DE2345545A1 - Hartmetallwerkzeug und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Description

Moderne Hartmetalle für Schneidwerkzeuge bestehen aus einer, mechanisch pulverisierten harten Carbidphase, die in einer Matrize (Bindemetall) eines Metalls der Eisengruppe, gewöhnlich Kobalt oder Nickel, dispergiert ist. Die Bindemetallphase trägt -zur Zähigkeit des Verbundmetalls bei und dient ferner als eine Hilfe beim Sintern der Carbidteilchen. Der Verlust an Festigkeit von Bindemetallphasen auf Eisenmetallbasis bei verhältnismässig niedrigen Temperaturen können zur Folge haben, daß der thermische Verschleiß der dominierende Verschleißmechanismus bei hohen Schnittgeschwindigkeiten wird. Die niedrigen Schmelztemperaturen dieser Bindemetallphasen schliessen

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ferner ihre Verwendung als verschleißfeste Verbundmetalle bei Temperaturen oberhalb 800⁰C bis 1000⁰C aus.

Gegossene Carbide ohne Bindemetalle, wie W„C + WC-Eutektika spielten eine Rolle bei der anfänglichen Entwicklung von Werkzeugen und Gesenkwerkstoffen auf CarbidbasLs, wurden jedoch mit dem Aufkommen zäherer, durch Kobalt gebundener Carbide, die nach pulvermetallurgischen Verfahren hergestellt wurden, überholt.

Trotz der Vorteile des Gießprozesses einschließlich seiner Eignung zu Herstellungsverfahren mit geringen Kosten und des nur massigen erforderlichen Kapitalaufwandes, wurden keine gießbaren zur Herstellung von Werkzeugen verwendbaren MaiErialien von einer Leistung entwickelt, die der der Carbide mit einem Bindemetall der Eisengruppe äquivalent sind.

Die erfindungsgemässen Carbidverbundmaterialien haben eine ausgezeichnete thermische und mechanische Stoßfestigkeit im Vergleich zu den herkömmlichen Hartmetallwerkzeugen mit Kobalt als Bindemittel. Dies wird durch die Bildung einer feinkörnigen, streifigen Feinstruktur mit einer harten Monocarbidphase und einer zähen hochschmelzenden Metallphase erreicht.

Das erfindungsgemässe Hartmetall besitzt gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung ein Legierungssystem auf Basis eines Metalls der Gruppe IVa (Ti, Zr oder Hf), Wolfram und Kohlenstoff mit einer feinkörnigen, streifigen Feinstruktur, die aus einer quasibinären eutektischen oder naheeutektischen Zusammensetzung abgeleitet wird. Die streifige Feinstruktur besitzt eine Monocarbidschneidphase und eine Metallphase, welch letztere

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reich an Wolfram ist und dem Verbundmetall Zähigkeit verleiht. Die Monocarbidphase enthält beträchtliche Mengen sowohl von Wolfram als auch von dem Metall der Gruppe IVa. Bei einer bevorzugten Ausführungsform (übereutektische Zusammensetzung) des erfindungsgemässen Hartmetalls sind Primärcarbidkörner über di« ganze streifige Feinstruktur dispergiert. Durch die eingestreuten Primärcarbidkörner wird die Schneidwirkung des Verbundmetalls bei der Verwendung als Bearbeitungswerkzeug wesentlich verbessert.

Die erfindungsgemässen Hartlegierungen werden ermöglicht durch die Existenz eines quasibinären Eutektikums (siehe Tabelle I) in den Systemen von Ti-W-C, Zr-W-C und Hf-W-C. Die Erstarrung der eutektischen Flüssigkeit ergibt eine hochschmelzende Metallphase und eine Monocarbidphase, die sich in einem Feststoff-Zweiphasen-Gleichgewi chtszustand befinden. Die Coexistenz der Metallphase und der Monocarbidphase in der Feststoff-Feinstruktur ist notwendig, um das erfindungsgemässe Hartmetallwerkzeug mit Bindemetall zu erzielen. Das Auftreten von Reaktionen mit einer eutektischen oder naheeutektischen Zusammensetzung dient als Mittel durch ,welches die gewünschte Feinstruktur, die ein ausserordentlich feinkörniges streifiges Gemisch von Metall- und Monocarbidphasen besitzt, durch Schmelzen oder Gießen erzielt werden kann.

Die Tabelle I zeigt die genauen eutektischen Zusammensetzungen und die Zusammensetzungen der koexistenten Komponentenphasen jedes der drei Eutektika in den Ti-W-C, Zr-W-C und Hf-W-C-Systemen.

Tabelle I

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Tabelle I

Daten für die Gleichgewichte der quasibinären Eutektika im System Ti-W-C, Zr-W-C und Hf-W-C

Zusammensetzungen in Atomprozent

Legierungssystem

eutektische eutektische Temperatur Flüssigkeit

Metalle in fester Lösung (annähernd)

Monocarbide in fester
Lösung (annähernd

«° Ti-W-C
α>

—' Zr-W-C

Hf-W-C

27OO°C
285O°C
298O°C

Ti(21)-W(57)-C(22)" Zr(25)-W(55)-C(2O)"

Hf (21)-W(61)-C(18)"

Ti(8)-W(92)-C«O,5) Zr(3)-W(97)-C«O,5) Hf (4)-W(96)-C«l)

Ti(28)-W(33)-C(39)
Zr(44)-W(16)-C(40)
Hf(40)-W(20)-C(U0)

Kohlenstoff konzentrat ionen - 1 Atomprozent, Metallkonzentrationen - 2 Atomprozent

ro co

•t> cn cn

cn

Legierungszusammensetzungen aus den Ti-W-C-Systemen, selbst wenn sie etwas von der eutektischen Zusammensetzung wegliegen, erstarren immer noch fast isothermisch und ergeben daher brauchbare Feinstrukturen, die denjenigen der wahren Eutektika sehr ähnlich sind. Daher besteht bei diesem Legierungssystem ein beträchtlicher Spielraum bei der Veränderlich der Eigenschaften der Verbundmetalle durch Verändern der Gesamtzusammensetzung der Legierungen ohne daß die Gießbarkeit verlorengeht oder die Grundmorphologie des Gußgefüges verändert wird, die aus der quasibinären eutektischen oder naheeutektisehen Reaktion erhalten wird.

Es besteht eine wesentlich geringere Freiheit bei der Veränderung der Zusammensetzungen der Zr-VJ-C und Hf-W-C-Legierungssysteme und bei den beiden letztgenannten Systemen wurde festgestellt, daß die Erstarrung über einen verhältnismässig großen Temperaturbereich siattfindet, wenn die Zusammensetzungen mehr als um etwa 10 Atomprozent nach der Zirkon- oder Hafniumseite von dem quasibinären Eutektikum wegliegen. Die Feinstruktur der beiden letztgenannten Systeme haben, wenn sie mit zu viel Zirkon oder Hafnium versehan sind, ein gröberes Bruchgefüge und die Verbundmetalle sind weniger geeignet für Hartmetallwerkzeuge.

