DE2429074A1 - Materialzusammensetzung mit gesinterten karbonitriden und aus solchen materialien bestehende werkzeuge - Google Patents

Description

Teledyne Industries, Inc., 1901 Avenue of the Stars, los Angeles, California 90067, USA

Materialzusammensetzung mit gesinterten Karbonitriden und aus solchen Materialien "bestehende Werkzeuge.

Zusammenfassung:

Gegenstand der Erfindung ist eine Materialzusammensetzung, die gesinterte Karbonitrid-Bindemittel-Metallegierungen aufweist. Das Karbonitrid hat eine Bruttozusammensetzung, die in deft Bereich ABCD der Figur 1 fällt und innerhalb der ebenfalls in Figur 1 gegebenen zusätzlichen Konzentrationsgrenzen liegt. Das Bindemittel wird aus Metallen der Eisengruppe ausgewählt und hat zwischen 3 und,^0Gewichtsprozent der Zusammensetzung.

Vorliegende Erfindung bezieht sich auf verbesserte, hilfsmetallgebundene Karbonitridlegierungen und insbesondere auf verbesserte Earbonitridlegierungen, die auf einer Kombination von mit Titan angereicherte^ . Karbonitridzusammensetzungen basieren, bei der die Metallkomponente ferner mit Hafnium und Metallen der Gruppe Y und VI, Wolframkarbid und einem Eisenmetallbindemittel, vorzugsweise Kobalt, legiert ist.

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ORlGIMAL INSPECTED

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Kommerziell zur Verfugung stehende Stahlschneidkarbidgüten. bestehen aus Titan-Tantal~Wolfram--Karbiden, die mit Kobalt gesintert sind. Die harten Phasen in einem Stahlschruppsüte--Material" bestehen typischerweise aus vergleichbaren Volumenprozenten kubischen Karbids, das praktisch alles Titan und Tantal wie auch etwas Wolfram in Form'einer festen Lösung enthält, während der Rest aus im wesentlichen nichtlegiertem Wolframkarbid besteht. Das Titankarbid ergibt die erforderliche Kolkverschleißgeschwindigkeit-, während Tantalkarbid, die thermische Verformungseigenschaft verbessert und auch zu den Kolkverschleißeigenschaften beiträgt, ohne daß dabei die Legierungszähigkeit nachteilig beeinflußt' wird. Die hohe Leitfähigkeit verbunden mit den guten Bindemittelbenützungseigenschaften macht Wolframkarbid su einem unentbehrlichen Bestandteil zur Erzielung entsprechender Zähigkeit und Wärmestoßwiderstandsfestigkeit bei diesen Legierungen.

Es ist bekannt, zur Verbesserung der Abnutzungseigenschaften ein Seölfcal&rbid durch das sehr ähnliche Fiobkarbid oder durch Hafniumkarbid zu ersetzen; dies hat jedoch einen nachteiligen Einfluß auf die Zähigkeit. Während die Zähigkeit (toughness) dieser Legierungen dadurch verbessert werden kann, daß der Bindemittelgehalt und/oder die Korngröße der Hartkomponenten vergrößert wird, macht die Abnahme des thermischen Deformationswiderstandes das Material nicht konkurrenzfähig zu vorhandenen Karbidgüten; In einem Aufsatz von R. Kieffer, G-. Travesinger und Έ. Reiter, Planseeberichte für Pulvermetallurgie 17, 1969, Seite 25, wird jedoch ausgeführt, daß die Festigkeit-und Zähigkeitseigenschaften von kommerziellen Karbidgüten durch teilweisen Ersatz von Tantal durch Niob und/oder Hafnium verbessert werden können-Dieser Aufsatz gibt jedoch keine Daten für diese Ausführungen an-r

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Versuche, die ausgezeichneten Abnutzungseigenschaften von Nitriden in Werkzeugmaterialien mit Wolfram und anderen Karbiden wie von O. Heyer und V/. Eisender in Archiv f.d. Eisenhüttenwesen 11 •••litzen. (1938), 54-5 beschrieben - haben Materialien ergeben, die geringe Festigkeitseigenschaften aufwiesen und somit mit vorhandenen gesinterten Karbiden nicht in·Konkurrenz treten konnten.

Wie R. Kieffer usw. in Metall 25 (1971) Seite 1335 berichteten, haben die Arbeiten an Werkzeugmaterialien für das Hochgeschwindig-keits-Endbearbeiten von Stählen Verbesserungen in den Festigkeitseigenschaften von gesinterten Titan-Karbonit3.-iden ergeben, während die Binderbenetzbarkeit von Zirkon- und Hafnium-Karbonitriden nicht zufriedenstellend war. Konkurrenzfähige Karbonitridlegierungen für das Hochgeschwindigkeitsbearbeiten von Stählen und Superlegierungen wurden erst in jüngster Zeit durch Anwendung einer neuen Zersetzung; reaktion im Ti - Mo (W) - C-N- System erhalten, aufgrund ihrer geringen thermischen Leitfähigkeit sind diese Karbonitride· nicht geeignet für unterbrochene Schnitte und Fräsvorgänge bei hohen Vorschubgeschwindigkeiten. Hierzu wird verwiesen auf US-Serial 370. 865 vom 18. Juni 1973 und auf den Aufsatz von E.Rudy, S. Worchester und W. Ellington "Proceedings of the 8th Plansee Seminar,Reute, Tirol, Mai 1974".

Aufgabe vorliegender Erfindung ist es somit, eine verbesserte Materialzusammensetzung anzugeben, die auf Karbonitridlegierungen mit verbesserter Zähigkeit, Festigkeit und verbesserten Abnutzungseigenschaften, verglichen mit herkömmlichen Schruppgüten für Stahl, basieren. Aufgabe der Erfindung ist ferner, verbesserte gesinterte Karbonitridlegierungen anzugeben, die die günstigen Eigenschaften von Spinodal-Karbonitrid-Bestandteilen mit denen von Wolframkarbid kombinieren, um die für die beabsichtigten Anwendungsfälle erforderlichen Eigenschaften in bezug auf Zähigkeit,Heißfestigkeit und thermische Stoßbeanspruchung zu erzielen.

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Weiter ist es Aufgabe der Erfindung, solche Karbonitridlegierungen anzugeben, die unter Vakuumsinterbedingungen bei Vorhandensein von Eisengruppen- Metällbinderlegierungen stabil sind.

Ferner ist es Aufgabe der Erfindung, solche Legierungen anzugeben, bei denen die Spinodallegierung mit dem Bindemittel und mit anderen Zusatzkarbiden so zusammenwirkt, daß eine gute Bindemittelbenetzbarkeit und damit gute Festigkeitseigenschaften gewährleistet sind, und daß eine Brüchigkeit der Zusammensetzungen durch An-Sammlung unerwünschter Elemente, z.B. Hafnium und Hiob, im Bindemittel verhindert wird.

