DE2420768A1 - Karbonitridlegierungen fuer schneidwerkzeuge und verschleissteile - Google Patents

Description

Karbonitridlegierungen für Schneidwerkzeuge und Verschleißteile. Zusammenfassung der Erfindung:

Es werden neuartig· Sinterhartlegierungen, bestehend aus Karbonitrid- und Hiifsmetallphase beschrieben. Die Zusammensetzungen der erfindungs*- gemäßen Karbonitridlegierungen werden innerhalb des Spinodalbereiches geeigneter Systeme, welche Titan und Metnlle der VIA Gruppe als Grundlegierungselemente enthalten, ausgewählt, wobei die Bruttozusammensetzungen der Karbonitridvorlegierungen durch den in Fig. 1 abgegrenzten Konzentrationsraum ABC definiert werden. Die Hilfsmetall- bzw. Bindephaso wird von Metallen der Eisengruppe und deren Legierungen Bsit Metalien der VIA Gruppe gebildet und kann äntoilnüßig zwischen 5 und 45 Gewichtsprozent der Sinterhartlegierung betrogen.

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Konto: Bayerische Vereinsbank (BLZ 75020073) Nr. 5 804248 Postscheckkonto München 89369-801

Gerichtsstand Regensburg

" Die Erfindung bezieht sich auf hilfsraetallgebundene Karbonitridlegie- ; rungen, insbesondere auf neuartige und verbesserte Karbonitridhartls-I gierungen, die auf ausgewählten Zusammensetzungen innerhalb des Spinodalbereiches der Systeme Titan-Molybdan-Kohlenstoff-Stickstoff und Titan-

Wolfram-Kohlenstoff-Stickstoff beruhen.

-; Frühzeitige Versuche, die für Verschlei3zwscke günstigen Eigenschaftan ■ der Nitride dax hochschmelzenden IVA-Hetalle, sowie deren Legierungen mit I den isostrukturellen Karbiden in entsprechenden V/erkzeuglegierungen ausi zunUtzen, waren nicht erfolgreich. Die Benetzbarkeit dieser Nitride und Karbonitride durch geeignete Bindemetalle, wie z. B. Nickel und Kobalt, erwies sich als ungenügend, und die erzielten Festigkeiten derartiger ; • Verbundkörper als zu gering für die praktische Verwandung· :

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ι . ■ ;

\ Kürzlich konnte aber in einer Veröffentlichung von R₉ Kieffer, P. Ettmayr j und M. Freudhofmeier in der Zeitschrift "Metall*, Band 25 (1971), S. 1335, gezeigt werden, daß erhebliche Festigkeitssteigerunyen hilfsraetallgebun- '. derer Karbonitridhartlegierungen durch Legieren dvs Nickelbinders mit ! Molybdän möglich sind· Nach der zitierten Arbeit soll dabei ein Festig- ! keitsmaximuffl bei dv :> Karbonitridzusammensetzung 80 TiN-20 TiC auftreten. \ Die zur Erzielung dichter Körper notwendigen, ungewöhnlich hohen Sinter«. i teraperaturen von bis zu 1600 C sowie Sinterzeiten bis zu 9 Stunden wer- ; den auf die schlechte Benetzbarkeit durch das Bindemetall zurückgeführt, i Zur Vermeidung von Stickstoffverlust«! durch die hohen Sintertemperaturen wird die Sinterung unter zumindest teilweiser Stickstoffatmosphäre im

Ofen während des Sinterns durchgeführt. ,

! Die zur Erzielung der nötigen Porenfreiheit erforderlichen hohen Sinter-; ¹ temperaturen bedingen zusätzlich unerwünschtes Kornwachstum und es müssen spezielle Vorkehrungen getroffen werden, ua ein Verziehen der Sinter- j

; teile, Zusammensetzungsünderungen durch Bindentetallverdampfung, sowie |

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V/echselwirkungen zwischen Sinterteil und Sintersubstrat zv vermeiden, < Ein weiterer Nachteil derartiger Karbonitridhartraetalle, der in Übrigen \ auch in den in der US-PS 2 967 347 beschriebenen Legierungen auf TiG- j Mo-Ni-Basis zutage tritt, ist ihre Neigung zur V/ärmeverformung und zun j Schneidkantenausbruch bei hohen Schnittgeschwindigkeiten auf Stählen, sowie die Erfahrungstatsache, daß nur ein geringes Zulegieren möglich ist,! ohne daß die Phasengrenzen des Titankarbids bzw. -karbonitrids durch- j schritten werden, und damit eine Verschlechterung des Sinterhartaetalls I

durch Hilfsraetallversprödung eintritt. !

Ziel der Erfindung ist es, hilfsmetallgebundene Karbonitridlegierungen j nit verbesserten Eigenschaften, insbesondere Festigkeitseiganschaften, \ und günstigeren Herstellungsbedingungen anzugeben. Ferner sollen unter ■ Benutzung von in ausgewählten Konzentrationsbereichen quaternörer und ; höherkomponentiger Systemen auftretenden, neuartigen Spinodalreaktionen ! Karbonitridhartlegierungen mit verbesserten Eigenschaften hergestellt j werden kennen. Des weiteren sollen mit der Erfindung verbesserte Kar- jbonitridlegierungen in Gegenwart von Hilfsmotallphasen auf Eisenmetall- j Legierungsbasis unter Vakuuasinterbedingungen stabil gehalten werden. :

Insbesondere sind Ziel der Erfindung Legierungen, in denen durch die ;

erwähnte Splnodctlreaktion im Zusammenspiel mit Transportreaktion inner- j halb der flüssigen Hilfsaetallphase während des Sinters ein besonderes ; MikrogefÜge in der Sinterlegierung in der Weise ausgebildet wird, daß \ eine Karbonitridphase koheränte und praktisch spannungsfreie Korngrenzflächen mit einer im wesentlichen stickstofffreien, gut benetzbaren ; Karbidlegierung bildet, wobei hauptsächlich letztere den Kontakt zur \

Eisenmttallbindaphastt herstellt. :

Gera'dS der Erfindung wird bei hilfsmetallgebundenen Karbonitridhartlegierungen vorgeschlagen, daß die Metallkoraponent« im Karbonitrid aus

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Titan und einen Metall M der VIA-Gruppe besteht und die Bruttozusasnnsen- ;

setzung des Karbonitrids innerhalb des durch die Konzentrationspunkte j ABC und des Stöchioraetriefaktors ζ in Figur 1 abgegrenzten Bereiches j füllt, und daß das Bindemittel aus Elementen der Eisengruppe und Me- I tollen der VIA-Gruppe gebildet ist und cnteilsroüßig zwischen 5 und 45
Gewichtsprozent der Sinterlegierung betrogen kann·

Generell sind di· Zusammensetzungen der Karbonitridkonponente in der Form (Ti M )(C N ) (K = entweder Molybdän oder Wolfram), durch die in j

χ y υ vz ' '

Figur 1 von den Punkten A, B, C eingeschlossene Fläche gekennzeichneten \ ; VJertevorrate der MolenbrUche κ, y, υ und ν sowie Werten des StSchio-

metriefaktors ζ zwischen 0,80 und 1,07 gekennzeichnet. Die Hilfsraetall- I

: phase, welche au» Eisenmetallen und deren Legierungen sit Metallen der ,

VIA-Gruppe der hochschraelzenden Ubergangsnetalle besteht, kann anteil- |

' nößig zwischen 5 und 45 Gewichtsprozent der Sinterhartlegierung be- ;

tragen. ; j

Die vorzugsweisen Zusammensetzungen der erfindungsgerattSen Karbonitrid- -|

vorlegierungen liegen dabei innerhalb der durch die Punkte A B' C* D* E*;

in Figur 1 und z-W«rt«n zwischen 0,80 und 1,07 definierten Zusaroraerv-, Setzungsbereiches· Di« vorzugsweise Bindelegierung besteht aus Nickel !

und Kobalt eit Zusätzen von Molybdän und Wolfraa und betrögt mengen- | ' näßig zwischen 8 und 25 Gewichtsprozent der Sinterhartlegierung. |

! Nachstehend wird dl« Erfindung anhand von Ausfuhrungsbeispielen und im < Vergleich zu bekannten, handelsüblichen Legierungen erläutert. Es zeigen«

j Fig. 1 «ine graphische Darstellung des Zusanmensetzungsbereiches der ; j ;

j erfindungsgeeößen Karbonitridkomponente, _;

Fig. 2 zeigt einen teilweisen, isothermen Schnitt durch das Zustande- , schaubild Ti-Mo-C-N bei 1450° C, «it besonderer Berücksichtigung

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der Ausdehnung ά^τ MischungslUcke sowie des Spinodalboreiches, die die Grundloge für die Erfindung bilden,

Fig. 3 und 4 in graphischer Fon» typische Stickstoffgeholte unter bestimmten Bedingungen hergestellter, erfindungsgemäßer Karboni-

tridlegierungen wider,

ι Fig· 5 zeigt in 1000-facher Vergrößerung ein typisches MikrogefUge !

einer erfindungsgemäßen Hartlegierung, j

Fig. 6 zeigt in 80-facher Vergrößerung das Gefüge der Legierung aus i Fig· 5 nach einer zusätzlichen Nitrierung und Wärmebehandlung,

Fig. 7 a, 7 b und 7 c zeigen Ausschnitte des GefUges der Legierung nach Fig. ό in 1000-fächer Vergrößerung,

Fig. 8, 9 und 10 enthalten ausgewählte Beispiele des Schneidhaltigkeitsverhaltens erfindungsgeraößer Legierungen in Vergleich zu handelsüblichen Werkzeuglegierungen beim Drehen von Stahl,

Fig. 11 gibt Daten für die Biegebruchfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierungen in Abhängigkeit vom Bindemetallgehalt an, und

Fig· 12 gibt Daten fUr die Abhängigkeit der Kolkverschleißgeschwindigkeit der erfindungsgemSßen Legierungen vom Molybdän- und Wolframaustausch in der Karbonitridphase der Legierung an·

Obwohl Meng· und Art der Legierungszusätze in den «rfindungsgemäßen Hartmetallen innerhalb weiter, durch die Ausbildung der Phasengleichgewicht· in den betreffenden Systemen gegebenen Grenzen variiert werden kann, so geben ausgedehnte Studien bezüglich ihrer Eigenschaften und Einsatzeignung Legierungen auf der Grundlage Tl-Mo-C-N und Ti-W-C-N den Vorrang.