Weitere Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der folgenden näheren Beschreibung in Verbindung mit den beiliegenden Zeichnungen und zwar zeigen:

Eig. 1 ein Kleingefügebild eines typischen Gruppe IVa-Fetall

(in diesem Falle Titan)-Wolfram-Kohlenstoff-Systems ■ enthaltend (Ti(21)-W(57)-C(22) in Atomprozenten) in tausendfacher Vergrösserung;

Fig. 2 ein Kleingefügebild mit einer fünfhundertfachen Vergrösserung eines"weiteren Gruppe IVa-Metall-Wolfram-

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Kohlenstoff-Systems von etwas abweichender Zusammensetzung, nämlich (Ti(23)-W(52)-C(25) Atomprozent), bei welcher Primärcärbidkörner durch die streifige Feinstruktur dispergiert sind;

Fig. 3 eine graphische Darstellung typischer Verschleißbetrag-Vergleichskurven, die erhalten werden, wenn rostfreier Stahl von der Type 347 mit Gußlegierungsmeisseln nach der Erfindung und mit Hartraetallwerkzeugen von HändeIsgute mit den Bezeichnungen top grade C-2 und C-5 0 gedreht wurden;

Fig. 4 ein Dreistoffdiagramm der Zusammensetzung, welches die gewünschten Zusammensetzungsbereiche für die erfindungsgemässen Legierungen auf Ti-W-C-Basis zeigen, und

Fig. 5 ein Dreistoffdiagramm der Zusammensetzung, welches die gewünschten Zusammensetzungsbereiche für die erfindungsgemässen Legierungen auf Zr-W-C- und Hf-W-C-Basis zeigen.

Die erfindungsgemässen Hartmetallverbundst.offe werden vorzugsweise durch Schmelzen und Gießen hergestellt, um die feinkörnige streifige Feinstruktur der Monocarbidphase und der Phase des hitzebeständigen Metalls zu erhalten, die durch Erstarrung einer Flüssigkeit von eutektischer oder naheeutektisOher Zusammensetzung entsteht. Eine typische erfindungsgemässe feinkörnige streifige Feinstruktur ist in Fig. 1 dargestellt, in welcher das Metall dunkel und das Carbid hell ist. Das Kleingefügebild dieser Figur zeigt zwar ein Titan-Wolfram-Kohlenstoff-System, ist jedoch typisch für die streifige Feinstruktur aller drei Legierungssysteme,

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d.h. der erfindungsgemässen Legierungen auf Ti-W-C-, Hf-W-C und Zr-W-C-Basis.

Für Hartmetallwerkzeuge hat es sich als wünschenswert erwiesen, daß die Primärcarbidkörner durch die streifige Feinstruktur in der in Fig. 2 gezeigten Weise dispergiert sind. Die Kleingefügebilder der Hafnium- und Zirkon-Systeme zeigen ähnliche Feinstrukturen wie in Fig. 1 und 2. Durch das Vorhandensein der Primärcarbidkörner in der streifigen Struktur wird die Verwendung des Carbidverbundmetalls für die Bearbeitung mit Werkzeugmaschinen wesentlich verbessert.

Die Dreistoffdiagramme nach Fig. H und 5 zeigen Legierungszusammensetzungen, die zur Herstellung der Hartmetallverbundstoffe geeignet sind. Aus Fig. 4, welche Legierungen auf Titan-Wolfram-Kohlenstoff-Basis betrifft, ergibt sich, daß die bevorzugten Zusammensetzungen innerhalb des inneren schraffierten Bereiches E, F, G, H fallen. Der grössere Bereich A, B, C, D umfaßt Zusammensetzungen von im allgemeinen weniger geeigneten Verbundmetallen, welche jedoch für manche Anwendungsfälle verwendbar sind. In ähnlicher Weise gibt der innere schraffierte Bereich E, F, G, H in Fig. 5 die wünschenswerteren Zusammensetzungen derHafnium- oder Zirkonsysteme an. Der grössere eingeschlossene Bereich A, B, C, D umfaßt Verbundmetalle, die im allgemeinen weniger geeignet, jedoch immer noch brauchbar sind. Die streifigen Feinstrukturen der bevorzugten Bereiche E, F, G, H der Fig. 4 und 5 enthalten durch die Feinstruktur dispergierte Primärcarbidkörner. Diese Primärcarbidkörner verbessern die Schneideigenschaften der Verbundmetalle, wenn sie in Werkzeugmaschinen verwendet werden. Zu viele Primärcarbidkörner können jedoch in der Werkzeugmaschine zum Ausbrechen führen. Zusammensetzungen,

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die in die allgemeinen Bereiche A, B, C, D graphisch oberhalb der bevorzugten Bereiche E, F, G, H fallen, haben eine gewisse Neigung zum Ausbrechen. Dies kann für einige Bearbeitungsfälle mit der Werkzeugmaschine hingenommen werden, keinesfalls jedoch für andere Verwendungsfälle, bei welchen hohe Härte und Abriebfestigkeit erforderlich sind. Unterhalb der bevorzugten Bereiche E, F, G, H in Fig. H und 5, jedoch innerhalb des Bereiches A, B, C, D besteht die Neigung, daß sich Primärmetallkörner innerhalb der streifigen Feinstruktur bilden. Primärmetall verringert den Wert des Carbidverbundstoffes bei der Verwendung als Meissein. Rechts der bevorzugten Bereiche E, F, G, H sowohl in Fig. 4 als auch in Fig. 5 und innerhalb der allgemeinen Bereiche A, B, CD besteht die Neigung zur Bildung von Subcarbidkörnern innerhalb der streifigen Feinstruktur. Subcarbide sind weniger hart als Monocarbide und daher für Werkzeugmaschinenbearbeitungen weniger geeignet. Die inneren schraffierten Bereiche E, F, G, H von Fig. 4 und 5 enthalten die Primärcarbidkörner in für die meisten Werkzeugmaschinenbearbeitungszwecke gewünschten Mengen.

Schmelzen und Gießen, Plasmaspritzen sowie pulvermetallurgische Verfahren wurden zur Herstellung der erfindungsgemässen Metall- und Monocarbidverbundstoffe auf Basis der Ti-W-C, Zr-W-C und Hf-W-C-Legierungssysteme verwendet. Durch das Schmelzen mit nachfolgendem Gießen in Kokillen wurden Verbundmetalle mit den besten mechanischen Eigenschaften und bester Leistung für Schneidmeissel erhalten. Die Erfahrung zeigt, daß Schalen-Lichtbogenschmelzen, eine Technik, bei der entweder eine sich nicht verzehrende Elektrode (Wolfram) oder eine Abschmelzelektrode verwendet wird, das wirksamste und zuverlässigste Verfahren für das Erzielen der zum Gießen erforderlichen Schmelzen ist. Das

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Schmelzen der Einsätze in Graphitbehältern mit Widerstandsheizung oder Induktionsheizung hat sich für Legierungen auf Ti-W-C-Basis als durchführbar erwiesen, obwohl sorgfältig darauf geachtet werden muß, daß eine übermässige Kohlenstoffaufnahme vermieden wird, wenn die Legierungen längere Zeit übereutektischen Temperaturen ausgesetzt werden. Kontinuierliches Schmelzen von vorgesinterten Preßlingen im Feld eines Wirbelstrom-Konzentrators oder die Widerstandsbeheizung und das Schmelzen von Legierungseinsätzen in einer Anordnung, bei welcher der Behälter durch einen erstarrten Teil der zu schmelzenden Legierung gebildet wird, scheinen vielversprechende Verfahren zu sein.