Gemäß vorliegender Erfindung wird eine Earbonitridhartlegierung vorgeschlagen, bei der die Karbonitridkomponente eine Bruttozusammensetzung nach der Gleichung (M¹ M ) (C IT ) besitzt, wobei M¹ ausgewählte Kombinationen der Elemente Titan, Hafnium, ITiob

und Tantal (Ti„, (Hf Hb Ta. ),,) und M ausgewählte Kombinationen a r s ο υ

der Elemente-Molybdän und Wolfram (Wa Mo^) darstellt. Die MoI-bruchteile sind χ + y = 1 und u + ν = 1. Die Werte u,v,x und y sind durch die Fläche ABCD der Figur 1 bestimmt, der Wert von z, der stöchiometrische Parameter, ist zwischen 0,90 und .1,0. Die Elemente Hafnium, Niob und Tantal sind vollständig austauschbar und ihre relativen Konzentrationen sind durch die Parameter r, s, t gegeben, wobei r * s + t = 1, aber die kombinierten Molbruchteile dieser Elemente, V (a¹ + b¹= 1) sollen die Molbruchteile von Üitan nicht übersteigen, d,h. b¹ ^a¹. Der Molbruchteil von Molybdän in Mb (a + b = 1) soll nicht den von Wolfram übersteigen, ; d.h. b £ a. Die Binderphase wird aus den Eisengruppe-Metallen auegewählt und weist zwischen 3 und 20 Gewichtsprozent der Zu-• Samens et zung auf.

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Im bevorzugten Bereich der Erfindung weist die Karbonitridkomponente eine Bruttozusammensetzung auf, bei der die Werte von u, v, χ und f durch die Fläche A¹ B¹C¹D¹ nach Figur 1 definiert sind, während die Werte der anderen Konzentrationszusammensetzungen die gleichen Grenzwerte wie oben besitzen. Die Bindemittelphase wird

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aus der Gruppe ausgewählt, die Kobalt und Nickel enthält und zwischen 4 und 12 Gewichtsprozent der Zusammensetzung aufweist.

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

Figur 1 eine graphische Darstellung mit zusätzlichen Angaben in bezug auf die Bruttozusammensetzungen der Karbonitrid legierungen.nach der Erfindung, *

Figur 2 eine schematische Darstellung der entsprechenden Phasengleichgewichte, wie sie in dem ^Ti, ¥) (C,ΪΓ) - System bei Temperaturen um 1400⁰C vorhanden sind,

Figuren 3?4,5 Verschleißkurven, die den Werkzeugverschleiß ver- · schiedener Werkzeuge vergleichen, und zwar von Werkzeugen nach vorliegender Erfindung und solchen nach dem Stande der Technik, wenn beide identischen- Prüfbedingungen ausgesetzt werden,

Figur 6 Verschleißkurven, in denen die Verschleißwerte einer ausgewählten Werkzeugzusammensetzung nach vorliegender Erfindung, die verschiedene Oberflächenbehandlungen erfahren hat, verglichen werden, wenn sie identischen Prüfbedingungen ausgesetzt werden,

Figur 7 Verschleißkurven, in denen die Verschleißwerte von Werkzeugen nach vorliegender Erfindung und nach dem Stande der* Technik miteinander verglichen werden, wenn sie identischen Prüfbedingungen ausgesetzt werden, und zwar bei Superalloy INCOBEL 625,

Figur 3 eine graphische Darstellung der Bindemittelfestigkeit von Werkzeugen nach der Erfindung als Punktion des Bindemittelgehaltes des Werkzeuges,

Figur 9 eine graphische Darstellung der Biegefestigkeit von Werkzeugen nach vorliegender Erfindung als Funktion des des

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relativen Stickstoffgehaltes des Werkzeuges,

Figuren 10 und 11 die .Kolkverschleißgeschwindigkeit von Werkzeugen nach vorliegender Erfindung als Funktion des Titan- und Zusatzmetallgehaltes,

Figur 12 die Kolkverschleißfestigkeit von Werkzeugen nach vorliegender Erfindung als Funktion des Hafniumgelialtes in Zusatzmetall,

Figur 13 die Kolkverschleißgeschwindigkeit von Werkzeugen nach vorliegender Erfindung als Funktion des relativen Stickstof fgehaltes. des Werkzeuges, und

Figur 14 die Kolkverschleißgeschwindigkeit von Werkzeugen nach vorliegender Erfindung als k Funktion des Hafnium--lfiob-Gehaltes im Austausch für Titan.

Obgleich die gesinterten Karbonitridlegierungen kleinere Mengen einer großen Anzahl von unterschiedlichen Legierungselementen aufweisen können, basieren die bevorzugten Ausführungsformen der Karbonitride nach vorliegender Erfindung auf dem System Ti-X--W-O- N, wobei X an Stelle der Elemente Hafnium, Niob und Tantal steht.

Die Bruttozusammensetzung der Hartkomponente in den gesinterten Legierungen nach der Erfindung werden zweckmäßigerweise als relative Molbruchteile von Metall und Zwischenraumelementen in der Form (M¹ M" ) (C₁₁ It₇J₂, (x + y - 1; u + v = 1), ausgedrückt, wobei χ und y die Molbruchteile (Metallaustausch) der Hetallkomponenten M* und M sind; M¹ stellt die Metallkomponente Ti₃; (Hf. Ub₃, Ta₁J^, (a¹ ,+ V » 1); (r*s + t-1)in Karbonitrid dar, wobei a¹ der relative Molbruchteil von Titan und b' die relativen kombi nierten. Molbruchteile (r, s,t) der hauptsächlichen, legierungs- bildenden. Zusatzelemente Hafniue (r), ITiob (a) und Tantal (t) sind; Il stellt die 71. Metallkompon.an.te WHo. (a+b=»1)des Karboni^ltrld* dar', wob·! a und "b di· 3mletiTen Molbruchteile von Wolfram und Molybdän und u und ν die Solbvu«2it«ll· von Sohlenstoff und

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Stickstoff der Zwischenraumelementkomponente darstellen; der stöchiometrische Parameter ζ ist das Verhältnis der kombinierten Anzahl von Grammatomen Kohlenstoff und Stickstoff pro Grammatom (M¹ +M).

Die Ausdrücke a¹ .x, r.b¹· . x, s.b¹ .x ; b'-t.x_r a.y und b.y bezeichnen die Bruttomolbruchteile von Titan, Hafnium, Niob, Tantal, Wolfram und Molybdän in der Metallkomponente des Karbonitrids. Bruttowerkzeuglegierungszusammensetzungen in den Tabellen sind in der letzten Ausdrucksweise angegeben; falls erwünscht, können die einzelnen Parameter a¹, b¹, r, s, t, a und b auf einfache Weise aus den gegebenen Bruttomolbruchteilen mit Hilfe obiger Beziehungen bestimmt ■ werden.