Zur Kennzeichnung der Zusamnensetzung der in der Herstellung der erfindungsgemSßen Hartmetall· eingesetzten Karbonitridvorlegierungen kann als Konzentrationsmaß der Atomprozentanteil der die Verbindung bildenden Element®, z. B. Ti M, C N ,(a+b+c+d « 100_r M m entweder

α ο c a

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\ Molybdän oder Wolfram) verwendet werden, wobei α, b, c und d den Anteil der Element· Titan, Molybdän, bzw· Wolfram, Kohlenstoff und Stickstoff in der Legierung angeben. Infolge der speziellen Atombesetzung im Kristallgitter der Karbonitride erweist sich aber eine anders Beschreibung, nämlich in der Form (T:'. M )(C N ) (x+y β 1; u+v β 1) als günstiger» Bei diesem Konzentrationsmaßsystem bedeuten χ und y die relativen MoI-brUche (Metallaustausch) von Titan und Molybdän bzw. Wolfrasi, und υ und ν entsprechen den relativen Molbrüchen von Kohlenstoff und Stickstoff (Nichtmetallaustausch im Einlagerungssubgitter)« Der Stöchiornetricfaktor ζ gibt das Verhältnis der Gesamtraolanzahl von Kohlenstoff und Stickstoff zu der des Metallanteiles (Ti+Mo) an und dient als MaS for den

relativen Nichtmetallgehalt der Hartphase. j

Da» Produkt 100*y gibt den Austausch von Titan durch Molybdän bzw· Wolfram (kurz* Molybdän» bzw · Wolframaustausch) in Mol-(Atom-)Prozent i in der Legierung (Ti M )(C N ) angüxt, und 100·χ entsprechen demnach

j dem Titanaustausch· . " |

r

ι ■ . - i

ι ;

ι Die IneinanderfUhrung beider Konzentrationsmaßsysterae kann in einfacher \

Weis· mittels folgender Beziehungen bewerkstelligt werdent .

100_x_, _b

bzw·

la b d c+d

Letzter· Method· zur Charakterisierung der Bruttozusaramensetzungen der Karbonitridvorlegierungen, d· h, in der Form (Τ1_χΜ X^M^r erweist •ich insbesondere bei 09X Beschreibung der Konzentrationsräume vielkomponentiger Legierungen vom Einlagerungstyp als sinnvoller ond wird

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daher ausnahmslos in den nachfolgenden Ausführungen benutzt. Es sei ferner vorausgeschickt, daß M sowohl Molybdän und VJoI fr am getrennt, als auch jedes beliebige Mischverhältnis beider Metalle bedeuten kann«

Fig. 1 umfaßt in graphischer Darstellung den Bruttozusammensetzungsbereich der Karbonitridvorlegierungen (Ti M )(C N ) « Entsprechend dee gewählten Konzentrationsmaßsystem entspricht der Ordinatenparcmteter in J Flg. 1 dem Molbruch ν und umschließt somit das pseudobinQre System ■ Ti(C-N) , während die Abszisse den Wert von y und somit den Metallaus- j

XZ !

tausch in der Mischreihe (Ti M )C angibt· Die Werte υ bzw· χ sind durch, die Bedingungen x+y=l und u+v»l festgelegt.

Die Bruttozusammensetzungen der zur Herstellung der erfindungsgemäßen hilfsmetallgebundenen Hartlegierungen eingesetzten Karbonitridvorlegierungen liegen allgemein innerhalb der in Fig· I durch die Punkte ABC und den angegebenen Parameterwerten ζ abgesteckten, vorzugsweise aber innerhalb des durch ζ und die Punkte A B* C* D* E* bestimmten, Konzentrationsraumes· Hilfsmetallgebundene Hartlegierungen, bei denen die verwendeten Kartonitridvorlegierung außerhalb des Bereiches ζ - A B* C* D* E*, aber innerhalb ζ - A B C liegen, zeigen verminderte Eignung für den Einsatz als Schneidwerkzeug·, kennen aber für andere Verwendungszwecke in Betracht kommen·

Im gewählten Konzentrationsmaßsystem entspricht Punkt A der Zusammen- <^Tio.»6^MV^(C-0,96^N.0.04>z' P""" B

,₁)' *** ^C ^0,96ⁿ.0M^)lC-0.A4^H-0.S&K· ^Pl"^{lfct B}" (^Ti.O,70^M.0,3o'(^C.0,9i^N.0.04>z, Punkt C to.oj#.O. ^> (^Ti.O,84^M.0,16^)(C.0,70^N.0,30⁾z· ^{oml Punkt V}

ί in allen Fällen zwischen den Grenzen 0,80 und 1,07 bewegen·

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Das Legierungsprinzip der erfindungsgeaBSen Hartmetalle ist aus Fig. 2, ; die einen teilweisen isothermen Schnitt des Ti-Mo-O-N-Systems bei 1450 C zeigt, ersichtlich. Die abgebildeten Phasengleichgewicht* daten gelten

für z-Werte zwischen etwa 0,90 und 0,98. In Richtung kleinerer z-Werte j schrunpft die Mischungslücke etwas zusauen, wShrend nach höheren z-Werten hin freier Grophi*t neben den Ib Diagramm angegebenen Phasen auf- ι treten kann. Die Bedeutung der Abszissen und Ordinaten in Fig. 2 ist die ■ gleiche wie in Fig. 1.

Der homogene Phasenbereich der festen Losung (Ti, Mo)(C, N)_ ist mit , <-* bezeichnet· Für die titanreiche Phase innerhalb der MischungslUcke .

wurde die Bezeichnung ex'und für die nolybdänreiche, stickstoffarme I

i Phase die Bezeichnung CX" gewählt. Innerhalb des Bereiche? der Mischungs-

lUcke O» + ex" sind bei der angegebenen Temperatur homogene Misch-

lusungen gegenüber den PhasengeraengoC** +c<^m instabil. Die Phasengrenze \

selbst ist durch die festausgezogsne Linie 10 festgelegt (Binodalkurve). >

Die strichlierte Linie 12, oder Spinodalkurve grenzt den oetastabilen \

vom therfflodynasisch instabilen Bereich, innerhalb dessen der Zerfall ;

homogener KarbonitridlOsungen bei Temperatursenkung spontan (spinodal) ; erfolgen kann, ab. Binodal- und Spinodalkurve haben einen gemeinsamen

Berührungspunkt bei der kritischen Zusammensetzung P · ! Nach höheren Temperaturen wird die MischungslUcke kleiner und die kri- j

tischen Zusammensetzungen wandern in Richtung des Zentrums des Konzen- j

trationsvierecks; nach tieferen Temperaturen dehnt sich die Mischung»- j

lücke etwas weiter aus und der kritisch· Punkt verschiebt sich in Rieh- ;

tung der Titankarbidecke· i

i ■ i

i ;

Wie eine eingehende Betrachtung der in Fig. 2 gezeigten Phasengleich- . gewichte zeigt, sind entsprechende Phasenreaktionen auf das quaternär·
! Konzentrationsgebiet beschränkt, d. h. die vorliegender Erfindung zu-

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grundeliegenden Phasenbeziehungen können nicht in dmn pseudobinaren Randsysteraen, wie ζ· Β« Ti (C, N) entlang der Ordinate, oder (Ti, Mo)C entlang der Abszisse in Fig. 2, auftreten.

Mittels des gezeigten Teiaperuturschnittes sowie der festgelegton Temperaturabhängigkeit der Phasengleichgewicht· wird ferner ersichtlich, daß nur ganz bestimmte Legierungskombinationen, nämlich solche, dia zusomraensetzungsraäßig innerhalb der Spinodalkurve liegen, die fUr die Herstellung und Eigenschaften der erfindungsgemHßen Legierungen wichtigen Eigenschaften besitzen, wie weiter unten noch ausgeführt wird· Für die weiteren Erklärungen sei noch angegeben, daß die Konoden (Verbindungsgeraden) im Zweiphasenbereich O * + O" die Zusammensetzungen koexistenter, d. h, in Gleichgewicht befindlicher Phasen, angaben, wie an ein era Beispiel einer bestimmten Konode P* P** (Linie 14) in Fig· 2 gezeigt ist·

FUr das vorliegender Erfindung zugrundeliegende Legierungsprinzip wich-

tig ist der Befund, daß eine der koexlstenten Phasen P* nahezu allen

j Stickstoff der Legierung bindet, aber nur wenig Molybdän enthalt, während ; dio zweite Gleichgewichtsphase P¹* fast stickstofffrei ist und nahezu

j alles Molybdän enthalt·

Eine Reihe von Eigenschaften der im Zweiphasenbereich ^* + or" koexisten-'

j ten Phasen sind Maßgebend für die günstigen Eigenschaften der erfin-

ι ^: ■

dungsgeraößen Hartmetalle: Di» Gitterabmessungen und Ausdehnungseigenschaften der beiden Phasen c<* und C<ⁿ sind innerhalb des for vorliegend· Erfindung interessierenden Zusammensetzungsbereiches praktisch identisch, Eigenschaften, die zur Erzielung Möglichst spannungsfreier und kohärenter Phasengrenzflächenck*/oP _ im ZerfollgefUge C* * + ex* wichtig sind· Schlechte Gitteranpassung kann nömlich zur Bildung von Rißkeimen und damit zu verminderter Festigkeit υηά Ermüdungsbeständig-

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[ keit des Hartmetalls führen. Der zweit© Punkt betrifft di& thermodynamisch nachweisbare Aussoge, daß das Phasengecnnge C* * + Gc" einen ; erheblich geringeren Stickstoffzersetzungsdruck aufweist eis die hocio- ; gene Lösung gleicher Bruttozusammensetzung. Der Stickstoffabspaltungs-' druck der cn und für sich stickstofformen C*"-Phase fSllt zusätzlich sehr ■ stcrk mit abnehmendem Stickstoffgehalt ab, so daß clso nach anfänglichen

kleinen Stickstoffverlusten, wie sie etwa beim Vakuumsintern auftreten . können, eine weitere Abspaltung zunehmend erschwert und schließlich zum . j Stillstand gebracht wird« :

j . I

Als dritter wichtiger Punkt iet die durch die Stabilitatsverhöltnisse der

! koexistenten Phasen gegebene V/echselwirkung mit der Binderphcse zu vermerken, die ausschlaggebend für die Ausbildung des für Eigenschaften und [

i ι

; Herstellung des Sinterhartmetalle3 günstigen Feingefüges ist: Dis durch I die geringere Stabilität und der Gegenwart größerer Konzentrationen von I VIA Metcllena bedingte bessere Benetzbarkeit und höhere Löslichkeit der ! ¹ C^"-Phase im Bindemetall bewirkt einen bevorzugten Transport der C< "- ' Phase in Flüssigbinder bei Sintertemperaturan. Auf diese Weise wird die ^! gx -Phase, die bei den bevorzugten Sinterteraparaturen nur unvollständig ; ι vom Bindemetall benetzt wird, allmählich von der CX "-Phase eingehüllt. j [ Da nun die stickstoffreiche c* '-Phase kaum mit dem Bindemetall in Kontakt kommt, wird die Stickstoffabspaltung soweit hintangehalten, daß eine : Vakuumsinterung der erfindungsgeraößon Legierungen ohne Gefahr einer schädlichen Konzentrationsverschiebung durchgeführt werden kann. Wie in der \ einschlagigen Industrie bekannt, ist eine Vakuumsinterung hochtitanhal- j tiger Legierungen wegen der Gefahr einer Sauerstoffeinschleppung, und damit zur Erzielung dichter Sinterkörper mit optimalen Eigenschaften : und guter Oberflächenbeschaffenheit, unerläßlich. Da ferner die Sintereigenschaften hauptsächlich durch die besser netzende £< "-Phase bedingt ! ; ο bis 1430 C : ; wird, liegen die Sintertemperaturen von 1400 C/bei den erfindungsge- '■

^! außen Hartmetallen etwa gleich hoch wie bei den Hartmetallen auf Wolf- J

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rarakarbidbasis, aber erheblich niedriger als bei den Karbonitriden der I IVA-Metalle, wie z. B. eisenmetallgebundenera Ti(C, N).