Die Anwendung eines Schleudergießverfahrens auf die Schmelze ist Gießverfahren vorzuziehen, bei denen stationäre Formen verwendet werden, da bei den erstgenannten Gießverfahren die Probleme auf ein Mindestmaß herabgesetzt werden, die mit der Bildung von Lunkern verbunden sind, und als Ergebnis der hohen Gießgeschwindigkeiten das Formen komplizierter zu giessender Teile ermöglicht.

Es gibt viele andere Verwendungsmöglichkeiten für die erfindungsgemässen Legierungen einschließlich Hartme.tallauflagen für Pflüge, Bulldozerschaufeln, Lager und für Eindringkerne für unzerbrechende Projektile. Das Aufbringen von Hartmetallauflagen auf verschieden geformte Objekte durch Plasmaschmelzen und Aufsprühen der pulverförmigen Legierungen gemäß der Erfindung hat sich als durchführbar erwiesen. Das Plasmaspritzen ist ferner anwendbar zur Herstellung extrem rasch abgeschreckter und daher sehr feinkörniger Legierungspulver, die dann in Formlinge durch pulvermetallurgische Verfahren verfestigt werden können.

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Es ist bei jeder Herstellungsweise, die zur Anwendung kommt, wichtig, daß die eutektische oder naheeutektische flüssige Phase rasch abgekühlt wird, um die Bildung der erfindungsgemässen feinkörnigen streifigen Feinstruktur sicherzustellen.

Dichte Körper können ebenfalls aus pulverförmigem Material durch Warmpressen sowie durch Kaltpressen mit nachfolgendem Sintern, vorzugsweise unter Zusatz von Sinterhilfen verwendet werden. Die Pulver können durch die gewünschten Carbide und Metalle gemischt in den gewünschten Mengen gebildet werden. Vorzugsweise sollen die Pulver vorlegiert werden, welche Legierungen durch Zerkleinern geschmolzener und rasch abgekühlter Legierungen von den gewünschtenCarbiden und Metallen hergestellt werden. Die Eisengruppemetalle und deren Legierungen sowie mangan- und kupferhaltige Legierungen können als Sinterhilfen verwendet werden. Unter diesen scheinen Nickel- und Nickel-Eisen-Legierungen die besten Eigenschaften hinsichtlich Zähigkeit und Stoßfestigkeit zu liefern, jedoch als Schneidmeissel sind die gesinterten Materialien den gegossenen Legierungen unterlegen.

Das Zulegieren bei erfindungsgemässen Legierungen auf Gruppe IVa-Metall (Ti, Zr und Hf)-W-C-Basis .

Die Dreistoff legierungen von allen drei erfindungsgemässen Basis systemen können durch Zulegieren von Zusätzen aus anderen Metallen weitgehend modifiziert werden. Das Zulegieren führt in manchen Fällen zu einer beträchtlichen Verbesserung der Schneidleistung, Die Untersuchungen der Wirkung zulegierter Zusammensetzungen auf die Leistung der Materialien als Hartmetallwerkzeuge zum Drehen von

rostfreiem Stahl vom Typ 347 sind nachfolgend zusammengefaßt :

(1) Werkzeuge auf Ti-W-C-Basis hatten die beste Schneidleistung hinsichtlich der Werkzeuglebensdauer· Die optimale Zusammensetzung liegt bei diesem Basissystem bei oder nahe der Zusammensetzung Ti-W-C (23-52-25 Atomprozent), die geringfügig übereutektisch ist. Untereutektische Legierungen, die sich auf der WoIframseite des quasibinären Eutektikums befinden, haben geringfügig höhere Verschleißwerte als die optimale Zusammensetzung, haben jedoch auch eine etwas höhere Kantenstabilität und Widerstandsfähigkeit gegen Rissebildung, Legierungen, die sich auf der Titanseite des Eutektikums befinden, haben gute Verschleißeigenschaften, neigen jedoch zur "Chip"-Schweissung bei hohen Schnittgeschwindigkeiten. Legierungen mit mehr als 28 Atomprozent Kohlenstoff neigen zum Kantenausbrechen. Legierungen mit weniger als 22 Atomprozent Kohlenstoff sind untereutektisch, enthalten die Primärmetallphase und unterliegen einem hohen Verschleiß,

(2) Wolfram kann teilweise durch Molybdän (z.B. bis zu 20 Atomprozent des Basislegierungssystems) ohne Beeinträchtigung der Leistung ersetzt werden. Kleine Mengen Chrom (bis zu 10 Atomprozent des Basislegierungssystems) können ebenfalls anstelle von Wolfram verwendet werden, jedoch führen grössere Mengen zu einer Versprödung der Verbundmetalle.

(3) Die Metalle der Gruppe IVa (Ti, Hf und Zr) können gegeneinander in einem beliebigen Verhältnis in ihrem jeweiligen Basislegierungssystem ausgetauscht werden.

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Geringes Zulegieren (1 - 5 Atomprozent) zum Ti-W-C-System von Zr oder Hf erhöht die Meisselgebrauchsdauer im Vergleich mit nicht substituierten Basislegierungen. Noch höhere Konzentrationen von Hf oder Zr führen zu einem allmählichen Abfallen der Schneidleistung auf die für die Dreistofflegierungen Zr-W-C oder Hf-W-C beobachteten Werte. Allgemein gesprochen, wird das Hf oder Zr tiicht mit einer Menge von über 20 Atomprozent des Ti in der Legierung auf Ti-W-C-Basis substituiert. Mit anderen Worten, das Zulegieren eines Metalls der Gruppe IVa bzw. der Metalle Hf und Zr soll nicht mehr als 5 Atomprozent des Basislegierungssystems Ti-W-C betragen.

(4) Durch Substituieren von Metallen der Gruppe Va wie Vanadium für Wolfram in Mengen bis zu 10 Atomprozent des Basislegierungssystems wird die Rißempfindlichkeit vermindert, jedoch die Leistung und Kanterfestigkeit etwas beeinträchtigt. Die Neigung zum Kantenausbrechen wird durch Zusätze von mehr als 5 Atomprozent solcher Metalle der Gruppe Va, wie Niob oder Tantal, erhöht, obwohl die Auskolkungs- bzw. Kraterbildungseigenschaften und die "Chip"-Schweißeigenschaften verbessert erscheinen. Gewöhnlich ist der Zusatz von Metallen der Gruppe Va mit Mengen von mehr als 5 Atomprozent (vorzugsweise nicht mehr als 2 Atomprozent) nicht zu empfehlen.