Figur 1 ist eine graphische Darstellung des Bruttozusammensetzungsbereich.es der Hartphase (Karbonitrid) - Komponente, die als Eingangsmaterial bei der Herstellung der Legierungszusammensetzungen nach vorliegender Erfindung verwendet wird. Bei dem gewählten Konzentrationsmaßsystem entspricht die Ordinate in Figur 1 dem Molbruchteil ν (Stickstoffaustausch in der Legierung), während die Abszisse dem Molbruchteil y (M-Austausch in der Legierung) entspricht. Beide Zusammensetzungsachsen sind auch durch u und χ definiert, da χ + y =1 und u + ν =1. Die Bruttozusammensetzungen der Werk zeuglegierungen nach vorliegender Erfindung fallen in den Zusammensetzungsbereich, der durch ABCD begrenzt wird, vorzugsweise jedoch innerhalb die begrenzte Fläche A¹B¹G¹D¹"in Figur 1, wobei in Figur 1 zusätzliche Beschränkungen gemacht sind, nämlich, daß ζ eine Veränderliche zwischen den Grenzwerten 0,90 und 1,0 ist, d.h. 0,90 Iz 1, daß der relative Molbruchteil von Molybdän nicht den von Wolfram übersteigt, d.h. b ^.a, daß die Zusatzmetalle Hafnium, Niob und Tantal vollkommen austauschbar sind, wobei ihre relativen Konzentrationen durch die Parameter r, s und t gegeben sind, wobei gilt: r + s t« 1, und daß die kombinierten relativen Molbruchteile von Hafnium, Niob und Tantal den Molbruchteil von Titan nicht übersteigen sollen, d.h. b¹ £. a¹. Bei dem gewählten Konzentrationssystem und bei den Beschränkungen in bezug auf die Zusammensetzungs-

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-grenzen für die Metallkomponenten, die oben angegeben sind, entspricht die

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Zusammensetzung A ( M' _Λτ. _M λ r η -κτ

' ^y o,85^{y v} o,995 0,005·

^ΰ ^ ^Γ1 ο,15 o,ö5^{; L} o,995

" C ( M' M ,, ) (C „ο

O , bO O, M-O O , Oil

Il T) C Ml Wf "\ ((Λ

^y 0,60 ο,4ο^; ^ ο,985

^B' »'0,22 ^HO,7S) (°o,95 ^Ho,o5)

^(H'o,6o ^Mo,4o>

In Figur 1 sind die folgenden Zusammensetzungen gezeigt:

Zusammensetzung E entspricht: (M¹ _nz,_n M _Aoc;) (C poc N

¹¹ F " (M¹ M ) (C N

ο,yo ο,5o ο,9o ·ο,

<^H1o,6o^Mo,4o

Die Pläche ABCD ist die Summe der Flächen ABEGID und GIGE. Entsprechend ist die Fläche A¹B¹C¹D¹ die Summe der Flächen A¹ B¹ KH und C¹D¹ HGF. . . -

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Einige der legierungsbildenden Grundsätze für die Materialien nach vorliegender Erfindung sind in Figur 2 gezeigt, die das Teilphasendiagramm für das Ti-W-C-N- System bei Temperaturen von ca. 140O⁰C und für z-Verte nahe 1 zeigt. Die.Ordinate und Abszisse der Figur 2 sind der Molbruchteil ν (Stickstoffaustausch..' in der pseudobinären festen Lösung Ti (N, C)₂, und der Molbruchteil y (Wolframaustausch) in der pseudobinären festen Lösung (Ti, W) C₂,. Der mit oo bezeichnete Bereich gibt den homogenen Feldbereich der festen Lösung (Ti, W) (C, N)_n,,, der mit ec¹ + oc" bezeichnete Bereich umschließt das Ausmaß des Mischbarkeitsspaltes, und der Punkt P„ ist der kritische Punkt des Systems bei der gegebenen Temperatur. An den Mischbarkeitsspalt schließt sich auf die Wolframseite zu ein dreiphasiger Gleichgewichtsabschnitt an, in welchem die Grenzteile oc₀und oc "₀ der festen Karbonitridlösung mit praktisch nicht legiertem Wolframmonokarbid im Gleichgewicht sind. Auf höhere Temperaturen zu wird die Größe des Mischbarkeitsspaltes kleiner und der kritische Punkt P verschiebt sich gegen die Mitte des Zusammensetzungsvierecks; die Linie, die die Zusammensetzungen OC' und oc" verbindet, schrumpft mit zunehmender Temperatur und geht schließlich in einen Punkt über, der mit dem kritischen Punkt P zusammenfällt; oberhalb der Temperatur dieses Bereiches, die mit etwa 1600-1650⁰C angegeben ist, besteht das dreiphasige Gleichgewicht u.¹ + o<." + WC nicht mehr und seine Stelle wird von einem zweiphaslgen Gleichgewichtszustand eingenommen, bei dem Wolframkarbid WC im Gleichgewicht mit einem zweiten Bereich von festen Karbonitridlösungen (Ti W) (0,N)₀, ist. Das Ausmaß des Mischbarkeitsspaltes und die Lage der Endpunkte des Dreiphasengleichgewichtes OC¹ + OC" + WC sind auch abhängig von dem-Grad des Fehlens eines Zwischenraumelementes, d.h. dem Wert des stöchiometrischen Parameters z; der Mischbarkeitsspalt wird mit zunehmendem Fehlen des Zwischenraumelementes kleiner, ao daß die Degeneration des Dreiphasengleichgewichtes OC¹ + OC" + WC bei einer tieferen Temperatur bei substöchiometrischen (z ^.1) Zusammensetzungen auftritt; die Wolframkarbidlöslichkeit in Karbonitrid ist deshalb bei aubstöchiometrischen Zusammensetzungen höher.

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In Verbindung mit der Beschreibung der erfindungsgemäßen Legierungen ist eine Betrachtung verschiedener Eigenschaften der koexistierenden Phasen und der Anordnung der Phasengleichgewichtszustände wie auch der Reaktionen, die bei getrennten Legierungsbildungsadditionsphasen auftreten, von Bedeutung.

Erstens verringert der Ersatz von Stickstoff anstelle von Kohlenstoff die Löslichkeit von Wolframkarbid in der kubischen «'--Phase und erhöht damit für einen festen Metallaustausch die Menge an freiem Wolframkarbid und infolgedessen die Zähigkeit und die Wärmeleitfähigkeit der Legierungen.

Zweitens sind die Gitterparameter der ot- und <** "-Phasen nahezu exakt gleich dem Bereich von Zusammensetzungen, der hier von Interesse ist. Aufgrund der besseren Bene-tzungseigenschaften und der höheren Löslichkeit der ·*." -Phase in Eisenmetallbinder wird die oc'^Phase vorzugsweise während des Sinterns weitergeführt und wächst epitaxial um die ot· -Körnungen. Auf diese Weise schützt die

oC"-Phase die stickstoffreiche oC*-Phase während des Vakuumsinterns gegen Zerlegung, während gleichzeitig eine gute Bindung zwischen der kubischen (*--Phase und dem Bindemittel erzielt werden kann. Drittens ermöglicht.das Vorhandensein der Mischbarkeitsspalte die Einführung von Phasen, die erwünscht sind, um der Legierung, z.B. Hafniumkarbonitrid, einen Verschleißwiderstand zu geben, ohne daß die Herstelleigenschaften und die Festigkeitseigenschaften der Legierungen nachteilig beeinflußt werden; das Hafnium wie auch Sauerstoffverunreinigungen sammeln sich vorzugsweise in der °<- Phase während der Anfangsstufen des Sintervorganges an, so daß das Sinterverhalten und die Bindeeigenschäften vorzugsweise durch die

oJ'-Phaie nit besserer Benetzbarkeit und geringem Stickstoffanteil festgelegt sind. Die höhere Affinität von Hafnium zu Stickstoff bewirkt auch einen geringeren Hesthafniuagehalt in der Bindephase und verringert damit die Möglichkeit des Brüchigwerdens für den Binder.