' Ähnliche Phasenbeziehungen wie bei Ti-Mo-C-N werden auch is System

Ti-Vf-C-N, sowie in den entsprechenden Systemen, bei denen das Titan : durch Vanadium, Zirkon, oder Hafnium, ersetzt ist, beobachtet. Teilweiser Ersatz des Molybdäns und Wolframs in obigen Systemen durch Metalle ! der VA Gruppe (z. B. durch Vanadium, Niob oder Tantal) oder durch Chrom, :. bewirkt eine Verkleinerung der MischungslUcke und des Stickstoffzeri setzungsdruckes, während Ersatz von Titan durch Vanadium keinen wesent-I liehen Einfluß auf das Ausmaß des Zweiphasengebietes hat, aber eine Er- ; j höhung des Stickstoffabspaltungsdruckes mit sich bringt. Es ist daher ' möglich, die Zusammensetzungen, und damit die Eigenschaften der erfin- ; dungsgemäßen Hartmetalle durch Legieren innerhalb weiter, durch die vorherrschenden Phasenbeziehungen bestimmten, Grenzen zu verändern. Auf den : Einfluß einer Reihe der oben beschriebenen Legierungselemente auf die ί Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierungen wird weiter unten noch eingegangen werden. -j

• j

I- -j

i Wie aus einem Vergleich zwischen Fig. 1 und Fig. 2 hervorgeht, liegt ·

ί :

I der Zusammensetzungspunkt A außerhalb des Zweiphasengebietes· Diese j ί speziell· Zusammensetzungsgrenze wurde deswegen gewählt, veil es sich i i gezeigt hat, dad der günstige Einfluß selbst dann noch bemerkbar ist,

j wenn auch nur ein Teil des Legierungsansatzes aus spinodalen Zusammen-

i Setzungen besteht. Derartiges Verhalten wurde insbesondere bei der Her- j ! stellung von Sinterhartmetallen aus unvollständig nitrierten Titankarbid-* j metallgemischen beobachtet. Das MikrogefUge derartiger Legierungen be- 1 stand dabei aus Hartstoffkörnern mit unverändertem Titankarbidkern, j nicht vollständig differenzierten Sekundärschalen aus Karbonitriden mit

I veränderlichem Stickstoffgehalt, und einer deutlich abgesetzten Außen-

j schale aus nahezu stickstofffreier Karbidlegierung (⁶^") mit anschließen·' I der Bindemetallphase.

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\ Die Herstellung der erfindungsgeniößen Hartmetalle aus vorgebildeten Karbonitridlegierungen (Karbonitridvorlegierungen} und ßindemetallon j i

kann auf verschiedene Weise pulvertaetallisch bewerkstelligt werden. i

Ein typischer Herstellungsgang verläuft wie folgtt j

ι Eine Pulvermischung aus Karbonitridvorlegierung und Bindemetall im gewUnschten Mengenverhältnis wird 3 bis ;> Tage lang in Kugelmühlen mittels Wolframkarbidkugeln und Benzol als MahlflUssigkeit naß vermählen, zur

, Verbesserung der Preßfähigkeit wird dem Kahlgut zwischen 3 und 5 Gewichtsprozent (bezogen auf das Pulvertrockengewicht) Paraffin zugesetzt, die Pulvermischung wird getrocknet und homogenisiert, und das Pulver

-2
bei Drucken zwischen 0,5 und 2 t'cra in Formteile verpreßt· Das Paraffin

OO '

wird durch Vakuumverdampfung bei etwa 300 bis 400 C entfernt, die nunmehr ."Jaraffinfreien GrUnlinge kurzzeitig bei etwa 1050° C bis 1200° C entgast und vorgesintert, und dann etwa 1 i/2 Stunden lang bei 1400 ' bis 1440 C im Vakuum hochgesintert· ;

Zur Erprobung der Schneidleistung der erfindungsgemäßen Legierungen als I Metallbearbeitungswerkzeuge werden die Sinterteile auf Diaraantscheiben j

i geeigneter Körnung auf die gewünschte Schneidengeometrie geschliffen ι und es werden Dreh- bzw· Fräsversuche an Stühlen verschiedener Festig- j keit unternommen.

Die bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Hartmetalle eingesetzten Karbonitridvorlegierungen können auf verschiedene Weise bereitet werden· In einem Herstellungsverfahren, im folgenden mit Herstellungsverfahren I bezeichnet, werden geeignete Pulvermischungen aus Karbiden und Metallen bei Temperaturen von 1400° C bis 1800° C mittels Stickstoff oder Ammoniak nitriert· In einem anderen Herstellungsverfahren, im folgenden als Herstellungsverfahren II bezeichnet, werden die Karbonitridraischkristalle aus vorgebildeten Nitriden und Karbiden durch Mischen und

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— IC —

nachfolgende Homogenisierung bei hohen Temperaturen (1700 bis 2300 C), nötigenfall» unter gleichzeitiger Druckanwendung (Heißpressen), hergestellt. Der Reaktionskuchen wird anschließend an die Glühung zerkleinert und durch Mehlen auf eine Korngröße < 75 μ α gebracht.

j Aufgrund des gesammelten Erfahrungsmaterials ist dem Herstellungsver-

I fahren I der Vorzug zu geben, da in allgemeinen bei diesem Verfahren

i eine Verschmutzung durch Sauerstoff leichter vermieden und die Homo» j genisifeTung einfacher und bei tieferen Temperaturen bewerkstelligt wer-

■ den kann. Im allgemeinen lagen die Sintertemperaturen von Legierungsanj »ätzen nach dem Herstellungsverfahren II infolge schwervermeidlicher j Sauerstoff verunreinigungen um rund 40 bis 70 C höher als bei Ansätzen

: nit Karbonitridvorlegierungen nach Herstellungsverfahren I·

^: Typische Laboratoriumsherstellungsbedingungen fUr eine Karbonitridvor-Ϊ legierung mit einem solaren Verhältnis von Titan s Molybdän von 4x1 ! sind folgende:

Herstellungsverfahren It

! Ein dem obigen Molverhältnis entsprechendes Pulvergemenge aus Titan-

■ monokarbid und Molybdän wird gründlich vermischt und isostatisch brikettiert. Die in einem Graphitbehälter gestapelten PreSstUcke werden im Vakuum auf etwa 1100° C erhitzt und sorgfältig entgast, die Ofen- j kcinmer dann mit Stickstoff aufgefüllt und die Temperatur allmählich auf j 1450° C erhöht. Nach Abklingen der anfangs etwa* sturmischen Reaktion j wird die Ofentemperatur auf etwa 1500° C bis 1550° C gesteigert und j die Nitrierung der Teile in weiteren 3 bis 10 Stunden bei dieser Tem- j

peratur zu Ende gefuhrt· Der Stickstoffgehalt der in dieser Weise ni- j

I tarierten Legierung beträgt gewöhnlich zwischen 2,30 und 2,40 Gewichtsprozent, entsprechend einer Zusammensetzung von etwa (Ti~ oqM°.q o(P

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^*·Ο 87^-0 13^·0 91* ^^ΘΓ ^^ön*9^on^^e^^wn<^ zeigt zwei isostrukturelle Phasen c<* wnd c<ⁿ mit nahezu gleichen Gitterabmessungen, wobei im Falle unvoll- : ständiger Nitrierung noch geringe Mengen unverbrauchten Titankarbid3 bei- ^: gemengt sein können«

• Herstelluncfsverfehren lit

j Eine innige Mischung von Titannitrid und Titankarbid im ftolverhaltnis 4 * 6 wird 25 Minuten lang bei 2300° C heißgepreßt. Zur Diffusionser- < leichterung können dem Pulvergemisch etwa 0,2 bis 1 Gewichtsprozent j Eisenmetalle beigegeben werden· Die Keißpreßlinge werden dann bei ca· ; 1500 C vakuumentgast und nachträglich 10 Stunden lang bei 2200 C ! unter Stickstoff geglüht· Die nunmehr homogenisierte Vorlegierung wird, wl« vorher beschrieben,zerkleinert und auf eine Korngröße<75 ιm abgo- ' siebt. ;

In einen zweiten Ansatz wird eine Karbidvorlegierung mit der Zusammen- ^: setzung (Ti_#0 -Mo ^ »}C , wobei ζ ungefähr einen Wert von 0,90 hat, durch Heißpressen einer Mischung von TiC, Mo« C, ^υηα* Kohlenstoff hergestellt, die Preßlinge 8 Stunden lang bei 2000 C ira Vakuum homogenisierend geglüht, und dann, wie oben beschrieben, αυί<.75^η» zerkleinert. j

Zur Herstellung der quaternären Karbonitridvorlegierung werden die obigen Titankarbonitrid- und Titan-Molybdönkarbidpulver im gleichen Molverh&ltnis gemischt unH gepreßt und die PreßstUcke etwa 10 Stunden lang bei 1600 C unter Stickstoff homogenisierend geglüht·

Karbonitridvorlegierungen nit anderen Bruttozusaraaonsetzungen könnon durch ein anderes Mischverhöltnis der Ausgangslegierungen sowie durch Zumischen anderer Karbonitride und Karbide hergestellt werden·

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Die direkte Nitrierung (Herstellungsverfahren I) ist sehr flexibel und gestattet den Stickstoffgehalt und das Reaktionsausmaß innerhalb weiter Grenzen durch geeignete Wahl der Komponenten in der Ausgangsmischung sowie der Nitrierbedingungen zu variieren· Typische Stickstoffgehalte, wie sie etwa bei der Nitrierung mittelkömiger TiC-Mo (Mo₂C) und TiC (WX)-Legiorungen erhalten werden,, sind in Fig« 3 und 4 wiedergegeben«

Die Abszissen in diesen Diagrammen entsprechen dabei dem Molybdän- bzw.

ι— —ι

Wolframaustausch in den Legierungen Molenbruch y in (Ti M )(C N ) J , während die Ordinaten das molare Verhältnis von Stickstoff zu Titan in

nitrierten Ansätzen nach einer Nitrierzeit von etwa 4 Stunden bei den angeführten Temperaturen und einem Stickstoffdruck von einer Atmosphäre angeben·

Die direkte Nitrierung von Karbid-Metall-Geraischen anderer Ubergangsraetalle, beispielsweise der Metalle Zirkon, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, und Chrom, ist allgemein ähnlich wie bei den Systemen Ti-Mo-C-N und Ti-W-C-N beschrieben.

