, RC46 bis 55; Schneidgeschwindigkeil
75 m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,01275 era Umdrehung; Schneidtiefe 0,125 cm; kein Kühlmittel
öfiG
ίο
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 K 7 H, hergestellt von der Firma Kennametal Company, wurde für diese spezielle
Anwendung als das Hauptvergleichswerkzeug ausgewählt, weil es sich hierbei um ein Werkzeug
handelt, das kommerziell für diese Art der Bearbeitung in großem Umfange verwendet wird.
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 Fig. 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
Versuchsbedingungen unterworfen werden.
eine Stunde und 30 Minuten lang bei 1380 Grad
Celsius unter Vakuum gesintert. Die lineare Schrumpfung während des Sinterns betrug 16,1 %>,
und die Korngröße der Karbidphase betrug etwa 4 μ. Die Mikrostruktur der Karbidkörnungen bestand
aus einem Kern von unverwandeltem Titankarbid, der von einer äußeren Hülle aus zusammensetzungsmäßig
sortiertem Titan-Molybdän-Monokarbid festen Lösung umgeben ist, wobei die äußerste Schicht
etwa einem Karbid entspricht, das ungefähr (Ti045Mo033)Cj enthält. Für die gesinterte Zusammensetzung
wurde eine Härte von 92,9 auf der Rockwell-A-Skala gemessen.
Eine Pulvermischung aus 33,6 Gewichtsprozent einer vorhomogenisierten festen Lösung mit der Zusammensetzung
(Ti0-30Mo070)C0110, 55,1 Gewichtsprozent
TiC [die eine Gesamtkarbidzusammenseta0 zung von (Ti0-80Mo020)C0944 ergibt], 5,65°/o Nickel
und 5.65 %> Kobalt besitzt, wurde reaktiv in der vorbeschriebenen
Weise gesintert, bevor die Formlinge eine Stunde und 30 Minuten lang bei 1395 Grad
Celsius unter Vakuum gesintert wurden. Die Karbid-
Be ispie 1 1
Eine Pulvermischung, bestehend aus 91,50 Gewichtsprozent einer Legierung (Ti000Mo040)C087 und
8,5 Gewichtsprozent Nickel, wurde als vorhomogenisierte feste Lösung in der oben beschriebenen Weise 25 phase in dem gesinterten Formling hatte eine mittlere hergestellt, und die Formlinge wurden eine Stunde Korngröße von 3 μ, und die gemessene Härte der Zu- und 10 Minuten lang bei 1385 Grad Celsius unter
Vakuum gesintert. Die mittlere lineare Schrumpfung
während des Sinterns betrug 16,4°/o. Die mittlere
8,5 Gewichtsprozent Nickel, wurde als vorhomogenisierte feste Lösung in der oben beschriebenen Weise 25 phase in dem gesinterten Formling hatte eine mittlere hergestellt, und die Formlinge wurden eine Stunde Korngröße von 3 μ, und die gemessene Härte der Zu- und 10 Minuten lang bei 1385 Grad Celsius unter
Vakuum gesintert. Die mittlere lineare Schrumpfung
während des Sinterns betrug 16,4°/o. Die mittlere
Korngröße der Karbidphase betrug etwa 4 μ, und die 30 Eine Pulvermischung aus 56,7 Gewichtsprozent
Härte war 93,0 auf der Rockwell-A-Skala. (T'o.83Mon.i5)Cp.»5i>
31,3 Gewichtsprozent (Ti070
R- -19 Mo0 30)C0 91 [die eine Gesamtkarbidzusammensetzung
p von'(Till-R0Mon,>0)C0-B4 ergibt], und 12»/„ Kobalt
Eine Putvermischung, bestehend aus 48,4 Ge- wurde in der vorbeschriebenen Weise verarbeitet,
wichtsprozent einer vorhomogenisierten festen 35 und die sich daraus ergebenden Formlinge wurden
Lösung mit der Zusammensetzung (Ti030Mo070)C080, 1 Stunde und 15 Minuten lang bei 1395 Grad Celsius
42,1 Gewichtsprozent TiC (die sich aus einer Ge- unter Vakuum gesintert. Die mittlere Karbidkom-
samtkarbidzusammensetzung von (Ti070Mo030)C0914 größe in dem gesinterten Teil betrug 3 Mikron und
ergibt), und 9,50 Gewichtsprozent Nickel wurde die Härte 92,8 auf der Rockwell-A-Skala.
reaktiv in der vorbeschriebenen Weise gesintert und 40 Die F i g. 2 und 3 zeigen graphische Darstellungen
sammensetzung betrug 93,1 auf der Rockwell-A-Skala.