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Die Phasengleichgewichtszustände nach. Figur 2 werden nur dem Wert nach^ nicht im Prinzip, durch Legieren von Zusätzen "bei Konzentrationspegeln innerhalb der in vorliegender Anmeldung gegebenen Werte modifiziert; für eine gegebene Temperatur bewirken Hafniumzusätze eine Verschiebung des kritischen Punktes· P in Richtung der Ti C-Ecke,' und eine stärkere -Neigung der Linien oC¹ £" auf das Ti (C,IT)- reiche quasijainäre Randsystem zu. Hafniumkonzentrationen höher als die von Titan können die Bildung zweier getrennter oG '-Phasen (Gruppe IY metall-und stickstoffreiche Phasen) nebeno6"-Phase und Volframkarbid ergeben; die wesentliche Gitterfehlanpassung zwischen der ha fniumr eichen«*» "-Phase und der wolf ramreichen cG "- Phase zerstört die Gitterkohärenz und ergibt in Verbindung mit dem hohen Stickstoffgehalt deroC¹ - Phase wesentliche Schwierigkeiten bei der Erzielung dichter Teile bei annehmbaren Sintertemperaturen. Wird Niob statt Titan verwendet, ergibt sich eine Abnahme in der Größe des Mischbarkeitsspaltes und der Temperatur des et ' + oL " + WC-ZustandsTantal hat einen ähnlichen Effekt wie Niob, es ergibt.sich aber zusätzlich ein Anstieg des Stickstoffzer ,etzungsdruckes; Legierungen mit mehr als 40 Molprozent Stickstoff in der Phase «t ', die Tantal als alleinigen legierungsbilde"nden Zusatz zu..(Ti,W) (C₁N) aufweist, kann in Vakuum nicht gefiltert werden, ohne daß·eine teilweise Stickstoffsperrung auftritt. Molybdän anstelle von Wolfram bewirkt eine leichte Verschiebung des kritischen Punktes P_n und der Grenzverbindungslinie o£' φ " von der TiC-Ecke weg, wodurch die Löslichkeit des Gruppe-VI-Metalles im Karbonitrid erhöht und die Menge an freiem Wolframkarbid bei einem Austausch eines Gruppe VI-Metalles verringert wird. . .

Es ist somit möglich, die vorteilhaften Phasengleichgewichtseigenschaften zu bewahren, die in dem (Ti, W)..(C,N)- System gezeigt sind, um die Zusammensetzung und damit die Eigenschaften der Zusammensetzungen wesentlich zu verändern. Der Einfluß der vorbeschriebenen Legierungsadditionen wie auch anderer, auf die Herstellbarkeit, die Eigenschaften und die Güte der Legierungen nach- der Erfindung, werden weiter unten erörtert.

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.Ein zusätzlicher, bemerkenswerter Punkt betrifft die Puffer wirkung des Stickstoffs in den Legierungen nach der Erfindung in bezug auf den freien Kohlenstoff und die Bildung abriebfester, haftender Oberflächenschichten durch Stickstoffsperrung der groben Oberfläche während des Sinterns.

Bei hyperstöchiometrischen Legierungen (z ^- 1) ist der überschüssige Gehalt an interstitiellen Elementen als freier Kohlen stoff vorhanden. Die Austauschreaktion

1 OO „ __ +<^σ>

Karbonitrid, ζ = 1 Graphit "♦ 2 ²'^Gas ^karbonitrid

wird durch das Vorhandenseiiipron freiem Kohlenstoff begünstigt, d.h. der Stickstoffzersetzungsdruck ist am höchsten, wenn freier Kohlenstoff vorhanden ist; während des Vorsinterns und während der frühen Sinterstufe wird überschüssiger Kohlenstoff, der aufgrund der Fehleinstellung der Zusammensetzung des Hauptkarbonitrids vorhanden ist, durch Verlust einer äquivalenten Menge Stickstoff auS. dem Karbonitrid entsprechend dem oben angegebenen Reaktionsschema aufgebraucht. Wenn der gesamte überschüssige Kohlenstoff aufgebraucht ist, nimmt der Zersetzungsdruck des Karbonitrids in der Reaktion

Karbonitrid, ζ < 1 -* ^- (IT₂) Gas

rasch ab, wenn der stöchiometrische Parameter auf Werte unter 1 fällt, und eine weitere Zersetzung der Legierungsmasse wird außerordentlich schwierig. In der Nähe der Oberfläche jedoch bewirkt eine allmähliche niederpegelige Stickstoffsperre während de» Sinterns eine ausgedehnte Binderlegierung und die Bildung einer "bindemittelverarmten harten Oberflächenzone. Diese Oberflächenschicht, die abhängig von der Zusammensetzung des Hauptkarbonitrids und den Sinterungsbedingungen ihre Dicke zwischen 3 und 15 Mikrometer verändert, haftet gut an der Unterlage an und besitzt erheblich bessere Kolkwiderstandseigenschaften als die Legierungsmasse. Das Fehlen von freiem Kohlenstoff in der

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Legierung ist von besonderer Bedeutung, wenn die Werkzeuge einen überzug erhalten sollen, da es bekannt ist, daß chemisch aufgetragene Schichten von Karbiden und Nitriden nicht anhaften, wenn die Werkzeuge überschüssigen Kohlenstoff enthalten.

Die Karbonitridlegierungen nach der Erfindung können auf verschiedene Weise auf pulvermetallischem Wege bereitet werden. Ein typisches Verfahren ist folgendes: Karbonitridhauptlegierungen, eventuell legierungsbildende Additionen, Wolframkarbid und Binderlegierungspulver werden in den gewünschten Anteilen gemischt und zwei bis· vier Tage lang in Kugelmühlen mit Karbidbelag oder in flachen Stahlbehältern mit Hilfe von Wolframkarbidkugeln und inerter Mahlflüssigjteit, z.B. Naphta und Benzol gemahlen. Abhängig von der Pulverdichte werden 1 bis 4 Gewichtsprozent Preßschmiermittel, üblicherweise Paraffin, in einem geeigneten Lösungsmittel, z.B. Naphta zugesetzt. Die Mahlflüssigkeit und die Paraffinlösungsmittel werden verdampft und das trockene Pulvergemisch.wird bei Drücken zwischen 1,6und 3>2 t/cm in die gewünschten Formen verpresst. Das Preßschmiermittel wird durch allmähliches Erhitzen auf· bis zu 400°C unter Vakuum entfernt. Die Grünlinge, die auf entsprechenden Haltern, z.B. Graphit aufgereiht sind, werden zuerst 1/2 bis 1 Stunde lang bei Temperaturen zwischen, II50 und 123Ο⁰ C entgast und vorgesintert und dann 1 bis 3/2 Stunden lang bei 143Ο - 14.80? C unter Vakuum gesintert. Wenn die Teile nicht in die fertige Form gepresst worden sind und im as-gesinterten Zustand verwendet werden sollen, werden die Sinterteile auf Diamantscheiben auf die gewünschte Geometrie geschliffen.