Aus den vorhergehenden Ausfuhrungsbeispielen wird ersichtlich, daß zur ■ Hereteilung eines bestimmten Endproduktes viele andere Wege sowie Korn- !

binationen vor Verfahrensschritten möglich sind; so können z« B. mittels:

; Herstellungsverfahren I Karbonitridvorlegiexungen mit höheren relativen j Stickstoffgehalten durch Zusätze von Metallen der IVA und VA-Gruppen zur Nitriemischung hergestellt werden. Geringe Beimengungen anderer Metalle zur Bindephase in Verbindung mit unterschiedlichen Sinterbe- ι dingungen können die charakteristischen Eigenschaften der Zusammen-

Setzungen nach vorliegender Erfindung entscheidend ändern, und das

Leistungsvermögen fUr bestimmte Anwendungsfolie verbessern. In ähnlicher Weise können bestimmte Nitrierverbindungen, wie etwa bei der Nietrierung von Titankarbid, auch zur Bildung von Überschüssigem Graphit fuhren, der beim Legierungsansatz durch einen entsprechenden

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- Io '

Metallzusatz zu berücksichtigen ist. Die effektive Bruttozusammensotzung ' der Karbonitridvorlegierung ist dabei in solchen Fällen so zu veranschlagen, daß sie den zur Beseitigung des überschüssigen Graphites notwendigen Metallzusatz beim Hartmetallansatz einschließt. Die weiter unten im Rah-Ren der Prüfresultate als A, B und C beschriebenen Hartmetalle sind Beispiele solcher Legierungen·

Abgesehen von den routinemäßigen Herstellungsverönderlichen werden Feingefüge sowie Gefüg-sbestandteile eines Hartmetalls mi-*- gegebener Gesatnt- , zusammensetzung, und damit die Eigenschaften der Logierungen, erheblich von den Mahl- und Sinterbedingungen beeinflußt·

Da die Anforderungen beim Einsatz der Legierungen erheblich variieren. ΐ können, sind keine allgemein gültigen Regeln bezüglich einer günstigsten, Kombination von Eigenschaften möglich; Resultate ausgedehnter Vercuchsreihen beim Einsatz der erfindungsgeraäßen Legierungen als Schneidwerk- : stoffe weisen aber darauf hin, daß die besten Legierungskombinationen diejenigen sind, bei denen ein betrachtlicher Anteil des Karbonitrids j

im Hartmetallansatz innerhalb des Spinodalbereiches zu liegen kommt« j Derartige Legierungen erwiesen sich als ungewöhnlich kornwachstumsfest, und Festigkeit sowie Schneidleisitung werden nur wenig von Änderungen in den anderen Herstellungsveränderlichen beeinflußt· ;

Die ungewöhnliche Kornwachstumsbeständigkeit d&r erfindungsgemüßen Legierungen ist in den Fig. 5 bis 7 veranschaulicht. Diese Figuren zeigen in stark vergrößerter Form das vergleichsweise Kornwechstum hilfsmetallgebundener Cv¹-, c<ⁿ"t ^ovie CY¹ + ^"-enthaltender Legierungen nach Glühung unter gleichen Bedingungen.

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Fig. 5 zeigt da* Gefüge einer substSchiometrischen Logierung (Ti^ _Q „-Mo _Q -₉ ^•0 S°^M»0 18^·0 90 ^m** '^ Gewichtsprozent Nickel nach dor Dichtsinte- ; j rung bei 1400 C im Vakuum. Fig. 6 zeigt in 80-facher Vergrößerung das j , GefUge der gleichen Legierung nach zusätzlicher Nitrierung und 64-stUndiger Wärmebehandlung bei M70_ C. Die zusätzliche Nitrierung bezweckte ; eine Phasentrennung durch Diffusion in der Weise, daß das Titan vornehm-j

: lieh in der Oberfltüchenzone (cx^f) und tos Molybdän in der Ir.nenzono j ¹ i

j (^f") angereichert wurde« Die Ubergangszone T, als Bend in der Mitte ! des Gefügebildes 6 erkenntlich, entspricht dem Spinodalbereich im Phasen-

i diagrannnabscbnitt nach Fig. 2. .

ι !

! ι

i ■ I

ι Die Fig. 7a, 7b und 7 c zeigen in 1000-fächer Vergrößerung Ausschnitte

! aus den verschiedenen Zonen in Fig. 6. In Fig. 7 α ist das GefUge der

■ !

! hilfsnetallgebundenen Ot"-Phase, in 7 b das der Ubergangezone T, und in j

i j

Fig. 7 c da* Gefüge der hilfsmetallgebundenen Cv »-Phase nach der Glüh- \ , behandlung wiedergegeben. Wie ein unmittelbarer Vergleich der Figuren

zeigt, neigen die nickelgebundenen Cx* bzw· C<"-Phasen zu erheblichem ι j Kornwachstum, während die Korngrößenverteilung im Falle des Phasen-
! gemisches Cv* + Cv" nach gleicher Glühbehandlung praktisch unverändert
¹ bleibt.

I Di« nechfolgenden Tabellen und Diagramme geben die aus Drehversuchen ab-ϊ

; geleiteten Schneidleietungen einer großen Auswahl erfindungsgemaßer Le- j

gierungen im Vergleich zu handelsüblichen Schneidwerkzeugen wieder. j

ι I

- t

; Fünf verschiedene Schnittbedingungen, iro folgenden mit Λ, B, C, D und ;

' E bezeichnet, wurden bei den Drehversuchen ausgewählt. i

ι ι

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■■ Io «

^: PrUfbedingung A (VerschleiflprUfung)

j Stahl 4340* ait einer Rockwell C-Hörte 18 bis 27,

J Schnittgeschwindigkeit - 305 m/min, Vorschubge-

' schwindigkeit — 0,26 mm pro Umdrehung, Spantiefe -

1,27 BB.Werkzeuggeometrie - - SNG 433, keine Kohlung.

: PrUfbedingung B (Verschleißprüfung)

; Stahl 4340, alt einer Rockwell C-Härte von 32 bis 34,

ί Schnittgeschwindigkeit - 230 m/min, Vorschubgeschwin-

j digkeit - 0,26 aa pro Umdrehung, Spantiefe - 1,52 ram.

; Werkzeuggeoaetrie SNG 433, keine Kühlung·

PrUfbedingung C (Mittlerer Grobschnitt)

j Stahl 4340, alt einer Rockwell C-Hürto von 18 bis 27,

; Schnittgeschwindigkeit - 152 m/min, Vorschubgeschwin-

• digkeit - 0,53 aa pro Umdrehung, Spantiefe - 3,18 mm.

Werkzeuggeonetri· - - SNG 433, keine Kühlung. PrUfbedingung D (Schneidenverformungstest)

^! Stahl 4340, ait einer Rockwell C-Härte von 31 bis 34, Schnittgeschwindigkeit - 305 a/ain, Vorschubgeschwin«

digkeit - 0,26 na pro Umdrehung, Spantiefe - 1/27 mm. ! Werkzeuggeoaetri« - - SNG 433, keine Kühlung.

' PrUfbedingung E (Prüfung auf Schneidkantenfestigkeit)

Stahl 4340, alt einer Rockwell C-Härte von 18 bis 22, ι Schnittgeschwindigkeit - 152 m/min, Spantiefe - 2,03 na,

'■, Vorschubgeschwindigkeit - schrittweise Erhöhung in In-

! kreaenten von ungefähr 0,13 mre pro Umdrehung nach Je-

i weils halbninUtiger Schnittdauer bis zua Kantenausbruch· Werkzeuggeometrie - - SNG 433, keine Kühlung.

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·%£■■>—■

• *Typische Stahlanaly-.e, in Gewichtsprozenten: C - 0,40, Mu - 0,74, P - 0,010, S - 0,015, Si - 0,32, Ni - 1,79, Cr - 0,83, Mo - 0,24. Rest Eisen.

Die Verschleißmarkenbreiten wurden aach geeigneten Zeitintervallen mit- ; tels eines Werkzeug-Meßmikroskops, und die Schneidenverformung sowie die Kolktiefe an einem Metallographen bestimmt·

; Als Vergleichswerkzeuge wurde ein Querschnitt von handelsüblichen Werkzeuglegierungen herangezogen und den gleichen, wie bei den erfindungsgemäßen Legierungen verwendeten Versuchsbedingungen unterworfen· Aus den handelsüblichen Werkzeugen wurden nach geeigneter Vorprüfung diejenigen mit der besten Schneidleistung für die weiteren Vergleichsversuche ausgewählt· Schneidlegierungen der Anwendungsklasse C-5 und

! 0-6 wurden in den Tabulierungen nicht berücksichtigt, da erfahrungsgemäß die Standzeiten solcher Werkzeuge unter den gewühlten Bedingungen

\ zu kurz waren, um daraus gültige Vergleichsdaten abzuleiten. Unter den handelsüblichen Werkzeugen der C-7 Klasse erwies sich unter den gewähl-

: ten Bedingungen der Typ K7H der Firma Kennametcl Company, 1000 Lloyd j Avenue, Latrobe, Pennsylvania, USA, als am besten geeignet und wurde i daher in die Auswahl der Vergleichswerkzeuge einbezogen.

Die handelsüblichen, in den Tabellen und Diagrammen mit TiC-Mo-Ni bezeichneten Werkzeuglegierungen, fallen in die Anwendungskategorie C-3 ^: und sind in US-Patent Nr. 2 967 .349 beschrieben. Die Schneidleistungen dieser Legierungen, die von einer Reihe von Firmen in Lizenz hergestellt werden, erwiesen sich je nach der Anwendungsweise als sehr unterschiedlich, so daß manchmal eine zusätzliche Differenzierung nach Herkunft, z. B. TiC-Mo-Ni(I) und TiC-Mo-Ni(2), notwendig war. Die in dsn Tobellen und Diagrammen benutzte Bezeichnung TiC-Mo-Ni(R) bezieht sich auf ein , Werkzeugmaterial mit gleicher Legierungsgrundlage wie TiC-Mo-Ni, aber

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ι '■ höheren Bindemetallgehaltes und soll daher bessere Eignung für Grob-

, t

schnitte auf Stahl haben·

Die nachfolgenden acht Ausfuhrungsbeispiele beschreiben typische Zusammensetzungen und Herstellungsbedingungsn von erfindungsgcn3"en Hartlegierungen. Bei den erstgenannten sieben Beispielen wurden die in den
Hartmetallansätzen verwendeten Karbonitridvorlegierungen durch Direktnitrierung (Herstellungsweise i) hergestellt, während im achton die
Karbonitridvorlegierung aus getrennt hergestellten Nitriden vnd Karbiden (Herstellungsweise II) gebildet wurde.