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 *)
(in mm)
B ί
Kratertiefe
(in mm)
K7H
TiC-Mo4C-Mo—Ni
40,00
60,20
31,79
79,05
49,89
46,03
60,20
31,79
79,05
49,89
46,03
< 0,025
< 0,025
< 0,025
< 0,025
0,050
0,050
< 0,025
0,150 0,125 0,175 0,200 0.250
0,175 0,250
0,175
0,15
0,30
0,525
0,30
0,125
0,075
0,050
0,050
0.15
0,95
0,50
0,0775
0,075
0,050
0.085
0,2125
0,0575
Bruch durch Spänen an der Zimderrmie
*) Verschleißscbema-Nomenldatur
A Kerbe auf Grund des Kraterreißens.
B Eckenverschleiß.
C Verschleiß der Freifläche.
D Kerbe an der Zunderlinie.
im Vergleich zu kommerziell zur Verfügung stehenden Karbiden
Werkzeug
Gesamte
Schneiddauer
in Minuten
Verschleißschema*)
(in mm)
IBIC
Kratertiefe
(in nun)
Kanten-Verformung
(in mm)
Beispiel 1
Beispiel 2
Beispiel 3
K7H ...
Mo-Ni
C—5 ..
Mo2C-
8,18
10,05
5,06
9,82
4,68
1,70
< 0,025
< 0,025
< 0,025
0.5
< 0,025
0,15
0,1
0,15
0,175
0,2
0,15
0,175
0,2
0,25
0,5
0,1
0,125
0,15
0,15
0,2
0,4
0,4
0,15
0,1
0,075
0,35
0,55
<0,05
0,0375
0,0375
0,025
0,13
0,0415
0,1675
0,1675
< 0,0125
< 0,0125
0,05
0,05
< 0,0125
0,07
0,1125
0,1125
kein Bruch
kein Bruch
gespänt an der
Zunderlinie
gespänt an der
Zunderlinie
*) Verschleißschema-Nomenklatur wie in Tabelle I.
im Vergleich zu kommerziell zur Verfügung stehenden Karbiden
Werkzeug
Gesamte
Schneiddauer
in Minuten
Kratertiefe
(in mm)
K7H
45,58
60,66
34,87
53,24
< 0,025
< 0,025
0,025
0,1
0,15
0,125
0,225
0,125
0,2
0,15
0,3
0,175
0,05
<0,05
0,1
0,f75
0,05
0,0525
0,125
0,0375
*) VerscWeißschema-Nomenklatur wie in Tabelle I.
im Vergleich zu kommerziell zur Verfügung stehenden Karbiden
Stahlhärte | Gesamte | A | Verschleißschema *) | B | nm) | C | D | jvraiemeie | Bemerkungen | |
Werkzeug | Schneiddauer | < 0,025 | (in ι | 0,15 | 0,2 | < 0,025 | (in mm) | |||
Rc51bis54 | in Minuten | < 0.025 | 0,1 | 0,1 | < 0,025 | 0,01875 | kein Bruch | |||
Beispiel I .... | Rc 55 bis 57 | 107,42 | < 0,025 | 0,125 | 0,15 | < 0,025 | — | kein Bruch | ||
Beispiel 1 | Rc47bis49 | 9,82 | 0,525 | 0,175 | 0,25 | 0,025 | 0,0175 | kein Bruch | ||
Beispiel 2 | Rc49bis52 | 157,77 | < 0.025 | 0,125 | 0,6 | 0,025 | — | Spänen bei (A) | ||
K7H | Rc55bis57 | 88,47 | — | Kantenbruch | ||||||
K7H | 9,96 | |||||||||
*) Verschleißschema-Nomenklatur wie in Tabelle I.