Die bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Hartmetalle eingesetzten Karbonitridlegierungen-können auf verschiedene Weise bereitet werden. In" einem Herstellungsverfahren, im folgenden Herstellungsverfahren I bezeichnet, werden geeignete Pulvermischungen aus Karbiden und Metallen bei Temperaturen zwischen 1400° G und .1800° G mittels Stickstoff oder Amoniak oder einer stickstoffenthaltenden Atmosphäre nitriert. In einem anderen Her— stellverfahren, das als Herstellverfahren II bezeichnet wird,

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werden getrennt hergestellte Hauptlegierungen von Nitriden und Karbiden in den gewünschten Proportionen gemischt und durch Erhitzen auf hohe Temperaturen (17ΟΟ⁰ - 2100° C) unter einer Stickstoffatmosphäre homogenisiert. Die homogenisierten Gemische werden dann "verkleinert und durch Mahlen auf die gewünschte Korftgröße gebracht.

Dem Herstellungsverfahren I wird der Vorzug gegeben, da hierbei eine Verschmutzung durch Sauerstoff leichter vermieden und eine Homogenisierung der Legierungen einfacher erreicht v/erden kann. Die Karbonitridhauptlegierungen für alle Werkzeugzusammensetzungen von Legierungen nach der Erfindung werden nach Verfahren I hergestellt.

Typische Laboratoriumsbedingungen für eine Karbonitridhauptlegierung¹ (- vorlegierung), die zur Herstellung der Schneidwerkzeuglegierungen vom. C-5 Typ nach vorliegender Erfindung verwendet wurden, sind folgende:

Graphitbehälter, die mit einem innig vermischten Gemisch aus 53,2 Gewichtsprozent TiG, 11,2 Gewichtsprozent WG uixd 35,60 Gewichtsprozent Wolfram gefüllt sind, werden in die Heizzone eines Graphit-Hochtemperaturofens gebracht und die Füllung unter Vakuum auf I3OO⁰ C aufgeheizt, bis die Entgasung abgeschlossen ist. Dann wird Stickstoffgas in die Ofenkammer eingeführt und die Temperatur allmählich auf 15ΟΟ⁰ C erhöht, während von Zeit zu Zeit Stickstoff nachgefüllt wird, das bei der Nit#rierreaktion verbraucht worden ist. Fach 4 Stunden Behandlungsdauer bei dieser !Temperatur wird der Stickstoffverbrauch allmählich verringert und die Temperatur auf 1650 - 1680° G erhöht und das Gemisch ca. 2 Stunden lang auf dieser Temperatur gehalten, um die Reaktion zu vervollständigen und«die-Legierung zu homogenisieren. Hach dem Abschalten der Oxenenergie wird das nitrierte Produkt unter.;,-· Stickstoff abgekühlt und die Klumpen aus der Reaktion werden verkleinert sowie auf eine Korngröße von weniger als 75 Mikrometer zerrieben.

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Das nitrierte Produkt hat z.B. einen Stickstoffgehalt von 2.75 - 2,80 Gewichtsprozent, entsprechend einer Bruttozusammensetzung der Karbonitridvorlegierung (Ti _na W ) (C _α-, N *_η\ _Λ

°ji^ö ο.22 ο,op ο,\()^

in der gewählten Definition. Die Röntgendiffraktion und die metallographische Prüfung des nitrierten Produktes zeigen zwei flächenzentrierte kuhische Phasen mit praktisch identischen Gitterparametern mit Anteilen an Wolframkarbid.'

Die Herstellung anderer Haupt-oder Vorka"bonitride ist ähnlich mit Ausnahme höherer Nitriertemperaturen und längerer Reaktionszeiten für Zusammensetzungen, die wesentliche Konzentrationen von Hafnium enthalten, während niedrigere Nitriertemperaturen für mit Molybdän angereicherte Zusammensetzungen zulässig sind. Die Haupt-(vor-) karbonitridzusammensetzungen einschließlich eventueller Additionskarbide, z.B. Hf C, Ta C, ITbC und fester Lösungen dieser Karbide werden etwa 40 Stunden-unter Verwendung einer inerten Mahlflüssigkeit (Naphta, Benzol) vorgemahlen und als 2-4 Mikron»« Pulver in der Charge der Werkzeuglegierungen verwendet.

Dem Fachmann stehen noch andere Verfahren zur Verfugung, ebenfalls Abänderungen des direkten Nitrierverfahrens, um eine spezielle Zusammensetzung zu erreichen; wie auch immer diese Legierungen hergestellt werden, wichtig ist, daß die Legierungen genügend Stickstoff enthalten, um die Bildung von η - Karbid in der Werkzeuglegierung zu verhindern, und daß die nitrierte Legierung genügend homogen ist, um unerwünschte Diffusionsreaktionen während des Sinterns auf einem Minimum zu halten, was die Herstellbarkeit und die Eigenschaften des *·β fertigen Produktes nachteilig beeinflussen kann.

Abgesehen von dem routinemäßigen Herstellungsveränderlichen beeinflussen die Wahl des Karbonitridbestandteiles, die Beigabe von Karbid, die Korngrößenverteilung von Wolframcarbid, bei der Werkzeugauswahl, wie auch. Walz- und Sinterbedingungen die Mikroiruktur und die Phasenbeatandteile und damit die Eigenschaften der gesinterten Legierungen in hohem Maße. Obgleich keine allgemeinen gültigen Richtlinien gegeben werden können, weil jeder

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spezielle Anwendungsfall seine besonderen Anforderungen hat, haben Schneidversuche ergeben, daß die besten Gesamtergebnisse mit Werkzeugen erhalten werden, die aus Legierungen bestehen, in denen der stöchiometrische Parameter ζ sich nicht wesentlich von 1 unterscheidet, das Wolframkarbid eine Doppelkornstruktur bestehend aus größeren Körnungen von 6-12 Mikron und kleineren Körnungen von ca. 2 Mikron besitzt und die Körnungen dex¹ kubischen Phase klein und voneinander um mehr oder weniger ein kontinuierliches Gerippe aus Wolframkarbid getrennt sind. Im Gegensatz ai Karbidlegierungen wurde festgestellt, daß das Korn grÖßenwachstum des Gemisches aus . Karbonitrid-Wolfram und Karbidbinder während des Sinterns kein Problem scha ff t₍ und die Korngrößenverteilung in den gesinterten Legierungen aus der Verteilung in der as-gemahlenen Charge ist voraussagbar.

Die folgenden Tabellen und graphischen Darstellungen zeigen die Leistung einer großen Anzahl von Werkzeugen unterschiedlicher Zusammensetzung gemäß vorliegender Erfindung und geben auch Vergleichsdaten für bekannte Werkzeuge für ähnliche Anwendungsfälle.