(5) Es wurde keine wesentliche Änderung in der Schneidleistung durch Substituieren bis zu Atomprozent Rhenium für Wolfram beobachtet. Das Substituieren von Rhenium bis zu 20 Atomprozent für Wolfram erscheint annehmbar.

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(6) Geringe.'Zusätze von Metallen der Eisengruppe (CO, Ni, Fe), von Mangan und Kupfer und seltenen Erdmetallen in Mengen von weniger als 3 Atomprozent des erfindungsgemässen Carbidverbundstoffes haben sich als im wesentlichen inert erwiesen.

(7) Eutektische oder geringfügig übereutektische Legierungen auf Zr-W-C und Hf-W-C-Basis sind zäher als Legierungen auf Ti-W-C-Basis, zeigten jedoch höhere Verschleißgeschwindigkeiten bei Verwendung für Schneidwerkzeuge.

Die erfindungsgemässen Basislegierungssysteme mit der zugesetzten Menge der die Schneidleistung verbessernden Zulegierungsmetalle bilden gewöhnlich mindestens 90 Atomprozent des Carbidverbundmetalls. Allgemein läßt sich sagen, daß der Atomprozentsatz an inerten Stoffen auf weniger als 3-5 Atomprozent des Hartmetallverbundstoffes gehalten wird.

Die hitzebeständige Metallphase der streifigen Feinstruktur gemäß der Erfindung hat gewöhnlich einen um 2 700⁰C herumliegenden Schmelzpunkt, was eine entscheidende Verbesserung gegenüber der Schmelztemperatur des herkömmlichen Kobaltmeissels darstellt.

Die Abkühlungsgeschwindigkeit der erfindungsgemässen Legierung während ihrer Herstellung bestimmt die Korngrösse. Es ist wünschenswert, daß die Kühlung mit einer Geschwindigkeit von mindestens 20⁰C je Sekunde geschieht, um ein im wesentlichen feines Korn zu erhalten. Das Abkühlen mit einer geringeren Geschwindigkeit ergibt ein

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Produkt mit einer gröberen Körnung. Vorzugsweise geschieht das Kühlen mit einer Geschwindigkeit von mehr als 30⁰C j e Sekunde,

Voraufige Versuchsergebnisse zeigen Querbruchfestigkeitswerte für das gegossene Ti-W-C eutektische Gefüge im Bereich von 154,68 kp/mm (2 20 000 psi) bis über 246,08

ο
kp/mm (350 000 psi) je nach den Herstellungsbedingungen.

Die meisten Versuche wurden zur Untersuchung der Leistung der Legierungen als Meissel beim Langdrehen zylindrischer Probestäbe auf einer LeBlonde-Bearbeitungsdrehmaschine durchgeführt. Für diese Versuche wurden die Hartmetalllegierungen entweder zu Einsätzen bearbeitet, die zum Einspannen in herkömmlichen Werkzeughaltern geägnet ist, oder es wurden mehr oder weniger regelmässig geformte Schneiden auf Meisselhalter aus Stahl durch Hartlöten aufgebracht und dann auf einer K.O. Lee-Diamantschleifeinrichtung auf die gewünschte Geometrie geschliffen. Das Prüfmaterial bestand aus einem geglühten rostfreien Stahl Typ 347 in Form von zylindrischen Stäben mit einem Durchmesser von 7,62 cm (3 ") und einer Länge von 45,72 cm (18 "). Die Oberfläche wurde bis zu einer Tiefe von 1,27 mm (0,050 ") vor der Prüfung der Versuchslegierungen weggenommen. Beim Standard-Versuch wurde der.Stahl mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 121,92 m in der Minute' (400 sfm) geschnitten und zwar bei einer Spantiefe von 1,27 mm (0,050 ") und einem Vorschub von 0,25 mm (0,010 ") je Umdrehung geschnitten. Die Werkzeuggeometrie für den Standard-Versuch war wie folgt: Freifläche (back rake) 0°; Nebenschneide (side rake) 5°; seitlicher Freiwinkel (side relief) 5°; End-Freiwinkel (end relief) 5°; Seitenabstands-Endwinkel (side clearance end angle) 25°.

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Eine Anzahl repräsentativer handelsüblicher Schneidmeissel wurden unter den vorangehend beschriebenen Bearbeitbarkeitsprüfbedingungen bewertet. Zusätzlich zu den nachfolgenden Beispielen ist eine ausgewählte Liste zusätzlicher Versuche in der nachfolgenden Tabelle II enthalten.

Fig. 3 zeigt in graphischer Darstellung zum Vergleich Verschleißkurven, die beim Abdrehen von rostfreiem Stahl von der Type 34 7 mit den Gußlegierungs-Werkzeugen gemäß der Erfindung und mit handelsüblichen Hartmetallen top grade C-2 und C-50 erhalten wurden. Wie ersichtlich, haben die erfindungsgemässen Gußlegierungswerkzeuge eine Verschleißfestigkeit, die den verschleißfesten C-50-Werkzeugen äquivalent ist. Ausserdem wurde gezeigt, daß die erfindungsgemässen Werkzeuge eine Zähigkeit haben, die der der C-2-Werkzeuge äquivalent ist. Daher vereinigen die erfindungsgemässen gegossenen Werkzeuge in sich die besten Eigenschaften der zähen C-2-Werkzeuge und der verschleißfesten C-50-Werkzeuge.

Beispiel I

Ein Knopf aus einer Ti-W-C-Legierung (19-5 8-2 3 Atomprozent) wurde durch Lichtbogenschmelzen in einem Lichtbogenofen mit einer sich nicht verzehrenden Elektrode unter Helium bei einem Druck von 1/2 Atmosphäre geschmolzen und die Schmelze auf dem wassergekühlten Kupferherd erstarren gelassen. Die metallographische Untersuchung der Legierung zeigte sehr kleine Mengen Körner von primärem Monocarbid in einer eutektischen streifigen Grundmasse. Die mittlere Streifenbreite des eutektischen Gefüges betrug etwa 1 Mikron, Die Härte war R. = 8 6. Das Werkzeug wurde durch Hartlöten

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auf einen Flußstahl-Werkzeughalter aufgebracht, auf die Standard-Werkzeuggeometrie geschliffen und durch Abdrehen von rostfreiem Stahl von der Type 347 unter den vorstehend angegebenen Standard-Bedingungen geprüft« Die Standzeit betrug 45 Minuten bei einem Freiflächenverschleiß von 0,4064 mm (0,016 "); das Werkzeug zeigte einen örtlichen Verschleiß (Auskolkung) von 0,7112 mm (0,02 8 ") am Ende der Spanfläche.