AusfUhrunqsbeispiel 1; I

Eine Pulvermischung aus 83,75 Gewichtsprozent einer Karbonitridvorlegierung (Ti._0#82 ^Mo._0#18)(C._0i8/J._0il3>._0i92, 13 Gewichtsprozent Nickel,
und 3,25 Gewichtsprozent Molybdän wurde, wie weiter oben beschrieben,

naß vermählen und weiterbehandelt, und die Preßlinge 1 Stunde und 25 ;

-5 ^:

Minuten lang bei 10 . Torr gesintert. Die Linearscbruinpfung wahrend ■ der Sinterung betrug 17 Prozent. Das Gefüge der Sinterlegierung war I dreiphasig, c \ * + CV" + Bindenetall, und die durchschnittliche Korngröße der Hartphasen lag bei etwa 2/Xm (Mikrometer). Die gemessene Rockwell

' 2

A-Hürte betrug etwa 93,9 und die Biegebruchfestigkeit 146 kg*rna" :

(207 kpsi).
Ausfuhrunnsbeispiel 2t

Eine Pulvermischung aus 81,70 Gewichtsprozent einer Karbonitridvorlegierung mit einer Bruttozusemmensetzung (Ti _{n O}A _{rt On})(C _{rt a},N _n ..) ~ _n

·υ.ου «U./.U ·υ.οο *U.i4· *\JmV

W 9 W W W

15 Gewichtsprozent Nickel, und 3,30 Gewichtsprozent Molybdän, wurde, wie vorher beschrieben, weitsrbehcndelt und die Prsßteile 1 Stunde und20 Mi.—¹

5
nuten lang bsi 10" Torr vakuumgesintert. Die lineare Schrumpfung dor ■■

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2520768"

Teile betrug 16,8 Prozent, und die Legierung hatte eins ähnliches Mikro-1 gefüge wie das unter Seispiel 1 beschriebene Hartmetall» Die gemessene

Rockwell A-Hürte (R.) war 92,9 bei einer Biegebruchfestigkeit von 155 kg! •mm" (220 kpsi). !

AusfUhrungsboispiel 3: j

Eine Pulvermiechung aus 70,74 Gewichtsprozent nitriertem Titankarbid mit', einer Bruttozusastmonsetzung Ti (C« o₃gN_#0 0*5)1 nyr 18,26 Gewichtspro- ! zont Molybdän, und 11 Gewichtsprozent Nickel wurden wie vorher beschrie-, ben aufbereitet· !

i Bei diesem Ansatz werden etwa 9 Gewichtsprozent Mo, oder etwa die Hälfte' des zugesetzten Molybdäns zur Abbindung des Überschüssigen Graphits be- ! nötigt, so άα3 nach den früheren Ausfuhrungen die effektive Bruttozuscmraensetzung der Karbonitridvorlegierung mit (Ti_#Q θ2Α^°·0 074^
^*·0 935^·0 065^·0 93 ^{ζυ veransc}^^a9^en ***· Die Endzusaramencetzung der
Hartphase wird dabei noch weiter durch teilweise Reaktion des Karbonitride mit dem Molybdän im Bindemetall wührond des Sinterns nach der
Molybdänseite vorschoben.

Nach Weiterbehandlung des Pulveransatzes in der vorher beschriebenen
Weise wurden die Preßlinge 1 Stunde und 40 Minuten lang bei 1410 C
vakuumgesintert· Die Sinterteile wiesen eine Rockwell Α-Härte von 92,9
und eine Bie^ebruchfestigkeit von 122,5 kg·mm" (174 kpsi) auf.

Ausfuhrungsbeispiel 4: ^l

' I

■ Ein Pulveransatz aus 82,3 Gewichtsprozent einer Karbonitridvorlegierung

(Ti- -an^Mo,n 'V^^.n Rtf^-h 19^.η OA' ^ Gewichtsprozenten Nickel, und i , 3,70 Gewichtsprozent Molybdän wurde in dor vorher angegebenen V/eise

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ί aufbereitet und die Preßlinge 1 Stunde und 40 Minuten lang bei 1425° C

J vakuungesintert. Die Sinterteile hatten eine Rockwell Α-Härte von 93 und

i 2

, eine Biegebruchfestigkeit von 158 kg·mn" (225 kpsi)·

Ausführungsbeispiel 5>

Ein Pulveransatz au% 31,6 Gewichtsprozent einer Karbonitridvorlegierung (Ti ο«ϊΜ° ΐ7^^·η 87^.0 1^·"> 92* ^'^ Gewichtsprozent Kobalt, und 0,90 Gewichtsprozent Molybdän wurde in gleicher Weise wie vorher be-

! schrieben aufbereitet und die Teile 1 Stunde und 15 Hinuten lang bei

1445 C vakuungesintert. Die Rockwell Α-Härte der Sinterlegierung betrug 92,6 und die Biegebruchfestigkeit 138 kg-era (196 kpsi).

AusfUhrunasbeispiel 6;

Ein Pulveransctz aus 81 Gewichtsprozent (Ti- ο*$_Λη 17'^.O PS'%0 12'Ό 91' \ 11 Gewichtsprozent Nickel, und 6 Gewichtsprozent Wolfran« wurde in der vorher beschriebenen Weise aufbereitet und die Preßteile 1 Stunde und _; 40 Minuten lcng bei 1416 C im Kochvakuum gesintert· Die Sinterteile hatten eine Rockwell Α-Hörte von 93,1 und eine Biegebruchfestigkeit von 137 kg-nni-² (195 kpsi).

ι Ausführungabeispiel 7s

: Ein Pulvorancatz aus 36,25 Gewichtsprozent einer Karbonitridvorlegierung <^Ti.0,75^W.0,25^)(C-0,89^N.0,11⁾.0,98' " <^ht_SProzent Nickel, und 2,27 Gewichtsprozent Molybdän wurden wie vorher beschrieben aufbereitet und die Preßlinge 1 Stunde und 35 Minuten ^ianS ^fcei ^^{5 c} vakuumgesintert.

Die Legierung hotte eine Rocia/ell Α-Hörte von 93,1 und eine Biegebruch-

2 ! festigksit von 143 kg·mm" (203 kpsi).

09 8 8 2/0739

Ein Pulveran3atz cus 86,25 Gewichtsprozent einer nach Hßrstellungswoise ^! II bereiteten KarbonitrUvorlegiexung ^.q^Kq^o^OJ^O^.O^ 11 Gewichtsprozent Nickel und 2,75 Gewichtsprozent f'cdybdän, wurde in ; oben beschriebener Weise aufbereitet und die Preßteile 2 Stunden lang '

bei 1490 C vakuunigesintert. Die Rockwell A-HSrte dieser Sinterlegierung

2 '

betrug 93,4 und die Biegebruchfestigkeit 109 ko«n«n" (155 kpsi). ;

Die nachfolgenden Tcbellen 1 bis 5, sowie die Figur&n 3 bis 11 enthal- . ten Resultate bezüglich der Schnoidleistungon der erfin^ungsgenaßen j Kartmetalle und Vergleichsdaten, die mittels handelsüblicher Werkzeug- . legierungen erhalten wurden. Die Prüfbedingungen bei den Drehversuchen
entsprachen dabei den unter A, B, C, D und E vorher angegebenen Parametern. .

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•*»s i

Tabelle 1:	VorschleiQverhalten von erfindungsgomäöen Hartmetallen im Vergleich zu Sinterkarbiden. PrUfungsbedingung A. Teststahlt 4340, Rockwell C-HcJrte	6,39	Verschleißmarkenbreiten, mm *) ABCD	0,15	0,23	<0,04	handelsüblichen 16 bis 19	<C 0,007	—
Werkzeug	Schnitt zeit in min·	<0,04	0,25	0,30	0,05	Kolktiefe Schneidenverfor- Bemerkungen: in Mm nung in rom	0,025	—
Beispiel 1	20,32	0,025	0,23	0,25	0,03	0,056	0,025
Beispiel 2	27,71	0,05	0,30	0,36	0,10	0,091	0,040	deutliche Verformung
Beispiel 3	19,13	0,05	0,23	0,20	0,05	0,066	0,058	deutliche Verformung
Beispiel 4	12,30	0,025	0,10	0,23	0,05	0,096	^10,007
Beispiel 5	3,40	0,025	0,28	0,30	0,08	0,043	0,015
Beispiel 6	15,87	0,025	0,18	0,33	0,20	0,043	0,010	Kerbe bei D ^
Beispiel 7	12,05	0,076	0,22	0,31	0,23	0,071	0,020	Kerbe bei D "^
Beispiel 8	21,03	0,076	0,46	0,18	0,05	0,058	0,076	starke Verformung
TiC-Mo-Ni	21,28	0,05	0,22	0,36	0,33	0,066	-CO, 007	Ausbruch bei A
TiC-Mo-Ni(R) 1,50	0,20
C~7	0,191

*) Verschleißmarkenbezeichnungent A ... Kerbe an der Nebenschneide

B ,,. Verschleißmarksnbreiie ση der Schneidspitzenrundung

C .·· Verschleißrnarkonbreitij an der Hauptschneide

D «.· Kerbo an dor Hauptschneide

Tabelle 2t Verschleißverhalten von erfindungsgemäßen Kartmetallen in Vergleich zu handelsüblichen Sinterkarbiden. Prüfungebedingung B. Teststahli 4340, Rockwell C-Hürte 31 bis 33

♦*)

Werkzeug Schnittzeit Verschleißmarkenbroiten, mn Kolktiefe in min. A B C D in mm

Schneidevervar- Bemerkungen: nung in mm

Beispiel 1 16,79 Beispiel 2 10,70 Beispiel 3 11,15 Werkzeug A*) 13,27 TiC-Mc-Ni 10,95

0,05

0,13 0,15 0,05 0,035

0,25 0,20 0,02 0,051

0,18 0,28 0,10 0,035

0,14 0,15 0,05 0,040

0,20 0,25 0,76 0,043 xO,60

:o,oo7 0,050 0,020 0,015 0,038

deutliche Verformung

Ausbruch bei D

♦) Werkzeug Ai 88,5 Gewichtsprozent (Ti_#Q ς^^Ο 08^°·0 91^Ν·0 09^1 OT ¹²'^{5 Gewichts}P^rozent 9 Gewichtsprozent Mo

**) Verschleißmarkenbezeichnungent A ... Kerbe an der Nebenschneide

B ... Verechleißmarkenbroits an der Schneidspitzenrundung C ... Verschleißmarkenbreite an der Hauptschneide D ... Kerbe an der Hauptschneide

Tabelle 3t Verschleißverholten von erfindungsgenäßen Sinterkarbiden· PrUfbedingung C.	Schnittzeit in min.	Verschleißmarkenbreiten, A BCD	0,05	0,08	—	Hartmetallen in	Vergleich zu handelsüblichen	_«.
Werkzeug	10,10		0,05	0,09	0,03	mm Kolktiefe in ram	Schneidenverfor- Bemerkungen! reung in ram	...
Beispiel 1	10,20	«.-	0,08	0,10	0,03	0,017	< 0,005	—
Beispiel 2	12,50	0,02	0,05	0,03	«...	0,017	< 0,015	—
Beispiel 4	10,80	0,02	0,08	0,05	mm»	0,033	< 0,015	leichte Vorformung
Beispiel 6	9,05		0,46	0,20	...	0,017	^0,007	starke Verformung
Werkzeug 3*)	1,64	...	0,25	0,20	0,66	0,025	0,030	Ausbruch bei D
Werkzeug C*)	4,63	™	0,13	0,08	0,69	■ ...	0,100	Ausbruch bei 0
TiC-Mo-Ni(I)	10,20	0,05	0,41	0,20	0,10	0,043	0,070	starke Verformung
TiC-Mo-Ni(2)	1,69	0,05	0,20	0,15	0,36	0,025	0,038	Ausbruch bei A und D
TiC-Mo-Ni(R)	9,82	0,51	_	0,100
C-7	0,132	< 0,007

Mo_{rt 1t},)(C_{A o}.,N_rt ._Λ)_{η 00}, 17,5 Gewichtsprozent,Ni, U, lO U, O/ U, IC SJ₁)TA.