Es wurden fünf unterschiedliche Versuchsbedingungen gewählt, vier für 4340- Stahl und eine für die kommerzielle Superlegierurig INOOKEL 625. Sie werden als Versuchsbedingungen A, B, C, D und E bezeichnet. Das Versuchswerkzeug und das kommerzielle Vergleichs·* werkzeug wurden in abwechselnden Durchläufen eingesetzt, um Einflüsse aufgrund von Inderungen der Eigenschaften in Versuchslegierungsstangen zu· vermeiden. Wenn nicht anders vermerkt, beziehen sich die Versuchsbedingungen, auf die in den Tabellen Bezug genommen ist, auf folgende:

Versuchsbedingung A (Verschleißtest):

Stahl 4340, E (Rockwellhärte) 20-28; Schnittge-

c
schwindigkeit 152 m/min; VorschubgesGhwindigkeiten 0,46 mm/Umdrehung; Spantiefe 1,27 mm ; keine Kühlung. SNG 43Z-oder 423-Einsätze.

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- 17 - 20. Juni 1974 W/Sch.

ifersuchsbedinKunp; B (thermischer Schneidenverformungstest) :

Stahl 434Ο, S_c 20-28; Schnittgeschwindigkeit 152 m/min; Vorschubgeschwindigkeit 1,04 mm/Umdrehung; Spantiefe 1,52 mm; keine Kühlung; Schnittdauer 1 Minute. SIiG 43 ;> oder 423~ Einsätze-.

Yer suchsbedingung' C(Frästest, Einzahnschneider): Stahl 434Ο , H_c = 18-23 j Schnittgeschwindigkeit 182 m/min; Vorschubgeschwindigkeit 0,325 mm/Umdrehung; Spantiefe 2,54 mm; Werkzeugeingriff in Zyklus 12,5 %\ Gesamtzahl von Unterbrechungen 4000; keine Kühlung. SH^-G 433-oder 423" Einsätze. Ecken nicht gehont.

Versuchsbedingung D (Grobfrästest, Einzahnschneider): Stahl 434Ο, E₀ = 18-23; Schnittgeschwindigkeit 146 m/min; · Vorschubgeschwindigkeit 0,858 mm/Umdrehung; Spantiefe 2,54 mm; Werkzeugeingriff in Zyklus 12,5%; Gesamtzahl von Unterbrechungen 5OO; keine Kühlung. SNG 433 Einsätze. Ecken 0,05 mm gehont.

Versuchsbedingung E (Superalloytest):

TSGOWSL 625, teilweise gealtert; Schnittgeschwindigkeit 76 m/min; Vorschubgeschwindigkeit' 0,305 mm/Umdrehung; Spantiefe 2,54 mm; Kühlung. SKB 433 oder 423 Einsätze.

IJm vergleichbare Leistungswerte der Legierungen nach der Erfindung zu erhalten, wurde- eine repräsentative Reihe von Werkzeugen unterschiedlicher Hersteller unter identischen Bedingungen getestet und die besten hiervon als Vergleichswerte ausgewählt. Die Materialien der bekannten bzw. kommerziellen Werkzeuge aus den drei verschiedenen Anwendungsbereichen, die auch, .für die Legierungen nach der Erfindung ausgewählt wurden, waren:

■ Gesamtzusammensetzung:

C - 2 Güte WO * 6 wt % Co

^G - 5 Güte (Ti₀₂₄ £a_p;ioW_p66) C + 8,5 Wt % G

ü - 7 Güte Cm₁ '■·■' " ·''.·

- " ■ ^^X1o,33 Ta_o,_1oW_Oj57) 0 + 4,5 Wt % C_Q

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Τ/ρ 7894 - 18 - 20. -Juni

Die folgenden 7 Beispiele, die für einige Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung repräsentativ waren, beschreiben im Detail 6" spezielle Zusammensetzungen und die Art und Veise ihrer Her stellung. Bei allen diesen Beispielen schwankte der Wert des Parameters von o,94 bis etwa 1,o. Änderungen von ζ in diesem Bereich haben keinen wahrnehmbaren Einfluß auf den Verschleiß.

Beispiel 1 (C 5 - Güte)

WO, 66

Gesamtzusammensetzunp; (Ti_Q^^ ^m _o,o^ ¹¹¹³O₁OS^⁰0,94 ^οβ^ * ^{13 Yo1}^ ^Go

Ein Gemisch aus 25,80 Gewichtsprozent eines vorgemahlenen Hauptlegierungsgemisches (67 Gewichtsprozent (Ti_ _nc- W _ot-) (C- cm

ο, /ρ ο, cip o,oi

N ._Q) und 33 Gewichtsprozent (Hf ^ Kb c-) G), 65,70 Gewichtsprozent o, I^ ο,ρο,ρ

Woiframkarbidpulver und 8,50 Gewichtsprozent Kobald wird in einem Gefäß aus korrosionsbeständigem Stahl mit Hilfe von Wolframkarbidkugeln mit einem Durchmesser von 6,35 mm und mit Benzol als Mahlflüssigkeit 70 Stunden lang gemahlen. Der Mahlpulverbrei wird getrocknet, 1,75 Gewichtsprozent Paraffin als Preßzusatz hinzugefügt, -das Gemisch in einer Mischeinrichtung homogenisiert und isostatisch bei 6000 psi gepreßt sowie granuliert. Das granulierte Material (15Ο-6ΟΟ Mikron) wird mit 15 to/inch in Teile gepreßt und in einem 3 Stunden dauernden Zyklus, bei 350 C unter Vakuum entparaffiniert. Die entparaffinierten Kompaktmaterialien werden etwa 1 Stunde lang bei 1200⁰O unter Vakuum vorgesintert und 1 Stunde und 20 Minuten lang bei 1455°C gesintert. Abhängig von der gewählten Korngröße kann die Härte der gesinterten Legierung zwischen einer Rockwellhärte A (H.) von 91,0 und 92,3 achwanken, die Biegefestigkeit zwischen 300 und 260 ksi und die magnetische Koerzitivkraft zwischen H =140 und 165.

Beispiel 2 {G 5 - Güte )

Gesamtzusamawmsetzung (Ti^₂₄ Hf₀,_o5 ¹^₀,₀5 ^Wo,66^)(Co,89 ^No,11^}

+ 13 Vol% Cg.

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COPY

Τ/ρ 7W ' - 19 - 20. Jura 1974 W/Sch..

Ein Gemisch aus 25,15 Gewichtsprozent einer vorgemahlenen Karbonitridhauptlegierung (Ti^₅₉ Hf

0,12
66,35 Gewichtsprozent Wolframkarbid und 8,50 Gewichtsprozent Kobalt wird in einer Kugelmühle gemahlen und in der gleichen Weise wie bei Beispiel 1 beschrieben, verarbeitet, und 1 Stunde 30 Minuten lang bei 1470 C gesintert. Abhängig von der Korngröße kann die Härte der gesinterten Legierung zwischen R^ = 91,2 und 92,1 schwanken, die Biegefestigkeit zwischen 210 und '250 ksi, und die Koerzitivkraft zwischen H₀ = 145 und 170.