einiger der Versuche, die die Daten für die Tabellen I und IV ergeben haben. F i g. 2 zeigt den mittleren
Ecken- und Flanken verschleiß als eine Funktion der Schneiddauer für Werkzeuge, die aus den obigen
Beispielen 1 and 2 und den bekannten Werkzeugen ans TiC—Mo4C-Mo—Ni ond K7H hergestellt wurden, wenn diese der Versuchsbedingung A unterworfen wurden. Die Kurve 12 zeigt den Verschleiß
des K 7 H-Werkzeuges, die Kurve 14 den Verschleiß des TiC—Mo8C—Mo—Ni-Werkzeuges, die Kurve 16
den Verschleiß des Werkzeuges nach Beispiel I und die Kurve 18 den Verschleiß des Werkzeuges nach
Beispiel 2.
verschleiß als eine Funktion der Schneiddauer für
Werkzeuge, die auf Grund der obigen Beispiele und 2 hergestellt wurden, und des bekannten Werkzeuges
K 7 H, wenn sie der Versuchsbedingung D unterworfen wurden. Für das bekannte Werkzeug TiC-
MogC—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 R0 = 49 bis 52 be-
6s arbeitet wurde. Die Kurve 22 zeigt den Verschleiß
des Werkzeuges nach Beispiel 1, wenn Stahl mit ein« Härte von R1. = 51 bis 54 bearbeitet wurde. Die
Kurve 24 zeigt den Verschleiß des Werkzeuges nacl
869
Beispiel 2, wenn Stahl mit einer Härte von R1. = 47
bis 49 bearbeitet wurde.
Aus den Kurven nach den Fig. 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—Mo2C—Mo—Ni
und das beste Werkzeug für die erschwerte Versuchs-
bedingung D an gehärtetem Stahl, das Werkzeug K 7 ] besitzen.
Die folgende Tabelle V zeigt die Verschlei/ geschwindigkeit einer großen Anzahl von Werl
zeugen, die aus speziellen Zusammensetzungen gemä vorliegender Erfindung gebildet werden, und auc
einiger bekannter Werkzeuge, wenn sie der Versuch bedingung A ausgesetzt werden.
Gesamtzusammensetzung
der Karbidphase |
Bindemittel |
Beobachtete Verschleißgeschwindigkeit
cm-lO-'/min |
— | 0,325 | Krater | — | 0,25 | Bemerkungen | — | — | — | — | — |
(Träger) | Flanke | 0,425 | 0,325 | 0,1875 | — | — | geringe Kantendefor | — | — | ||||
(Ti05Mo05)C085 | 12%, Co | 0,525 | 0,3125 | 0,225 | 0,1775 | — | — | mation | geringe Kantendefor | — | |||
(Ti06Mo04)C0-82 | 3,6«/oNi, | 1,0 | 0,170 | 0,1 | spröde | — | — | mation | — | ||||
7°/oCo | 0,2125 | 0,175 | 0,1575 | geringe Kantendefor | geringe Kantendefor· | geringe Kantendefor | Spur von überschüs | ||||||
(Ti07Mo03)C090 | 6 VoFe, 6 »/ο Ni | 0,225 | geringe plastische | mation | mation | mation | sigem Kohlenstoff | ||||||
0,25 | 0,2225 | Deformation | |||||||||||
(Ti0.e5MO0,35)C0,82 | 9VoCo | 0,165 | 0,1 | spröde | typische Werkzeug | ||||||||
(Tl0.e0MO0,40)C0,84 | 9VoNi | 0,275 | 0,1675 | lebensdauer | |||||||||
(TlO,eOMo0.4o)C0,82 | 9,5VoNi | 0,1575 | 0,1 | 7 bis 10 Min. | |||||||||
(Ti0.5OMo0.S0)C0.85 | 8,8VoCo | 0,20 | 0,1675 | — | |||||||||