Beispiel II

Eine Legierung Ti-Zr-W-C (20,5 - 2,5 - 52 - 25 Atomprozent Standard-Legierung Rl in Fig. 3) wurde in der gleichen Weise wie unter Beispiel I beschrieben hergestellt. Das Verbundmetall hatte eine Härte von R_A = 87 und die metallographische Untersuchung zeigte kleine Mengen primäres Monocarbid in einer eutektischen Grundmasse (die der in dem Kleingefügebild der Fig. 2 gezeigten Feinstruktur im wesentlichen identisch ist). Die mittlere Streifenbreite des Eutektikums betrug etwa 0,4 Mikron. Die heterogene Grundmasse des Kleingefügebildes von Fig. 2 ist ein Eutektikum aus Metall und Carbid und die weissen oder hellen Inseln sind ein primäres Carbid. Eine gleichmässige Verschleißgeschwindigkeit von 0,001778 mm (0,07 mil) je Minute wurde abgeleitet aus einem Drehversuch von 40 Minuten Dauer mit rostfreiem Stahl Type 347 unter den vorstehend angegebenen Standard-Bedingungen, was eine extrapolierte Standzeit von 190 Minuten (0,4064 mm (0,016 ") Freiflaeheηverschleiß) ergab. Die Auskolkung des Werkzeugs nach 40 Minuten Schneidzeit war vernachlässigbar.

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Beispiel III

Es wurde eine Lichtbogen-Gußlegierung Hf-W-G (27-51-2 2 Atomprozent) enthaltend eine geringe Menge Primärcarbidkörner zusätzlich zu der eutektischen streifigen Feinstruktur hergestellt. Die Standzeit beimStandard-Versuch an rostfreiem Stahl von der Type 347 betrug 15 Minuten, wobei das Werkzeug eine vernachlässigbare Auskolkung bzw. einen vernachlässigbaren Kantenverschleiß am Ende des Versuchs zeigte.

Beispiel IV

Die unter Beispiel II angegebene Legierung und eine weitere Lichtbogengußlegierung Ti-Hf-W-C (20,5 - 2,5 - 52 Atomprozent) wurden hinsichtlich der Kantenstabilität geprüft, indem der Vorschub allmählich vergrössert wurde, während die Umfangsgeschwindigkeit je Minute von 121,9 2 m (400 sfm) und eine Schnittiefe von 1,27 mm (0,050 ") je Umdrehung beibehalten wurde. Beide Werkzeuge zeigten eine zuverlässige Leistung bei Vorschüben bis zu 1,27 mm (0,050 ") je Umdrehung. Bei einem noch grösseren Vorschub zeigten die Werkzeugkanten Zeichen einer Spanbildung.

Beispiel V

Das Verhalten der gegossenen Hartmetallwerkzeugmaterialien bei hoher Schnittiefe wurde durch eine andere Versuchsreihe unter Verwendung der gleichen Legierungen, wie unter Beispiel IV angegeben, bei einer Schnittgeschwindigkeit von 121,92 m (Umfangsgeschwindigkeit je Minute) (400 sfm) ermittelt. Es wurde bei den Versuchen eine konstante Schnitt-

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tiefe von 6,35 mm (l/M- ") aufrechterhalten, während der Vorschub ausgehend von 0,12 7 mm (0,005 ") je Umdrehung allmählich erhöhte wurde. Es erfolgte kein Ausfall bei einem Vorschub bis zu 0,762 mm (0,030 ") je Umdrehung, worauf der Versuch wegen mangelnder Drehmaschinenleistung abgebrochen werden mußte.

Beispiel VI

Eine Lichtbogengußlegierung Ti-W-C (19-58-23 Atomprozent) wurde auf eine Korngrösse unter 5 0 Mikron zerkleinert und gründlich mit 3 Gewichtsprozent Nickelpulver gemischt. Das Gemisch wurde bei 6,299 kp/mm (4 t./sq.in) in Stahlgesenken kaltverdichtet und dann eine Stunde lang unter Vakuum bei 1500⁰C gesintert. Die metallographische Untersuchung zeigte ein dichtes Gefüge bestehend aus abgerundeten Monocarbidkörnern in einer metallischen Grundmasse eingebettet.Die Standzeit beim Standard-Abdrehversuch an rostfreiem Stahl von der Type 347 betrug 14 Minuten. Das Werkzeug hatte einen höheren Auskolkungsverschleiß als die gegossene Legierung von der gleichen Zusammensetzung,

Beispiel VII

Es wurde ein Verbundmetallwerkzeug hergestellt durch Aufbringen auf eine Kante eines M-2-Werkzeugstahleinsatzes ein Plättchen mit einer Breite von 2,03 2 mm (0,080 "), einer Länge von 5,08 mm (0,20 ") und einer Dicke von 1,27 mm (0,050 ") der gegossenen Standard-Legierung Rl, Ti-Zr-W-C (20,5 - 2,5 - 52 - 25 Atomprozent). Das HartmetalIplattchen wurde am Stahleinsatz durch Hartlöten befestigt. Die Leistung dieses Verbundmetallwerkzeugs unter Standard-Versuchs-

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bedingungen an rostfreiem Stahl von der Type 347 wurde als gleich wie bei den Vollcarbideinsätzen ermittelt, jedoch wurden als Folge der geringeren Wärmeleitfähigkeit der Werkzeugstahlbasis im Vergleich zu den gegossenen Hartmetallegierungen höhere Plättchentemperaturen und als Ergebnis höhere Verschleißgeschwindigkexten bei dem Verbundmetalleinsatz beobachtet, wenn die Gesamtlast
am Werkzeug dadurch erhöht wurde, daß entweder die Schnitttiefe oder der Vorschub vergrössert wurde.

Tabelle II

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Tabelle II

Ausgewählte Übersicht von Versuchsdaten, die aus einer gegossenen Ti(Zr, Hf)-W-C-Legierung und aus handelsüblichen C-2 und C-50 Hartmetallwerkzeugen beim Abdrehen von rostfreiem Stahl, Type 347, erhalten wird

Legierungszusammen- Bemerkungen

Setzung (Atomprozent) B B U L ^e

Ti(26)-W(51)-C(23) 0,127 3 3,556 65 leichte Ver

io) (0,14) schweissungs-

neigung

Ti(21)-W(56)-C(23) 0,1016 4 6,350 65

(4) (0,25)

Ti(2O)-W(55)-C(25) 0,0762 3 3,302 110

(3) (0,13)

Ti(23)-W(52)-C(25) 0,0762 5 4,064 75

(3) (0,16)

Ti(26)-W(49)-C(25) 0,1016 6 2,286 160

(4) (0,09)

Ti(25)-W(48)-C(27) 0,1016 5 1,5 24 16(V leichte Span-

(4) (0,06) bildungsneigung

Ti(22)-W(51>C(27) 0,1016 4 2,540 110

(4) (0,10)

Ti(23,5)-Zr(2,5)-W(49)-C(25) 0,1016 5 1,778 160

(4) (0,07)