·) Werkzeug Qt 78 Gewichtsprozent (Ti_n 4,5 Gewichtsprozent Mo

Werkzeug C» ό8,5 Gewichtsprozent (Ti_Q «2^Moo 18^^C0 87^0 13^0 92' 6,5 Gewichtsprozent Mo

Tabelle 4t Verschleißverbalten von erfindungsgeniäßen Legierungen im Vergleich zu hcndelsüblichfin Sinterkarbiden· PrUfbedir;«ung D.

Werkzeug

Beispiel 1

; Beispiel 3

j Werkzeug A^#)
TiC-Mo-Ni(I)
TiC-Mo-Ni(I)

ι TiC-Mo-Ni(2)

in min.

4,36

0,86

5,15

0,66

0,63

0,28

j ^H , fortgesetzt 0,83 ¹TiC-Mo-Ni(R) 0,12 ^! TiC-Mo-Ni(I) 1,06

eißma	rkenbr«	iiten in mm	Schneiclenverfor-	Bemerkungen
B	C	D	mung in am
0,13	0,10	0,05	0,03	_ ■
0,20	0,15	0,13	0,036	erkennbare Verformung
0,25	0,23	0,20	0,05	erkennbare Verformung
·».	3,05		—	Kantenausbruch
0,40	0,30	0,20	0,09	starke Rißbildung
0,15	0,18	0,20	0,05	erkennbare Verformung
0,20	0,25	0,40	0,07	Verformung, Auebruch bei D
	2,50			Kantenausbruch
«...	2,50		»•MB	Kantenau»bruch

*) Werkzeug A: siehe Tabelle 2

Tobelle 5i Kantenausbruch der erfindungsgemäSen Legierungen im Vergleich zu handelsüblichen Sinterkarbidert bei ©rhöhten Vorschubgeschwindigkeiton. Prüfbedingung C.

	Werkzeug	i I ί	Beispiel 1	;	TiC-Mo-NA(I)	Vorschubgeschwindigkeit beim	Kante
		Beispiel 2	I j	'■ TiC-Ma-Ni^)	Eintritt des Bruches, in	inkra
	Beispiel 3		am pro Umdrehung
	1.43 ♦)	0,07
-P- O	1,03	0,08
to OO	1,16	0,076
00
ro
O	0,77	0,078
-j to	1,03	0,076
to

Kantonverformung im Schnitt« |

inkröment vor dem Bruch, in mm I

*) Brucheintritt boi Arretierung dos Werkstückes durch Überlastung des Drehbankantriebee.

I ο j cn

Fig· 8 zeigt die Zeitabhängigkeit der durchschnittlichen Verschleißmarkenbreite für die in Ausfuhrungsbeispiel 1 und 6 beschriebenen, erfindungsgemäßen Legierungen im Vergleich zu handelsüblichen Sorten

j auf TiC-No-Ni-Basis sowie einen Sinterkarbid der Anwendungsklasse 0-7

I (Prüfbedingung A).

\ Fig. 9 zeigt die Zeitabhängigkeit der durchschnittlichen Verschleiß-

«arkenbreite der Werkzeuglegierung in Ausfuhrungsbeispiel 1, einer weiteren, erfindungsgemäßen Legierung A, hergestellt aus 88,5 Gewichtsprozent (Ti₀ ^Mo₀ Q₈)(C₀ ^N₀ ^)_{1 01}, 12,5 Gewichtsprozent Nickel, und 99 Gewichtsprozente Molybdän, sowie einer handelsüblichen TiC-Mo-Ni-Legierung, Lm Drehversuch bei PrUfbedingung 8·

Fig. 10 zeigt die Zeitabhängigkeit der durchschnittlichen Verschleiß* ■arkenbreite der Legierung in Ausfuhrungsbeispiel 2 einer weiteren erfindungsgemäßen Legierung hergestellt aus 78 Gewichtsprozent

^(Ti0,82^Mo0,18⁾i^C0,8Al3⁾0,92' ¹⁷'⁵ G^htsprozent Nickel, und 45 Gewichtsprozent Molybdän, sowie den handelsüblichen Werkzeuglegierungen TlC-Mo-Ni(I), TiC-Mo-Ni(2), TiC-Mo-Ni(R), und einem Sintorkarbid der C-7 Klasse in Drehversuch bei PrUfbedingung C,

Wie aus eines Vergleich der Daten in den Figuren 8 bis 10 hervorgeht, haben die vergleichbaren erfindungsgemäßen Legierungen Überlegene Warraverformungseigenschaften und Schneidkantenfestigkeit bei etwa gleicher oder etwas besserer Verschleißfestigkeit. Die besseren Warmverformungseigenschaften treten dabei besonders bei der Bearbeitung von gehärtetem Stahl gemäß PrUfbedingung 8, oder im Grobschnitt gemäß PrUfbedingung C hervor·

Die nachfolgende Tabelle 6 enthält die Verschleißgeschwindigkeit ausgewählter, erfindungsgemäßer Legierungen, die im Drehversuch gemäß

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PrUfbedingung A erhalten wurden· Bezüglich der in dieser Tabelle angeführten Daten sei vermerkt, daß die unter PrUfbedingung A bei einer
Anzahl der Versuchslegierungen beobachteten Schneidenverformung auf
die höheren Bindenetallgehalte zurückzuführen ist, infolge ihrer höheren Festigkeit und besseren Zähigkeitseigenschaften sich derartige Legierung aber besser fUr Grob- und unterbrochene Schnitte bei etwas niedrigeren Schnittgeschwindigkeiten eignen und daher praktisch wertvoll sind. Die Bruttozusanaensetzungen der bei der Herstellung der in Tabelle 6 angeführten Hartmetalle eingesetzten Karbonitridvorlegierungen sind in Tabelle 7 zusojwengefaBt.

Tabelle 6

Karboni- ! tridvorlegierung A A B C D E F G G H I C C C C C

Bindelegierung Gewichtsprozent

13Ni, 17,85Mo 10Ni, 18,35Mo 13,9Ni, 8,72Mo 25Ni, 8,75Mo 14Ni

10Ni, 6Mo 12Ni, 9,52Mo 13Ni, 3,5Mo 16Ni, 4Mo 9,5Ni, 2,5Mo 10,0Ni, 2,5Mo 13Ni, <SW 15Ni, 8W 13Ni, 3 Cr 16Ni, 5 Cr 15Co, 0,75Mo

**) Verformung Bemerkungen

t in «a *♦♦)

9,5 0,010

9 < 0,008

10,5 <0,005

9 0,008

10 0,008

7 0,010

8 0,005

4 0,038

8 0,008

5 0,010 10 < 0,008

9 0,010 9 0,012 7 0,020 9 0,015

Verfolgung Verforraung

fortgesetzt

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	• 31	Bindelegierung Gewichtsprozent	-	·)	C	8	Verformung in am ♦*»)	Bemerkungen	!
	15Co, 1,50Mo	17	9	7	0,010		i ftr+nee«4"T+
: Karboni- tridvor- ! legierung	15Co, 4W	15	9	10	0,020
•c -	13Co, 4Mo	20	10	9	0,008	—-
C	6,5Ni, 6,5Co, 3,5Mo	21	10	10	<0,008
F	7,5Ni, 7,5Co, 3,5Mo	15	8	9	0,020
ί C	7,5Ni, 7,5Co, 6W	13	7	9	0,025
C	10Fe, 2,5Mo	-	-	-	e»	spröde, star ker Ausbruch :
! c	15Fe	16	mm	0,008	geringfügiger Ausbruch
: C I	15Fe, 5Mo	14	9	0,038	Verformung
! C	10Ni, 3Fe, 2Mo	21	11	<0,008	—-
A	12Co, 2Fe, 7,5Mo	20	—	0,010
C	10-UDIMET 700, 6Mo	16	7	<0,002	leichter Aus bruch
C	10-UDIMET 700	18	8	0,013	leichter Aus bruch
A	11 Ni, 7Mo	13	11	0,017
C	11 Ni, UW	1	10	> 0,127	starke Ver formung
J	11 Co, 8W	2	10	0,101	starke Ver formung
J	9,3Ni, 2OW	16		0,020
J	9,5Ni, 6Mo	22		< 0,008
: j	9 Ni, 35W	—	"*	Verformung, ; freie Wolfram^ phase :
K	12 Co, 9Mo	12	0,020
M	8,5Ni, 6W	U	<0,008
M	8,5Ni, 5W	17	<0,008
M	10,5Ni	18	<0,008
L	12Ni	20	0,01 f
L
: L

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Karboni- Bindelegierung *)

tridvor- Gewichtsprozent tlegierung

L 12Ni, 3Mo 18

N 11Ni, 2,6Mo 11

N 8,8Ni 16

0 9,7Ni 7

0 9,7Ni, 2,4Mo 10

K 13Fe 4

L \7ϊ%

K 7,5Ni, 2Fe, 4Mo 20

L 8Co, 3Fe 19

K 11Co, 3Cr 14

L 10Ni, 2,5Cr 20

K 11-UDIMET 700_# 2Mo 18

L 10-UDIMET 700, 5Mo 8

P 12Ni 20

P 12Ni, 2Mo 21

P 12Ni, 4W 19

Q 13Ni, 2,5Mo 22

C+L,2t1 13Ni, 2,5Mo 22

Q 12Co 18

**) Verformung Bemerkungen

t in mm **♦) c

11 <0,005

7 0,008 —

8^.0,008

4 0,010 freie WC-Phase 4 < 0,008

- · Ausbruch

- - Verformung und

Ausbruch

10<0,003 —-

10 0,010

7 0,008

9<0,008 —-

Ausbruch

8 η. b. 10 0,010 IKO, 008 10 0,008 IUO, 008 11<0,008 10 0,008

*)t_ s Schnittminuten bis zur Erreichung einer Verschleißmarkenj breit· von 0,25 ■■ '**)t ■ Schnittsinuten bis zur Erreichung einer Kolktiefe von 0,05 mm

***) η Verformung der Schneidkante oder Schneidenspitze nach 5 min. Schnittzeit

' Alle Verschleißdaten aus Qehversuchen unter Prüfbedingung A abgeleitet.