Beispiel.3 (schwachlegiertes C-7 Güte)

Gesamtzusammensetzung (Ti _Λ|- Hf _cTa _CW _r<-)(G _ηι-Ν ,-)+ 7,2 Vol%

ο, 25 ο»05 0,0? ο,ο,? ο, Jj 0,05

Ein Gemisch bestehend aus 27,20 Gewichtsprozent eines vorgemahlenen Hauptlegierungsgemisch.es (58,60 Gewichtsprozent (Ti _gW <^)(G

-v 1 und 41,40 Gewichtsprozent (Hf ,- Ta ,-)C ), 67,80 Gewichtsprozent Wolframkarbid und 5 Gewichtsprozent Kobalt wird 60 Stunden lang unter Benzol gemahlen, analog wie bei Beispiel 1 verarbeitet und 1 Stunde 25 Minuten lang bei 1475°C gesintert. Die gesinterte Legierung mit der gev/ünschten Korngrößenverteilung hat eine Rockwellhärte von R. = 92,2, eine Biegefestigkeit von 240 ksi und eine Koerzitivkraft von H= 195·

^c \

Beispiel 4 ( C - -r? Güte )
Gesamtzusammensetzung: (Ti.₃₃Hf.₀_Nb.₀₅W.₅_) (C₉.N 09) + 7 vol# Co

Ein Gemisch bestehend aus 36,30 Gewichtsprozent eines vorgemahlenen Hauptlegierungsgemisches (73»60 Gewichtsprozent (Ti oc W pJ (C N₀ 2ολν ο 96 ¹^ ²⁶J^⁰ Gewichtsprozent (Hf₀ ,-Hb₀ 5) C), 58*50 Gewichtsprozent Wolframkarbid und 5,20 Gewichtsprozent Kobalt wird 55 Minuten lang unter Benzol gemahlen und wie in Beispiel 1 beschrieben, weiter verarbeitet. Die Teile wurden 1 1/2 Stunden lang bei 1480 C unter Vakuum gesintert. Die Legierung hat eine Hackwellhärte von E^ = 92,6, eine Biegefestigkeit von 215 ksi und eine Koerzitivkraft von H₀= 188.

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COPY

Τ/ρ 7894 - 20 - 20. Juni 197^ W/Sch.

Beispiel 5 ( schwachlegiertes 0-5 Güte)

Gesamtzusammensetzunp; (M._0|15 Hf^₀₅ Mb^₀₅ W₀₅₇₅)(C₀₅₉₅ IT₀^) ₊

Voluinen% Go

Ein Gemisch, "bestehend aus 18£f? Gewichtsprozent eines vorgemahlenen Hauptlegierungsgemisches 0 55,85 Gewichtsprozent (Ti „,- W

^Co,75 ^No,25^} ^⁴ ^⁴'¹⁵ Gewichtsprozent (Hf ₅ Hfc»_o^ C 5, 73,55 Gewichtsprozent Wolframkarbid und 8 Gewichtsprozent Kobalt wird 70 Stunden lang gemahlen und wie nach Beispiel 1 verarbeitet. Die Teile werden 1 Stunde 15 Minuten bei 1445°C unter Vakuum gesintert. Die gesinterte Legierung hat eine Rockwellhärte von E. - 91,2, eine Querbruchfer.tigkeit von 290 ksi und eine Koerzitivkraft von H = 160.

Beispiel 6 ( Mit Ti IT überzogenes C-5 Güte)

Gemahlene und oberflächenbehandelte Proben der Werkzeuglegierung nach Beispiel 5 wurden mit 21 Mikron TiE in einem zweistündigen chemischen Dampfniederschlagszyklus bei 1080°C überzogen, wobei ein Gasgemisch von Ti Cl₄, Stickstoff und Wasserstoff verwendet wurde I Bei dem Überzugsverfahren betrug die mittlere Querbruchfestigkeit der Legierung im nicht überzogenen Zustand 290 ksi und fiel auf etwa 275 ksi, nachdem der überzug aufgebracht worden war.

Beispiel 7 ( 0-6 /C - 7 Güte)
Gesamtzusammensetzunp; (Ti^₄₆ Hf _Q ^₅₇₅Nb₀^₅₇₅W₀^₂₅)(0_Oj88H_{o? Λ 2})+

13 YoI.% ITi

Ein Gemisch aus 47,40 Gewichtsprozent eines vorgemahlenen Hauptlegierungsgemisches (74,60 Gewichtsprozent (Ti_Q q₀W_q 2o^^Co 81^1To 2ο)Ί

4F 25,40 Gewichtsprozent (Hf ,. Mb_{rt ς}) C), 43,10 Gewichtsprozent Wolframkarbid und 9,50 Gewichtsprozent ITickel ist 65 Stunden lang unter Benzol gemahlen worden, es wurden 2,50 Gewichtsprozent Paraffin basierend auf Trockengewicht des Pulvers als Preßhilfe beigefügt und die Verarbeitung wie im Beispiel 1 beschrieben, fortgeführt. Die Legierungen wurden eine Stunde 20 Minuten bei 1465 C gesintert, Die Werkzeuglegierung hatte eine Rockwellhärte von 90,8 und eine Querbruchfestigkeit von 215 ksi.

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Τ/ρ 7894 - 21 - 20. Juni 1974 W/Sch.

Testresultate und Kenndaten von Legierungszusammensetzungen (die in diesen Beispielen beschrieben werden) anderer Werkzeuge', nach vorliegender Erfindung und bekannter Werkzeuge sind (unter stets gleichen Testbedingungen) in den folgenden Tabellen 1-5 und in den Figuren 3, 4, 5, 6, 7 zusammengestellt. Zusätzliche Daten, die sich auf die Kolkgeschwindigkeit der Legierungen nach vorliegender Erfindung als Funktion der Konzentrationen der unterschiedlichen Legierungsbestandteile beziehen, sind in den Figuren 10, 11, 12, 13, 14 dargestellt.

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Tabelle 1

Verschleißverhalten der Werkzeuge nach den Ausführungsbeispielen 1. bis 7 im Vergleich zu handelsüblichen Sinterkarbiden. Prüfbedingung A. Teststahl 4340. Rockwell C-Härte 21.5 bis 24

Werkzeug

Beispiel 1

<°Beispiel 2

-»· Bei spiel 3 no
■^Beispiel 4 ^Beispiel 5 <=>Beispiel 7

C-5 Karbid

C-7 Karbid

Ge s amt s chni ttzeit in min

8.33

8.72 8.20

15.10 8.30

16.00

8.22 8.20

Kerbe an

der Nebenschneide Verschleiß- Verschleiß- Kerbe Kolkmarkenbreite markenbrei- an der tiefe
an der te an der Haupt- in cm
Schneitispitzen- Hauptschneide schneirundung in cm in cm de in

cm

Schneidenverformung
in cm

0,015

0	,0125	0	,0175
0	,0075	0	,010
0	,010	0	,010
0	,0175	0	,020+
0	,010+	0	,015
0	,020	0	,0225
0	,010	0	,0125

0,025 OD0E5 0,00175

0,025 0,00925 0,0025

0,015 0,00675 *0,001

0,0175 0,00775 <0,0015

0,0325 0,0140 0,00325

0,0325 0,00175 <0,00075

0,0425 0,0175 0,0060

0,025 0,00725 <0,00125

Bemerkungen

leichte Erwärmung am Ende

leichte Erwärmung am Ende

ruozelige Späne am Ende

ro

CD

Tabelle 2

Verschleißverhalten der Werkzeuge nach den AusführungsbeispMen 1 bis 7 im Vergleich zu handelsüblichen Sinterkarbiden. Prüfbedingung B. Teststahl 4340, Rockwell C-Härte 20 bis 28