Ti(17,5)-Zr(2,5)-W(55)-C(25) 0,1016 4 4,064 75

(4) (0,16)

Ti(2O,5)-Zr(2,5)-W(52)-C(25) 0,1016 8 1,778 190 Legierung Rl

(4) (0,07)

Ti(2O,5)-Hf(2,5)-W(52)-C(25) 0,127 8 2,032 130 Legierung R2

(5) (0,08)

Ti(23)-Ta(2,5)-W(51,5)-C(23) 0,1778 5 4,826 65 leichte Span-

(7) (0,19) bildungsneigung

Hf(22)-W(6O)-C(18) 0,1524 5 11,176 25

(6) (0,44)

Hf(25)-W(55)-C(2O) 0,1016 4 6,350 50

(4) (0,25)

Hf(25)-W(48)-C(27) 0,1016 4 6,350 50

(4) (0,25)

Zr(25)-W(55)-C(2O) 0,1778 4 17,780 20

(7) (0,70)

Zr(28)-W(47)-C(28) 0,1524 5 7,620 40

(6) (0,30)

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Fortsetzung Tabelle II

Leg ie ru ngs ζ us anunen-Setzung (Atomprozent)

Handelsübliche Legierungen Carboloy 370 (C-50 Typ)

Carboloy 883 (C-2 Typ)

Bemerkungen

B -Ά

0,0762 3 2,032 160 (3) (0,08)

- 27,940 10 (1,10)

Zeichenerklärung:

Wg - Einbruchvergehleiß in Mikron (Break-in wear, mils) Tg - Einbruchzeit in Minuten (Break-in time, minutes)

Wy - Gleichmässiger Verschleißbetrag, Mikron je Minute (Uniform wear rate, mils per minute)

Τ, - Extrapolierte Standzeit in Minuten für einen Verschleiß von 0,4064 mm (0,016 ")

Die angegebenen Werte sind für spezifische Chargen von rostfreiem Stahl. Die Ergebnisse verändern sich von Charge zu Charge für rostfreien Stahl von der gleichenSpezifikation, die vergleichende Bewertung bleibt wie gezeigt.

Patentansprüche:

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Claims (3)

Patentansprüche :

1. Sehneidmeissel, gekennzeichnet durch einen Carbid-Metall-Verbundstoff, hergestellt aus einer Legierungsbasiszusammensetzung aus (a) einem Gruppe IVa-Metall, das aus der aus Titan, Zirkon und Hafnium bestehenden Gruppe ausgewählt ist, (b) Wolfram und (c) Kohlenstoff, wobei die Zusammensetzung der Legierungsbasis Ti-W-C aus dem eingerahmten Bereich (A, B, C D) in Fig. 4 ausgewählt ist, wenn das Metall der Gruppe IVa Titan ist, und die Zusammensetzung der Legierungsbasis Hf-W-C und Zr-W-C -innerhalb des Bereiches (A, B, C D) in Fig. 5 ausgewählt ist, wenn das Metall der Gruppe IVa Zirkon oder Hafnium ist, welcher Verbundstoff eine feinkörnige streifige Feinstruktur hat, die aus einer quasibinären oder nahe quasibinären eutektischen Zusammensetzung abgeleitet ist, die streifige Feinstruktur eine Monocarbxdphase und eine Metallphase aufweist, welch letztere reich an Wolfram ist und zur Zähigkeit des Verbundstoffes beiträgt, und die Monocarbidphase beträchtliche Mengen sowohl an Wolfram als auch dem Metall aus der Gruppe IVa enthält, und der Hartmetallverbundstoff so geformt ist, daß er eine Schneidkante aufweist und frei von einem fremd zugesetzten Bindemetall ist.

2. Sehneidmeissel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung der Legierungsbasis des Verbundstoffes

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innerhalb des eingerahmten Bereiches (E, F, G H) in Fig. 4- ausgewählt ist.

3, Schneidmeissel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung der Legierungsbasis des Verbundstoffes innerhalb des eingerahmten Bereiches (E, F, G, H) in Fig. 5 ausgewählt ist.

4« Schneidmeissel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß durch die streifige Feinstruktur des Verbundstoffes Primärcarbidkörner dispergiert sind.

Schneidmeissel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Wolfram zum Teil durch ein Glied ersetzt ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, welche aus Rhenium, Molybdän und Kombinationen hiervon besteht\ welches Glied 20 Atomprozent der Zusammensetzung der Legierungsbasis bildet.

Schneidmeissel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Zulegierungsmaterial bestehend aus mindestens einem weiteren Metall, das aus den Metallen der Gruppe IVa ausgewählt ist, die aus Zirkon, Titan und Hafnium besteht, zum Teil in die Basislegierungszusammensetzungen substituiert ist, welches Zulegierungsmaterial bis zu etwa 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bildet.

7. Schneidmeissel nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet,

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daß das Zulegierungsmaterial bis zu etwa 5 Atomprozent jeder Basislegierungszusammensetzung bildet.

Schneidmeissel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Zulegierungsmaterial ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Vanadium, Niob und Tantal oder einer Kombination hiervon in den Metallgehalt in den Basislegierungszusammensetzungen substituiert ist, welches Zulegierungsmaterial bis zu 5 Atomprozent jeder Basislegierungszusammensetzung bildet.

Schneidmeissel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Gruppe IVa Metall-Wolfram-Kohlenstoff-Basislegierungszusammensetzung, die einen Zulegierungs-Austauschstoff zugesetzt enthält, mindestens 90 Atomprozent des Carbidverbundstoffes bildet, während der Pest aus inerten Bestandteilen ist·

10. Schneidmeissel nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß ein Zulegierungsmaterial bestehend aus mindestens einem weiteren Metall ausgewählt aus den Metallen der Gruppe IVa bestehend aus Zirkon, Titan und Hafnium, zum Teil in den BasisIegierungszusammensetzungen substituiert ist, welches Zulegierungsmaterial bis zu etwa 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bildet.

11. Schneidmeissel, gekennzeichnet durch einen Carbid-Metall-Verbundstoff von einer Zusammensetzung von 10 - 40 Atom-

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prozent Titan, 0-5 Atomprozent Zirkon, Hafnium oder Gemischen hiervon, 30 - 70 Atomprozent Wolfram und 20 - 30 Atomprozent Kohlenstoff, wobei die Summe der Atomprozentsätze des Titan und des Zirkon oder Hafnium oder Gemischen von Zirkon und Hafnium 10-40 Atomprozent beträgt, und wobei die Summe des Titans, Zirkons, Hafniums, Wolframs und Kohlenstoffs 100 Atomprozent, beträgt, welcher Verbundstoff eine feinkörnige streifige Feinstruktur hat, die aus einer quasibinären oder nahe quasibinären eutektischen Zusammensetzung abgeleitet ist, die streifige Feinstruktur eine Monocarbidphase und eine Metallphase· besitzt, welch letztere reich an Wolfram ist und zur Zähigkeit des Verbundstoffes beiträgt, und die Monocarbidphase beträchtliche Mengen sowohl an Wolfram als auch an den Gruppe IVa-Metallen enthält, welcher Carbid-Metall-Verbundstoff so geformt ist, daß er eine Schneidkante aufweist, und fiei von einem fremd zugesetzten Bindemetall ist.