(Ti0.80Mo0.2o)C0.9S | 12VoCo |
Kerbbüdungander
Zunderlinie starke Kerbbildung ί derZunderiinie |
|||||||||||
(Tl0.80MoO,2o)C0.92 | 5,6VoNi, | 0.1625 | 0,125 | — | |||||||||
5,65VoCo | 0,20 | 0,1575 | typische Werkzeng- | ||||||||||
(Ti0.70M°0.3o)C0.90 | 5,5 Vo Ni, 5 Vo Co | lebensdauer 35 Min. | |||||||||||
(Tl0.8eMO0.u)C0.94 | 11 Vo Ni | 0,1625 | 0,125 | — | |||||||||
(T!0,87Mo0.13)C0.94 | 12,5VoNi | 0.15 | 0.1325 | ||||||||||
' ' Ό.80 "*°0.20/ ^0.92 | 11 Vo Ni | 0,30 | 0,25 | ||||||||||
(Ti0.7SMO0.25)C0.89 | 12VoNi | ||||||||||||
0,40 | 0,20 | ||||||||||||
(Ti0.76Mo0.25)C0.92 | 10,5VoNi | ||||||||||||
(Ti0,70MO0.30)C0.90 | 11,5VoNi | 0,20 | 0,1825 | ||||||||||
0,30 | 0,225 | ||||||||||||
(Tio.70Mo0.3o)C0.90 | 9,8VoNi | 0,625 | 0,675 | ||||||||||
(. * Ό.βΗ "^°n.32/ ^(1,89 | 10,5VoNi | 0,32 | 0,21 | ||||||||||
(Ti0.eOM°0.4o)C0.87 | 10,3VoNi | 0,40 | 0,2425 | ||||||||||
0,3075 | 0,2125 | ||||||||||||
(TiO.eoM°O.4o)CO.84 | 10,5VoNi | ||||||||||||
3,25 bis 4,25 | 1,0 bis 2,0 | ||||||||||||
(Ti0.e0MO0.40)C0.87 | 8,5VoNi | ||||||||||||
(Ti«.54Mo0.4e)C0.84 | 8,5VoNi | ||||||||||||
(Tl0.40Mo0.eo)C0.81 | 8VoNi | 0,70 bis 1,0 | 0,3 bis 0,4 5 | ||||||||||
(Ti0.S0MO0,50)C0.81 | 7VoNi | 0,375 bis 0,625 | 0,075 bis 0,15 | ||||||||||
(Ti0.50MO0.50)C0,82 | 12VoNi | 0,225 bis 0,525 | 0,125 | ||||||||||
(Ti0.S4MO0.4e)C0.894 | 8,5VoNi | 0,75 bis 0,875 | 0,225 | ||||||||||
Bekannte Werkzeuge | 0,3 bis 0,45 | 0,075 bis 0,25 | |||||||||||
C—5, C—5A | |||||||||||||
0,35 bis 0,4 | 0,2 bis 0,3 | ||||||||||||
C—6, C—7 | |||||||||||||
TiC-Mo2C-Ni | |||||||||||||
TiC-Mo2C-Mo-Ni | |||||||||||||
Gußkarbid | |||||||||||||
(Ti—W—C Basis) TiN überzogen C—5 |
|||||||||||||
(für die Lebensdauer des Oberzages) ITC C—6 (Für die Lebens |
|||||||||||||
dauer des Oberzages) | |||||||||||||
Die folgende Tabelle VI zeigt die Verschleiß geschwindigkeit von entsprechenden bekannteu, kommerziell zur Verfügung stehenden Karbidwerkzeugen, wenn sie der Versachsbedingung B ausgesetzt sind:
cm · lO-'/min
C—5,C—5A
C—6,C—7
22,5 bis 30
1,375 bis 2,125
1,75 bis 2,25
10,0 bis 12,5 1,25 bis 1,75 0,875 bis 1,125
7,5 bis 12,5 ·10~* cm thermische Deformation bei 1,5 Minuten
1,5 bis 7,5· ΙΟ"3 cm thermische Deformation nach 5 bis 10 Minuten
häufiges Zerbrechen des Werkzeuges, 5,0 bis 7,5 · 10~s cm thermische Deformation nach
4 bis 6 Minuten
Die entsprechenden Verschleißgeschwindigkeiten Die folgende Tabelle VII zeigt die Verschleißfür Werkzeuge, die aus Zusammensetzungen gemäß geschwindigkeiten repräsentativer bekannter, konivorliegender Erfindung hergestellt sind, sind in Fig. 5 a5 merziell zur Verfügung stehender Karbidwerkzeuge,
dargestellt und werden weiter unten beschrieben. wenn sie der Versuchsbedingung D ausgesetzt sind.