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Tobolle 7χ Bruttozusammensetzungen der bei den Ansätzen der Legierungen von Tabelle 6 verwendeten Karbonitridvorlegierungen·

Bezeichnung Zusammensetzung Herstellungsweise

^D ^Vs^o.is^o.ssVis^ ι ^E ("088""012^088"012⁵0,98 '

Ο,ΒΟΟ,δοΟ,ΡονίΟ^, <^TiO,92^W0,08>C^C0.91^N0.09>l,01

^H ^«/'•οβιΡ^βΛ.β^ο.«

ΡονίΟ^β? ²

O₁₈₈Vi₂O₁ .10^W0,10"^C0,86^N0.

^Q (^TI0,80^MoO,15^W0,05^)CC0,8^0,13⁾0,91 '

Die Legierungen geuüß vorliegender Erfindung werden aus den angegebenen Karbonitridvorlegierungen sowie Bindelegierungen auf EisenmetallbasLs (Fe, Co, Ni) und Metallen der VIA-Gruppe der hochschmelzenden Übergangsaatall· (Cr₁, Mo, W), gebildet. ⁰Le Bindelegierung kann zusätzlich noch | kleine Bedingungen anderer Metalle, wie z. B. Aluminium und Titan, ent- { halten, die bekanntlich unter bestimmten Bedingungen Festigkeitssteigerungen der Eisenmetalllegierungen bewirken können. Das Bindemetall kann dabei als Geraenge der entsprechenden Metallpulver oder in vorlegierter Form beim Ansatz verwendet werden.

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j Der Bindemetallgehalt dex erfindungsgemäßen Hartmetalle kann zwischen ■ 5 und 45 Gewichtsprozent der Gesamtlegierung betragen. Bei zu geringem Hilfsmetallgehalt kann das Hartmetall zu spröde sein, während boi zu hohen Gehalten die Legierungen zu weich werden können und die Gefahr ι einer Warmverform'ing beim Einsatz besteht. Der beim Einsatz als Schneid-\ werkzeuge günstigste Bereich des Binderaetallgehaltes der erfindungsge- ^: j mäßen Kartmetalle liegt erfahrungsgemäß zwischen etwa 8 und 25 Gewichts-■ prozent« Im Hinblick auf Verschleißfestigkeit erwiesen sich erfindungs- ' gemäße Hartmetalle mit Bindemetallen auf Nickel- oder Kobaltgrundlage j als ebenbürtig, obwohl die Festigkelten der mit Nickellegierungen ab- , gebundenen Karbonitride im allgemeinen etwas höher lagen als im Falle des Kobalts. .

Infolge merklicher Versprödung der Hartmetalle bei niedrigen Gehalton sind Bindemetalle auf Eisenbasis nur für Hartmetalle mit hohem Hilfsmetallgehalt, vorzugsweise Über 15 Gewichtsprozent, angezeigt. Kleine Eisenzusätze zu Bindelegierungen auf Nickel- und Kobaltgrundlage verbessern die Benetzungseigenschaften, ohne dabei die Biegebruchfestigkeit der Hartmetalle ungünstig zu beeinflussen.

Erfindungsgemäße Hartmetall« mit Bindemetallen aus Nickel-Kobalt-Legierungen waren zäher, aber weniger verformungsfest als solche, die mit Kobalt- oder Nickellegierungen allein abgebunden waren.

Legierungszusätze zu den Bindemetallen auf Eisenmetallgrundlago, vorzugsweise Nickel und Kobalt, spielen eine wichtige Rolle für die Festigkeits- und Verforraungseigenschaften der erfindungsgemäßen Sinterhartmetall« So z. B. erreichen die Biegebruchfestigkeiten eines Karbonitride (Ti- ₈2^Mon iß^^CO 87^0 13^0 92 "** Nickelbinder bei etwa \ 20 bis 25 Gewichtsprozent Molybdänzusatz ein Maximum, wie aus Fig. 11 ersichtlich wird. Bei einer Legierung mit gleicher Karbonitridorund-

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~ 35-

lag*, ober Kobalt als Bindemetall, liegt der entsprechende Molybdängehalt alt etwa 10 Gewichtsprozent bereits bedeutend niedriger, während

j im Falle des Eisens bereits kleine MolybdänzusStze einen ungünstigen

j Einfluß auf die Festigkeitseigenschaften der Hartmetalle haben·

'■ Die optimalen Molybdänzusätze zur Bindelegierung sind ferner von der
ί Stöchiometrie der Karbonitridvorlegierung sowie, in geringerem Ausmaß,

¹ auch von den Sinterbedingungen abhängig/ in allgemeinen erhöhen sich

i die zur Optimierung der Festigkeitseigenschaften nötigen Molybdänzu-

I Sätze mit zunehmenden Werten des Stöchiometriefaktors z, Sintertempera-

' tür und -dauer, sowie abnehmendem Bindenetallgehalt·

Wolfrarzusätze zur Bindelegierung haben einen ähnlichen Einfluß auf die Eigenschaften der Hartmetalle wie Molybdän, und wirken sich besonders

i gUnetig auf die Benetzungeeigenschaften und die Verteilung der Binde- !

i phase im SintergefUge aus« Ih Falle optimaler Zusätze erwiesen sich die !

ι volframlegierten Hartmetalle nur geringfügig den auf Molybdänbasis unter^

j legen· ';

ι Chrorazusätze zu den Bindenetallon (Ni-Cr, Co-Cr, Fe-Cr), sowie Ver-

j wendung von Hilfsmetallen auf Superlegierungsgrundlage, wie z. B. I ! UDIMET 700, beeinträchtigen etnas die Schneidleistung infolge nach- < ί j

i weisbarer Versprädung bei Hilfsmetallgeholten unter 14 Gewichtsprozent, j ! aber die günstige Auswirkung von Chrom auf die Oxidationsbeständigkeit j ; kann für andere Anwendungszweck· von Vorteil sein· |

! I

ι ;

■ Die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Karbonitridhartmetalle können ' \ ferner noch durch Legieren der Karbonitridphase beeinflußt werden. Die | folgenden Ausfuhrungen geben eine Zusammenfassung der aufgrund von i

Herstellungsdaten, gemessenen Eigenschaften und Prüfdaten beim Drehen ]

i von Stahl ermittelten Einfluß der Legierungszusätze, au« denen der

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Einfiuß weiterer, in den Rahmen vorliegender Erfindung fallender Legierungszusätze abgeschätzt verden kann.

(1) Bei gegebenem Titanaustausch in der Karbonitridvorlegierung werden Schneidleistung und Eigenschaften nur wenig durch teiiweixen oder vollständigen Ersatz des Molybdäns durch Wolfram beeinflußt.

(2) Austausch von Titan durch Molybdän υηό Wolfram ira Karbonitrid in Mengen bis zu 22 Molprozent, hat praktisch keinen Einfluß auf die Kolkverschleißgeschwindigkeit, bewirkt jedoch erhöhte Festigkeit und bessere Verformungseigenschaften ira Vergleich zu unlegiertem Titankarbid bzw. -karbonitrid, Bei Gehalten über 25 Molprozent nimmt jedoch cvie Kolkverschleißgeschwindigkeit bei weichen bis mittelharten Stöhlen stark zu, jedoch zeigen derartige Hartmetalle bessere Schneidleistungen auf gehorteten Stöhlen (R >48) als die titanreicheren Legierungen.

Daten der Kolkverschleißgeschwindigkeit in Abhängigkeit von Molybdän- bzw· Wolframaustausch in Karbontrid sind in Fig. 12 wiedergegeben. Die Kolkverechleißdaten wurden dabei im Drehversuch auf Stahl 4340 mit einer Rockweli-C-HSrte von 21 bis 23,5 gemBß Prüfbedingung A ermittelt. Da der Kolkverschleiß bei dex Bearbeitung von geharteten Stählen nicht bestimmend für die Schneidleistung ist, sind dio besseren Standzeiten der Molybdän- bzw. Wolfram-reicheren Legierungen auf ihre bessere Schneidkantenfestigkeit zurückzufuhren.

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(3) Austausch von Titan durch Zirkon und Hafnium in Mengen bis zu 10 Molprozent hat keinen nennenswerten Einfluß auf Herstellbarkeit und Leistungsfähigkeit d9x Legierungen, während der Austausch von Mehr als 20 Molprozent bereits erheblich höhere Temperaturen zur Dichtsinterung benötigt. Noch höhere Zusätze haben eine ungünstige Auswirkung auf die Bindenetallverteilung in Hartmetall und bewirken auch einen Abfall der Biegebruchfestigkeit·

(4) Teilweiser Ersatz des Titans durch Vanadium und Niob begünstigt die Benetzbarkeit des Karbonitrids und erlaubt niedrigere Sintertemperaturen, bedingt Jedoch einen gewissen Abfall der Kolkungsbeständigkeit· Legierungen, in denen das Titan zu »ehr als 30 Molprozent durch diese Metalle ersetzt ist, müssen zur Vermeidung von Stickstoffverlusten in einer, zumindest t*il*eisen, Stickstoffatmosphäre gesintert werden·

(5) Teilweise^ Ersatz des Molybdäns bzw. Violframe durch Vanadium, Niob, Tantal und Chrom bewirkt eine Herabsetzung des Stickstoffzersetzungsdruckes der Karbonitridphase und eine Verbesserung des Kolkverschleißes, hat Jedoch keinen verbessernden Einfluß auf die Biegebruchfestigkeit der Legierung«». &ei Austauschen von mehr al* 40 Molprozeet wird ! die HischungslOcke beträchtlich eingeschnürt «nd die B**töndigkeit der Legierungen gegen Kornwachstum wird beeinträch- I tigt.

In der nachfolgenden Tabelle 8 sind Verschleißdaten einer Auswahl erfindungsgemäßer Hartmetalle, die die vorher beschriebenen Legierungselemente enthalten, zusammengefaßt. Die angegebenen Resultate wurden dabei aus iDrehversuchen unter PrUfbedingung A abgeleitet·

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CO
OO
CD

Tobella 8t Zusamaensetzungen und Schnittleittungen ausgewählter, höherlegierter Karbonitridhartmetalle. PrUfbedingung A.