12. Sehneidmeissel nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des Verbundstoffes im wesentlichen aus Titan, Zirkon, Wolfram und Kohlenstoff besteht, wobei das Zirkon in Mengen von etwa 1-5 Atomprozent vorhanden ist.

13. Schneidmeisselrohling aus einem gegossenen Hartmetallverbundstoff mit einer Basxslegxerungszusammensetzung aus Titan, Wolfram und Kohlenstoff, welcher Verbundstoff eine streifige Feinstruktur hat, gekennzeichnet durch eine Monocarbidphase und eine an Wolfram reiche Meta11-

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phase, welcher Verbundstoff aus der Erstarrung einer quasibinären eutektischen oder nahe quasibinären eutektischen Flüssigkeit erhalten worden ist, die Basislegierungszusammensetzung innerhalb des eingerahmten Bereiches (A, B, C D) des Dreistoffdiagramms der Fig. H ausgewählt ist, welcher Rohling mit einer Schneidkante versehen werden kann.

14. Schneidkantenrohling nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß ein Zulegierungsmaterial ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Zirkon, Hafnium oder einer Kombination hiervon zum Teil für das Titan substituiert ist, welches Zulegierungsmaterial bis zu etwa 5 Atomprozent des BasisIegierungssystems beträgt.

15. Schneidmeisselrohling aus einem gegossenen Carbidverbundstoff mit einer Basislegierungszusammensetzung aus Zirkon, Wolfram und Kohlenstoff, welcher Verbundstoff eine streifige Feinstruktur hat, gekennzeichnet durch eine Monocarbidphase und eine an Wolfram reiche Metallphase, welcher Verbundstoff aus der Erstarrung einer quasibinären eutektischen oder nahe quasibinären eutektischen Flüssigkeit abgeleitet ist, die Basislegierungszusammensetzung innerhalb des eingerahmten Bereiches (A, B, C D) des Dreistoffdiagramms nach Fig. 5 ausgewählt ist, welcher Rohling mit einer Schneidkante versehen werden kann.

16. Schneidmeisselrohling nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß ein Zulegierungsmaterial ausgewählt aus der

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Gruppe bestehend aus Titan, Hafnium oder einer Kombination hiervon zum Teil für das Zirkon substituiert ist, welches Zulegierungsmaterial bis zu etwa 5 Atomprozent des Basis legierungssystems bildet.

17. Schneidmeisseirohling aus einem gegossenen Carbidverbundstoff mit einer Basislegierungszusammensetzung aus Hafnium, Wolfram und Kohlenstoff, welcher Verbundstoff eine streifige Feinstruktur hat, gekennzeichnet durch eine Monocarbidphase und eine an Wolfram reiche Metallphase, welcher Verbundstoff aus der Erstarrung einer quasibinären eutektischen oder nahe quasibinären eutektischen Flüssigkeit abgeleitet ist, die Basislegierungszusammensetzung innerhalb des eingerahmten Bereiches (A, B, C, D) des Dreistoffdiagramms der Fig. 5 ausgewählt ist,welcher Rohling mit einer Schneidkante versehen werden kann.

18. Schneidmeisselrohling nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß ein Zulegierungsmaterial ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Titan und Zirkon oder einer Kombination hiervon zum Teil für das Hafnium substituiert ist, welches Zulegierungsmaterial bis zu etwa 5 Atomprozent des Basislegierungssystems bildet.

19. Sch neidmeisselrohling aus einem Carbid-Metall-Verbundstoff mit einer Zusammensetzung von 10 bis UO Atomprozent Titan, 0-5 Atomprozent entweder von Zirkon, Hafnium oder von Gemischen hiervon, 30-70 Atomprozent Wolfram

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und 20 - 30 Atomprozent Kohlenstoff, wobei die Summe der Atomprozente von Titan + Zirkon oder Hafnium oder von Gemischen von Zirkon und Hafnium 10-40 Atomprozent beträgt, während die Summe des Titans, Zirkons, Hafniums, Wolframs und des Kohlenstoffs 100 Atomprozent beträgt, welcher Verbundstoff eine streifige Feinstruktur hat, gekennzeichnet durch eine Monocarbidphase und eine an Wolfram reiche Metallphase, welcher Verbundstoff aus der Erstarrung einer quasibinären eutektischen oder nahe quasibinären eutektischen Flüssigkeit abgeleitet ist, welcher Rohling mit einer Schneidkante versehen werden kann.

20. Schneidmeisselrohling nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des Verbundstoffes im wesentlichen aus Titan, Zirkon, Wolfram und Kohlenstoff besteht, wobei das Zirkon mit einer Menge von etwa 1-5 Atomprozent vorhanden ist.

21. Schneidmeissel, gekennzeichnet durch einen Carbid-Metall-Verbundstoff von der Zusammensetzungsformel (Ti Zr Hf )W C_v, wobei die tiefgestellten Indices x, y,

X y Z 3. Jv

z, a und k in Atomprozent gegeben sind und wobei:

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O < χ 5 40 O < y < 40 O < ζ < 40

30 < a < 70

20 << k < 30 wenn der Bruch gleich oder = = x+y+z ^&

grosser als 0,5 ist

15 < k < 30 wenn der Bruch χ kleiner als 0,5 ist

x+y+z

10 < (x+y+z)< 40 wenn der Bruch gleich oder

grosser als 0,5 ist

15 < (x+y+z)< 40 wenn der Bruch kleiner als 0,5 ist;

derart, daß die Summe der Atomprozente x, y, z, a, k, sich zu 100 Atomprozent addieren, welcher Carbidverbundstoff eine Schneidkante aufweist.

22. Verfahren zur Herstellung eines gegossenen Schneidmeisselrohlings, dadurch gekennzeichnet, daß (1) eine Schmelze aus einer Zusammensetzung aus einer quasibinären eutektischen oder nahe quasibinären eutektischen BcS.slegierung aus einer Ti-W-C, Zr-W-C oder Hf-W-C-Zusammensetzung, welche Zusammensetzung ausgewählt ist innerhalb des eingerahmten Bereiches (A, B, C, D) in Fig. 4, wenn die Basislegierung Ti-W-C ist und ausgewählt innerhalb des eingerahmten Bereiches (A, B, C, D) in Fig. 5 ist, wenn die Basislegierung Zr-W-C- oder Hf-W-C ist; (2) die Schmelze in eine Form gegossen wird, (3) die Schmelze mit einer Geschwindigkeit von mindestens 20⁰C je Sekunde zum Erstarren gebracht und gekühlt wird, um einen festen

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Verbundstoff zu bilden, der eine feinkörnige, streifige quasibinäre oder nahe quasibinäre eutektische Feinstruktur hat, wobei Körner entweder von einem Primärearbid oder von einem hitzebeständigen Primärmetall durch die streifige Feinstruktur dispergiert sind, welche Feinstruktur von der Zusammensetzung der Schmelze abhängt.