Härte des
Versuchsstahles |
Bereich von | — | Bemerkungen | guter Finish | |
Karbidtiasse |
beobachteten
Flankenabnutzungs- gesch wind igkeiten |
Fehler bei Berührung | |||
Rc51bis55 | cm · lfJ-'/min | schlechter Finish | Fehler durch Eckenschichtspaltung nach | ||
C —2 | Rc51bis55 | rasches Brechen | schlechter Finish | 0,1 bis 5 Minuten | |
C —5 | Rc 51 bis 55 | rasches Brechen | häufiger Fehler durch Ecken-Schichtspaltung | Fehler durch Ecken-Schichtspaltung üb | |
C —6,C—7 | 3,75 bis 7,5 | bei Stählen mit Rc> 54 | licherweise bei Beginn des zweiten Durch | ||
Rc46bis48 | — | ganges | |||
C —6,C —7 | R,. 49 bis 52 | 0,2 bis 0,375 | |||
K7H | Rc51bis54 | 0,2 | |||
TiC-Mo2C-Ni | RC49 bis 52 | ||||
TiC-Mo—Ni | |||||
RC46 bis 49 | |||||
TiC-Mo—Ni | |||||
Die entsprechenden Verschleißgeschwindigkeiten für Werkzeuge, die aus Zusammensetzungen nach
vorliegender Erfindung hergestellt sind, sind in Fig. 6 gezeigt und werden nachstehend beschrieben.
Die Fig. 4,5 und 6 zeigen die Verschleißgeschwindigkeit 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 F i g. 4 zeigt die Kurve
26 die mittleren Ecken- und Flankenverschleiß-
geschwindigkeiten und die Kurve 28 die obere Kolkverschleißgeschwindigkeit für die Versuchsbedingung A. In Fig. 5 zeigt die Kurve 30 die mittleren
Ecken- und Flankenverschleißgeschwindigkeiten und die Kurve 32 die obere Kolkverschleißgeschwindigkeit für die Versuchsbedingung B. F i g. 6 zeigt die
mittleren Ecken- und Flankenverschleißgesehwindigkeiten für die Versuchsbedingung D. Die Kurve 34
zeigt diese Geschwindigkeiten zur Bearbeitung von gehärtetem Stahl mit einem Rf = 46 bis 49. Die
Kurve 36 zeigt diese Geschwindigkeiten zur Bearbeitung von gehärtetem Stahl mit einem Rc — 50 bis 55.
509 619/252
Diese Kurven, wenn sie zusammen betrachtet werden, daß innerhalb des Zusammensetzungsbereiches nach
vorliegender Erfindung es für fortschreitend schwerere Bearbeitungstests erwünscht ist, höhere Austauschverhältnisse
von Molvbdän für Titan zu haben.
Die Kurven 4 bis 6 sind unabhängig von dem Kohlenstoffgehalt oder dem Indexwert ζ in (TixMo^)Q
gezeigt. Dies ist deshalb der Fall, weil festgestellt worden ist, daß innerhalb des Bereiches vorliegender
Erfindung nach Fig. 1 die Leistungsfähigkeit eines to
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, 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 so
zu 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 dem Molprozent Molybdän in der Karbidphase
der Zusammensetzung ab. Für Zusammensetzungen, bei denen die Karbidphase weniger als 40 Molprozent
Molybdän enthält, wird die Schneidleistung von mit Kobalt oder Nickel gebundenen Werkzeugen als äquivalent
betrachtet. Karbide mit mehr als 55 Molprozent Molybdän zeigen Versprödung, wenn ein Kobaltträger
verwendet wird. Eisenträger sind nur zweckmäßig für Karbide, die weniger als 35 Molprozent
Molybdän verwenden. Karbide mit mehr als 60 Molprozent Molybdän sind instabil bei Vorhandensein
von Kobalt und Eisen und zersetzen sich unter BiI-dung mit Titan angereicherten Monokarbidlösungen,
r;-Karbiden und freiem Kohlenstoff. ^-Karbidbildung ergibt sich besonders bei kohlenstoffarmen Karbidlösungen.
Die Eigenschaften der Verbundmetalle können weitgehend durch Legierungsbildung modifiziert werden.
Die folgende Zusammenfassung der Effekte der hauptsächlichen legierungsbildenden Bestandteile 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 Sinterungstemperaturen und
eine sorgfältigere Temperatursteuerung bei der Herstellung von Vanadium legierten Verbundmaterialien
erforderlich werden.
(2) Niob, Tantal und Hafnium, die im Austausch für bis zu 30 Molprozent in an Molybdän reichen
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 n-;» diesen
Elementen ergibt keine vorteilhaften ·. xte.