Bruttozucamnensetzung der Karbonitridvorlegierung

^(T1080^HF

, 18^^C0,85^NQ,15*0,94 , 18^)(C0,84^N0,16>0,94 , 18^)(C0,86^N0,14*0,93 ,18^)(C0,88^N0,12*0,96 * ^(C080^N020*

0,80^HF0,05% 15* ^(C0,80^N0,20*0,92

(^TiO, 80^Hf0,05^MoO,

,80^N0,20^0,92

^(Ti0,75^Nb0,07^Mo0,18⁾^^C0_#84^N0_#10⁾0,94

^)(C0,86^N0,14^}0,94

Bindelegierung, *) Gewichtsprozent t,

13 Ni, 3 Mo 22 13 Ni, 3 Mo

13 Ni, 3 Mo 21

12 Ni, 3 Mo 8

12 Ni, 4 Mo 14

12 Co, 1 Mo 8

13 Ni, 3 Mo 20 13 Ni, 3 Mo 14 13 Ni, 2 Mo 9 13 Ni, 2 Mo 19 13 Ni, 3 Mo 20 13 Ni, 3 Mo 8 13 Ni, 3 Mo 18

_11 Ni .. 16

**) Verformung

t in «n ♦··)

11 ^0,008

m fm

10,5 ^. 0,008

10 0,008

8 0,020

8 0,025 10 <C 0,008

9 < 0,008

8 0,015 10 0,010 10 < 0,008

n. d, 0,025

9 < 0,008

9 . ... 0,010

Benerkungen

porös

porös, Ausbruch

Verformung

grobes Gefüge

Verformung

fortgesetzt

-»J ω co

^^Ti0,75^V0,08^W0,

1· Fortsetzung von Tabelle

Bruttozusammensetzung der Karbonitridvorlegierung

_f 18^)(C0,88^N0,12>0,96

,15^0,93

, 15^^C0,84^N0,16*0,95 ,80^V0,10"⁰0,10^^C0,82^N0,18*0,95 ^(Ti0,70^V0,15^Mo0,15^)(C0,79^N0,21⁾0,93

,16*0,95 <^T10,80^V0,O5^Mo0,15* <^C0,84^N0,16*0,95

_# 15>^(C0,86^N0,14^0,91

^(T10,70^Ta0,15^0,15^)(C0,82^N0,18*0,92

^(Ti0,70^Cr0,15^Mo0,15^)(C0,85^N0,

Bindelegierung, *) Gewichtsprozent t.

15 Fe

11 Ni 16

12 Ni, 4 Mo 20 12 Ni, 4 Mo 17 12 Ni, 3 Mo 18 12 Co, 1 Mo 16

6 Ni, 6 Co, 2 Mo 13

12 Ni, 3 Mo 21

12 Ni, 3 Mo 14

12 Ni, 3 Mo 19

11 Ni, 2 Mo 8

<^Ti0,80^CW°0,15^KC0,86^N0,14*0,92 ^{12 Ni}' ³ *

13 Ni, 4 Cr

19

14

**) Verformung

t in mm ***)

~C 0,008

< 0,008

< 0,008 0,015

< 0,008 0,010

< 0,008 0,010

< 0,008 0,010

9 < 0,008 9

Bemerkungen

stark porös

Stickstoffver-o luste

Ausbruch fortgesetzt

2. Fortsetzung von Tabelle 8t

Bruttozusamaensetzung der
Karbonitridvorlegierung

Bindelegierung, ·) ^##) Verformung Bemerkungen Gewichtsprozent t

in mn ***)

^12Ce·²

¹⁷ °·⁰¹⁰ °'⁰¹⁰

*) t- * Schnittminuten bis zur Erreichung einer Versehleiftrarkenbreite von 0,25 m

··) t « Schnittainuten bit zur Erreichung einer Kolktiefe von 0,05 en

Verformung der Schneidkante oder Schneidenspitze nach 5 min. Schnittzeit

Alle Verschleißdoten aus Drehversuchen unter PrUfbedingung A abgeleitet·

JI -on·

» 41 -·

Die in den vorangegangenen Tabellen und Diagrammen getroffene Auewahl von Legierungen und Versuchsdaten repräsentiert viele weitere, erfindungsgemäße Hartmetalle «it anderen Zusammensetzungen, die la Laufe des Versuchsprogramms hergestellt und geprüft wurden. Wie ein Vergleich der Schnittleistungen zeigt, ermöglichen die neuartigen Spinodalkarbonitrid-Bindeaetall-Hartaetalle beträchtliche Leistungssteigerungen Über entsprechenden, handelsüblichen Sinterhartmetallen.

Obwohl jeder Bearbeitungsvorgang verschiedenartige Anforderungen an das Werkzeug stellt und so je nach den Bedingungen das eine oder andere Werkzeugmaterial bessere Leistungen ergibt, so haben ausführliche Drehversuche ergeben, daß die erfindungsgemSßen Hartmetalle auf der Grundlage Ti-Mo-C-N eit Ni-Mo-Bindemetall an vielseitigsten sind· Im Rahmen dieses Legierungssystems selbst scheint ein Zusammensetzungsbereich

Karbon!tridvorlegierung (Ti Mo )(C N ) , der durch die Parameterwertet y und ν zwischen 0,10 und 0,20, und ζ zwischen 0,85 und 1,07, gegeben ist, in Verbindung mit Ni-Mo-Bindemetailgehalten von 12 bis 20 Gewichtsprozent Legierungen zu ergeben, die einen optimalen Kompromiß zwischen Anwendungsvielseitigkeit, Zähigkeit, Festigkeit und Schneidleistung auf der einen Seite, υηά Einfachheit der Herstellung und Kostenpunkt auf der anderen Seite, darstellen·

Obwohl der priraüra Anwendungsbereich U9X erfindungsgemäßen Spinodalkarbonitridhartmetalle hauptsächlich auf dem Schnoidwerkzeugsektor liegt finden diese verschleißfesten und verhältnismäßig zähen Hartmetalle auch andere Anwendung, wie z. B. für abriebfeste Auskleidungen, Meßlehren, Lager, Dichtungen usw·

In der vorangegangenen Beschreibung der Erfindung wurden eine Anzahl bestimmter Ausführungsbeispiele behandelt und aus den Versuchsdaten verallgemeinernde Schlüsse gezogen, es sind jedoch im Rahmen der Erfindung

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zustitzliche Abänderungen in bezug auf Zusammensetzung und Herstellungeweise möglich, so daß die Erfindung durch die speziellen Beispiele in keiner Weise beschrlinkt sein soll·

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Claims (1)

Patentansprüche

1. Gesinterte Karbonitrid-Bindeeetallegierung, dadurch gekennzeichnet, daß die Metallkoaponent· im Karbonitrid aus Titan und eine» Metall H der VIA-Gruppe bestellt und di· Bruttozusamsnsetzung des Karbonitrids innerhalb des durch di· Kbnzentrationspunkte ABC und des Stochioaetriefoktors χ in Figur 1 abgegrenzten Bereiches fallt, und daß dos Bindemetall aus Elementen der Eisengruppe und Metallen der VIA-Gruppe gebildet ist und anteilmäßig zwischen 5 und 45 Gewichtsprozent der Sinterlegierung betragen kann.

2. Bindeaetallegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Karbonitridkoeponente in dor Legierung aus zwei Phasen besteht^ wobei die eine Phase ex', titan- und stickstoffreich ist, während die zweite Phase, ex", wenig Stickstoff, ober einen höheren Gehalt on Metallen der VIA-Gruppe aufweist und diese Phasen i« Mikrogefüge so angeordnet sind, daS dl· i>"-Phase vornehmlich die O'-Phase u»~ hüllt und die Grenzflach· zu« Bindeeietall hauptsächlich durch die CS"-Phase gebildet wird.

3. Bindeaetallegierung noch Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des angegebenen Karbonitrids innerhalb des

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; durch dim Punkt· Aß'C'E' und des Wertebereiches des Stöchiometrie-I foktors ζ in Figur 1 abgegrenzten Bereiches füllt·

^: 4« Bindeoetallegierung nach einen der Ansprüche 1 bis 3, dadurch ge- ; kennzeichnet, daß das VIA-Metall M aus der Gruppe bestehend aus

; Molybdän und Wolfran ausgewählt ist.

5. Bindeaetallegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch ge-

: kennzeichnet, daB das Eisenmetall in Bindemetall aus der Gruppe be-

j stehend aus Kobalt und Nickel ausgewählt ist und sein Anteil an der

; Sinterlegierung zwischen 8 und 25 Gewichtsprozent der ZusaaEinen-

'· Setzung betragt.

; 6. Bindeaetallegierung nach eine» der Ansprüche 1 bis 5, dadurch ge- ; kennzeichnet, daß da* VIA-Metall ia Bindeaetall aus der Gruppe be- _; stehend aus Chroe, Molybdän und UoIf ran ausgewählt ist und sein ' Anteil an der Sinterlegierung zwischen 1 und 12 Gewichtsprozent ί betragt.

: 7· Bindenetollegierting nach einen der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 20 Hclprozent des Gescatgeholtos an Titan la angmgmbmnmn Kezboniixid durchs !Metalle tümx Qxvpps bestehend aus Zisk&m_s - KafniuB, *i®Ruuimm υηύ Hiob ersetzt

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i 8. Bindemetallegierung nach einen der Ansprüche 1 bis 7, dadurch ge-

j kennzeichnet, daß bis zu 40 Molprozent des Gesamtgehaltes an VIA-

; Metallen im Karbonitrid durch Metalle der Gruppe bestehend aus

¹ Vanadium, Niob, Tantal und Chrom ersetzt sind.

: 9. Bindemetallegierung nach einem dt»x Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge-

kennzeichnet, daß das Eisenmetall in Bindemetall bis zu 40 Gewichtsprozent Eisen enthält und der Rest aus Metallen der Gruppe Kobalt ί und Nickel besteht·

! 10. Bindemetallegierung nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Bindemetallgehalt der Sinterlegierung zwischen 8 und 25 Gewichtsprozent beträgt.

11. Bindemetallegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch ge-

'■ kennzeichnet, daß das Bindemetall zwischen 0,2 und 8 Gewichtsprozent

Titan und zwischen 0,2 und 4 Gewichtsprozent Aluminium enthalt·

12. Verfahren zur Herstellung von Sinterlegierungen mit Zusammensetzungen

nach einest der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß PuI- ! ver von Karbonitridvorlegierungen durch Nitrierung von Karbid- und i Metallpulyergomischen bei Temperaturen zwischen 1400 C und 1800 C ! hergestellt werden, daß Pulver geeigneter Bindemetalle den auf diese

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: Weis· hergestellten Karbonitridvorlegierungen beigemengt werden, daß • die Pulvernischung mechanisch unter einer geeigneten Mohlflüssigkeit bis zur Erreichung dex gewünschten Korngrößenverteilung vermählen wird, und daß die aus diesen aufbereiteten Pulverraischungen gepreßten ; Formstücke bei erhöhter Temperatur gesintert werden.

i 13· Verfahren zur Herstellung von Sinterlegierungen «it Zusammensetzungen Ϊ nach einen der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daS Pulver : von Karbonitridvorlegierungen durch Homogenisierung vorgebildeter ; '■ Karbide und Nitride hergestellt werden und durch Zumischen weiterer

¹ j

; vorgebildeter Karbidlegierungen auf die gewünschte Zusammensetzung gebracht werden, daß Pulver geeigneter Bindemetalle den auf diese ;

s - I

t Weise hergestellten Karbonitridvorlegierungen beigemengt werden, ;

! ■ I

I da3 die Pulvermischung mechanisch unter einer geeigneten Mahlflüssig-

·■ keit venrahlen wird, und daS die aus diesen aufbereiteten Pulver» > j Ϊ

j sischungen gepreßten Formstücke bei erhöhter Temperatur gesintert

^: werden·

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