23. Verfahren zur Herstellung eines Schneidmeissels, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schneidkante an dem Rohling, der nach Anspruch 22 hergestellt worden ist, gebildet wird.

24. Verfahren zur Herstellung eines gegossenen Schneiämeisselrohlings nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß Körner eines Primärcarbids in der streifigen Feinstruktur des Verbundstoffes dispergiert werden.

25. Verfahren zur Herstellung eines gegossenenSchneidmeisselrohlings nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß das Wolfram zum Teil durch ein Glied ersetzt wird, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Rhenium, Molybdän und Gemischen hiervon besteht, welches Glied bis zu 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bildet.

26. Verfahren zur Herstellung eines gegossenen Schneidmeisselrohlings nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß ein Zulegxerungsmaterial bestehend aus mindestens einem

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weiteren Metall ausgewählt aus den Metallen der Gruppe IVa bestehend aus Titan, Zirkon und Hafnium, zum Teil in den Basislegierungszusammensetzungen substituiert wird, welches Zulegierungsmaterial bis zu etwa 5 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bildet.

27. Verfahren zur Herstellung eines gegossenen Schneidmeisselrohlings nach Anspruch 26, dadurch gekennzeichnet, daß ein zweites Zulegierungsmaterial ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Vanadium, Niob und Tantal oder einer Kombination hiervon, zum Teil für den Metallgehalt der Basislegierungszusammensetzung substituiert wird,, welches zweite Zulegierungsmaterial bis zu 5 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bildet, und wobei die Zusammensetzungen, denen Legierungssubstituenten zugesetzt sind, mindestens 90 Atomprozent des Carbidverbundstoffes bilden, während der Rest inerte Bestandteile sind.

28. Verfahren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß die geschmolzene Zusammensetzung eine Ti-W-C-Zusammensetzung ist, die innerhalb des eingerahmten Bereiches (A, B, C,D) von Fig. 4 ausgewählt ist.

29. Verfahren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß die geschmolzene Zusammensetzung eine Zr-W-C-Zusammensetzung ist, die innerhalb des eingerahmten Bereiches (A, B, C, D) von Fig. 5 ausgewählt ist.

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30. Verfahren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß die erschmolzene Zusammensetzung eine Hf-W-C-Zusammensetzung ist, die innerhalb des eingerahmten Bereiches ·
(A, B, C, D) von Fig. 5 ausgewählt ist.

31. Verfahren zur Herstellung eines gegossenen Schneid-

meissels, dadurch kennzeichnet, daß (1) eine Zusammensetzung einer quasibinären eutektischen oder nahe quasibinären eutektischen Basis legierung von einer

Ti Zr Hf W C, Zusammensetzung geschmolzen wird, wobei
χ y ζ a χ

die tiefgestellten Indices χ, y, ζ, a und k in Atomprozent gegeben sind und wobei

0 < χ < 40

0 f y < 10
0 < ζ < 40

30 < a < 70

20 <■ k < 30 wenn der Bruch

x+y+z grosser als 0,5 ist

15 < k < 30 wenn der Bruch s = x+y+z

10 < (x+y+z)< 40 wenn der Bruch

grosser als 0,5 ist

15 <■ (x+y+z)* 40 wenn der Bruch

gleich oder

kleiner als 0,5 ist gleich oder

kleiner als 0,5 ist;

a, k, sich daher

x+y+z

wobei die Summe der Atomprozente x, y, z,
zu 100 Atomprozert addieren, (2) die erschmolzene Zusammensetzung in eine Form gegossen wird, (3) die geschmolzene Zusammensetzung mit einer Geschwindigkeit von mindestens 2 0⁰C je Sekunde zum Erstarren gebracht und gekühlt wird, um einen festen Verbundstoff mit einer feinkörnigen,

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streifigen quasibinären oder nahe quasibinären eutektischen Feinstruktur zu erhalten, welche Feinstruktur von der Schmelzezusammensetzung abhängig ist, (¹O Körner entweder eines Primärcarbids oder eines hitzebeständigen Primärmetalls in der streifigen Feinstruktur während der Erstarrung und Abkühlung dispergiert werden, (5) eine Schneidkante an dem erstarrtenVerbundstoff gebildet wird.

22. Verfahren zur Bearbeitung eines Werkstückes mit der Verbesserung, welche darin besteht, daß an dem Werkstück ein gegossener Hartmetallmeissel mit einer streifigen Feinstruktur angesetzt wird, die gekennzeichnet ist durch eine Monocarbidphase und eine Metallphase aus einem hitzebeständigen Metall, welcher Sehneidmeissei aus einer Basislegierungszusammensetzung eines Metalls der Gruppe IVa geformt worden ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Titan, Zirkon und Hafnium, Wolfram und Kohlenstoff besteht, wobei die Zusammensetzung der Basislegierung aus dem eingerahmten Bereich (A, B, C, D) von Fig.U ausgewählt ist, wenn das Metall der Gruppe IVa Titan ist, und aus dem eingerahmten Bereich (A, B, C, D) in Fig. ausgewählt ist, wenn das Metall der Gruppe IVa entweder Zirkon oder Hafnium ist.

3« Verfahren nach Anspruch 32, dadurch gekennzeichnet,daß der verwendete Schneidmeissel eine Zusammensetzung hat, bei welcher ein Zulegierungsmaterial bestehend aus mindestens einem weiteren Metall der Gruppe IVa ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Titan, Zirkon und Hafnium

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zum Teil für das Metall der Gruppe IVa in der Basislegierungszusammensetzung substituiert wird, das Zu-Iegierungsmaterial bis zu etwa 5 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bildet, wobei das Wolfram zum Teil durch ein Glied ersetzt ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Rhenium, Molybdän und Gemischen hiervon besteht und bis zu 20 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung bildet, und wobei ein Zulegierungsmaterial ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Vanadium, Niob und Tantal oder einer Kombination hiervon zum Teil für den Metallgehalt der Basislegierungszusammensetzung bis zu 5 Atomprozent der Basislegierungszusammensetzung substituiert ist, und wobei die Basislegxerungszuaammensetzung, die ihr -zugesetzte Zulegierungssubstituenten enthält, mindestens 90 Atomprozent des gegossenen Hartmetallwerkzeugs bildet, während der Rest inerte Bestandteile sind.

34. Schneidmeissel nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, • daß die Zusammensetzung des Verbundstoffes von der Elementarforme 1

Ti-Zr-W-C

ist, wobei Ti mit etwa 20,5 Atomprozent vorhanden ist, Zr mit etwa 2,5 Atomprozent W mit etwa 5 2 Atomprozent C mit etwa 25 Atomprozent, vorhanden ist.

A0981S/Ö73S

is

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