(3) Ein Zusatz von Zirkonium 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
Molybdän) sind vorteilhaft bei der Verringerung der Korngröße während des Sinterns. Titanlegierungen
mit hohem Kohlenstoffgehalt, die mehr als 70 Molprozent TiC enthalten, sind insbesondere
unempfindlich gegenüber von höheren Konzentrationen von Wolfram, während Legierungen
mit hohem Molybdängehalt 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 sie eine Versprödung des Verbundmetalles durch »7-Karbidbildung ergeben.
(5) Gering anteilige 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 MoC1, z. B. (Ta, Mo)C2 und
(V, Mo)C,, verwendet wurden. Die Herstellung dieset Hartmetallkarbide erfolgte analog den Vorgängen,
die für die Titan-Molybdän-Karbidlegierung beschrieben wurde.
Nachstehende Tabelle VIII zeigt die Abnutzungsgeschwindigkeiten für eine Anzahl von Werkzeugen,
die aus Zusammensetzungen hergestellt sind, die einige der Legierungsvertauschungen enthalten, die
soeben erörtert wurden, wenn diese Werkzeuge der Versuchsbedingungen A ausgesetzt werden.
20
Träger | Beobachtete | Krater | Bemerkungen | |
Gesamizusammensetzung der Karbidphase |
Abnutzungsgesch windigkeit
ViN nun/min |
0,475 | ||
11 o/o Ni | Flanke | 0,40 | spröde | |
(Ti04Ta01Mo05)C0185 | 13 o/o Ni | 0,70 | 0,325 | — |
(Ti0^ Ta0;! *O<££
(TiJ72 Nb0-08 Mo0-,0fc0-94 |
12 ο/» Ni | 0,675 | 0,175 | — |
13 o/o Ni | 0,45 | 0,175 | — | |
(Ti06 Mo038 W0 w) C087 | 13 o/o Ni | 0,30 | — | — |
(TiCtMo^W0 0J)C018 0.94
(Ti0-5Hf0-1Mo0-4)C0-88 |
9 o/o Ni | 0,30 | überschüssiger | |
(Ti0 4 Zr0 j Mo0 s) C0 gg | -- | 0,175 | Kohlenstoff | |
(Tio;7 Mo0-3) (C078 N0-14) | 90/eNi | 0,1 | — | |
11,3 % Ni
9,3 0/0 Co |
0,20 | 0,2 | spröde | |
9 0/0 Ni | 0,15 | — | — | |
110/0 Ni | 0,275 | 0,1 | Kantenspänen | |
10"ONi | 1,5 | — | ||
0,15 |
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 die an Titan reicheren Zusammensetzungen (mehr als 70 Molprozent Titan)
besser geeignet sind für feines Spanen und zur Fertigbearbeitung weicher und mittelharter Stähle. Die Verschleißdaten 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—Mo2C—Mo—Ni-Werkzeugmaterialien.
Während das Hauptanvendungsgebiet 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
a5 Walzen und Bohren im Bergbau.
Erläuterungen zu den gebrauchten abgekürzten Bezeichnungen.
4340-Stahl ist ein niedrig legierter Stahl, der zu
Vergleichszwecken in den Versuchen ausgewählt
worden ist, weil er verhältnismäßig schwierig zu
schneiden ist. Eine typische Zusammensetzung für den 4340-Stahl ist: Kohlenstoff 0,40 °/o, Mangan
0,740/», Silizium 0,32°/o, Nickel l,79o/o, Chrom
0,83 ·.'·, Molybdän 0,24 0/0, Phosphor 0,10%>
und
Die Bezeichnung »SNG 433« ist eine genormte Bezeichnung, die in der Industrie sowohl ;n USA als
auch in Europa verwendet wird. Der Buchstabe »S« gibt an, daß der Einsatz quadratisch ist, der Buch
stäbe »N« gibt an, daß der Einsatz eine negative Rate
hat, und der Buchstabe »G« gibt an, daß es sich um einen geschliffenen Einsatz handelt. Bei der gewählten
Zahl gibt die erste Ziffer (nämlich 4) die Länge einer jeden Seite in Achtel inch, die zweite Ziffer (hier 3)
die Dicke des Einsatzes in Sechzehntel inch und die dntte Ziffer (hier 3) den Radius der Ecken des Einsatzes in Vicrundsechzigstel inch an.
Die Bezeichnungen C-5, C-6, C-7 und C-8 sind herkömmliche Bezeichnungen für unterschiedliche
Klassen von Schneidwerkzeugen, die sowohl in den USA als auch in Europa weitgehend verwendet werden. Diese Bezeichnungen geben die Verwendung an,
für die das Werkzeug bestimmt ist, wobei C-5 ein normaler Schruppeinsatz von Stahlgüte, C-6 ein HaIb
schruppeinsatz von Stahlgüte, C-7 ein Leichtschrupp-
und Endbearbeitungseinsatz und C-8 ein reiner Endbcarbeitungseinsatz ist. K 7 H ist ein handelsübliches
Werkzeug, das sowohl in USA als auch in Europa vertrieben wird. Es ist ein Werkzeug von C-7-Güte,
das kommerziell für die Art der Bearbeitung, die in den Vergleichsversuchen gezeigt wird, in großem
Umfang verwendet wird.
Claims (4)
1. Karbid-Hartlegierung, bestehend aus 5 bis daß schließlich dieses Gemisch gepreßt und ge-25
°/o Eisen, Kobalt und/oder Nickel als Binde- 5 sintert wird.
metall und Rest ein Titan-Molybdän-Mischkarbid
mit einer Zusammensetzung nach der Summen-
formel (TixMo^)C2 mit der Maßgabe, daß
X-Yy=X ist, y zwischen 0,06 und 0,60 variieren
X-Yy=X ist, y zwischen 0,06 und 0,60 variieren
kann und ζ höher liegt, als dem stöchiometrischen io Die Erfindung bezieht sich auf Karbid ^artlegie-Kohlenstotfgehalt
entspricht, der zur Abbindung rangen, bestehend aus 5 bis 25% Eisen, K Jt und/
des Molybdängehaltes als MosC und des Titan- oder Nickel als Bindemetall und Rest un Titangehaltes
als TiC notwendig ist. Molybdän-Mischkarbid mit einer Zusammensetzung
2. Karbid-Hartlegierung nach Anspruch 1, mit nach der Summenformel (TixMo,)Cz.
der Maßgabe, daß y zwischen 0,12 und 0,50 15 Frühere Bestrebungen, die Verschleißfestigkeit von
variieren kann. Hartmetallen, z. B. WC-Co und WC—TiC-TaC-
3. Karbid-Hartlegierung nach einem der An- Co für die Stahlbearbeitung zu verbessern, ergaben
spräche 1 bis 2, mit der Maßgabe, daß die Zu- Werkzeugmaterialien auf der Basis des System«
sammensetzung durch solche Indexdupel (z;y) TiC—Mo2C—Ni. Ein derartiges System wurde
bestimmt wird, die im z-y-Diagramm in die von 20 bereits 1931 in der österreichischen Patentschrift
einem geschlossenen Polygonzug umschlossene 160 172 vorgeschlagen. Über jüngere Entwicklungen
Fläche fallen, der definiert ist durch die Eck- dieser Systeme wurde von R. Kieffer und
punkte F. Benesovsky in »Hartmetalle« (Wien, Springer-
£(z = 0,985; y = 0,06) Verlag, 1965) berichtet. Bestimmte Verbesserunger
F (z = 0,972; y = 0,06) 35 der Werkzeugmaterialien auf der Basis vor
G(z = 0,071 \y = 0,60) -nc—Mo,C—Ni durch Hinzufügen von Molybdän
H(z = 0,090; y = 0,60) zum Nickelträger zur Erhöhung der Benetzbarkeil
des Titankarbids und damit zur Erhöhung dei
4. Karbid-Hartlegierung nach Anspruch 3, mit Festigkeit des gesinterten Karbids sind in der USA.-der
Maßgabe, daß der Polygonzug definiert ist 30 Patentschrift 2 967 349 vorgeschlagen. Das Erzielen
durch die Eckpunkte einer verbesserten Leistung der Karbidlegierungen
bei Kohlenstoffkonzentrationen, die geringer sind, al:
E' (z = 0,97; y = 0,13) der Zusammensetzung TiC-Mo2C entspricht, wurde
F1 (z = 0,95; y = 0,13) im wesentlichen durch Messungen der mechanischen
G' (z = 0,78; y = 0,50) 35 Eigenschaften und der Härte in einer Studie von
H' (z = 0,88; y = 0,50) R. Kieffer und D. Fister in den »Planste-Berich-
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E77 | Valid patent as to the heymanns-index 1977 | ||
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