Werkzeug

Kerbe an der Neben schneide

Verschleißmarkenbrei te an der Schneidspitzenrun dung in cm Verschleiß- Kerbe Kolkmarkenbrei- an der tiefe te an der Haupt- in cm Hauptschnei- schneide in cm de in cm

Schneiden- Bemerverformung kungen

in cm

OTT O
(D
OO

Beispiel 1 Beispiel 2 Beispiel 3 Beispiel 4 Beispiel 5

Beispiel 7 C-5 Karbid

C-7 Karbid

0,035

0,015

0,0225

0,010

0,0075

0,0325

0,020 0,055

0,010 0,0125

0,0175

0,0075

0,0175
0,035

0,0075

-0,005

■0,005

^0,005

0,0025

0,005

0,0075 0,0055

0,01075 0,008

0,00575 0,0025

0,0050 0,0025

0,0175 0,02

0,0125 0,0065 0,0065 ^0,005 0,01725 0,02025

0,00675 0,0030

starke Defor- V* mation an der Schneidspitzenrundung

starke Deformation an der Schneidspitzenrundung

ro

ro co

CD

Tabelle 3

Verschleißverhalten von Überzugseinsätzen der Güte C-5 im Vergleich zu handelsüblichen, mit Überzug versehenen Karbiden der Güte C-5. Prüfbedingung A. Teststahl 4340 Rockwell C-Härte 23-25

Werkzeug Überzug

Gesamt- Verschleiß- Verschleiß- 5erbe an schnitt- marJcenbreite markenbrei- der Hauptzeit in an der , te an der schneide min Schneidspit- Hauptschnei- in cm

zenrundung

in cm Schneidenverformung in cm

Besmerkungen

er ο co oo

Beispiel 1 5.4/*TIN 4.50 0,010

16.10 0,030

10.2/ATIN 17.35 0,0175

26.70 0,025

Beispiel 5 ll.S^TIN 10.29 0,015

36.25 0,020

» 20//-TIN 17.0 0,0175 +

61.8 0,0275

Beispiel 5 9.8/aTIN 10.49 0,0225

21.25 0,0275

de in cm

0,0125 0,025

0,0225

0,035

0,0225 0,025

0,0225 0,025

0,025 0,030

0,0275

0,040

0,0 <0,0005
0,00325

0,00075

0,00325

^0,0075
0,00125

0,00075 0,00 30

0,000 75 0,00 30

Überzug ver schlissen im Kolkbereich

Überzug teilweise abgenutzt in der Hauptschneide

Durchbruch im Überzug im Kolkbereich

Überzug an der Hauptschnei de in Ordnung

Überzug örtlich im Kolkbereich verschlissen

Überzug im KoIkbereicn verschlissen

Tabelle 3 Fortsetzung

Werkzeug Überzug

Gesamtschnitt zeit in min

Verschleißmarkenbrei te an der Schneidspitzenrun dung in cm

Verschleiß- Kerbe an Schneiden- Bemermarkenbreider-Hauptverformung kungen te an der schneide in cm
Hauptschnei- in cm
de in cm

Beispiel 1 8 TIN 17.42

0,030

0,035

0,0425

wer	Kommerziel
O	les C-5
(D
CO
i\>
«^
O
O

- 11 TIN 16.31

25.36

0,020

0,00275

0,0225

0,030

0,035

0,0055 Überzug abgenutzt an der Hauptschneide u. örtlich verschlissen im Kolkbereich _t

0,0010 Überzug an ** der Haupt- · schneide ab-■ gelöst

0,00 325 Überzug im Kolkbereich örtlich verschlissen

to

CD CD

Tabelle

Präsversuche an Werkzeugen nach den Beispielen 1-7 und anderen VersuchswerJczeugen im Vergleich zu kommerziellen gesinterten Karbiden. Versuchsbedingung C, Härte des 4340-Stahls: R 18 bis 23 .

απ ·
ο

Werkzeug	[	1	Verschleiß markenbrei te an der Hauptschnei de in cm	Kolktiefe in cm	Thermische Risse
Beispiel	3	0,01 +	0,0025	2
Beispiel	5	O,ΟΙ	0,00175	1
Beispiel	7	Ο,0125	0,003	1
Beispiel	H	0,1 prtlich	^0,0015	5
Werkzeug	I	0,0075-	0,0225	. 1
Werkzeug	J	0,0625+	0,004	3
Werkzeug	K	0,01	0,003	1.
Werkzeug	L	0,01	0,00225	2
Werkzeug	Kommerziel les C-5	0,01	0,00225	2
Kommerziel les C-7	0,01 +	0,003	2
0,075 örtlich	0,0025	4

Bemerkungen

Ausbruch in der Nähe der Hauptschneide

0,0025 cm Deformation an der Spitze

Ausbruch an der Hauptschneide

Tabelle 4 Fortsetzung Werkzeug Hi (Ti_{Q 5}Hf_Q Q₂₅Nb₀₀₂₅W₀ ) (C_{n Qq}N_{n O1}.) + 7.4 vol % Co

Werkzeug Is ^₀,15^0,025^0,025*0, 70^{} (C}O,96^NO,O4) + 14.5 vol % Co

Werkzeug J: <Ti₀i₅ ^Hf0,025^0,025^WO, 80^{) (C}O,96^NO, 04> ^{+ 10 VO1 % C}°-

Werkzeug Ki (^₀,₂₈ ^HfO,O5^TaO,O5^WO,62^{) (C}0,94^N0,06) ₊ 9.5 vol % Co

Werkzeug L: (Ti₀₂₄Hf_{0 05}Nb_{Q 05}Mo_{0 05}W_{Q 6χ}) (C_{Q 93}N_{Q 0?}) + 14 vol % Binder (85 wt % Ni, 15wt% Mo)

K)

CO O

Tabelle 5

Grobfräsversuche an Werkzeugen nach den Beispielen 1-7 und anderen Versuchswerlczeugen im Vergleich zu kommerziellen gesinterten Karbiden« Versuchebedingung D. Härte des 4340-Stahls: R 18 bis 23

Werkzeug

Ver s chieißf1ankenbreite in cm

	Beispiel	1	0,0075
	Beispiel	3	0,005
	Beispiel	4	—
	Beispiel	7	-
	Werkzeug	M	0,005
CD	Werkzeug	N	0,0075
OO	Werkzeug	0	0,005
to	Werkzeug	P	0,0075
	Werkzeug	Q	0,005
O	Werkzeug	R	0,0035
	Kommerziel les C-5	0,005
	Kommerziel les C-7

Thermische
Risse

1
1

1-1/2

Schneidkantenverformung in cm

<0,00075 <0,00075

keiner	< 0,00075
keiner	0,00075
1	<0,00075
1	* 0,00075
keiner	<: 0,00075
2	-c 0,00075

0,0010

Bemerkungen

Kleiner Ausbruch in der Nähe der Hauptschneide

Kante ausgebrochen nach 0,34 min Kante ausgebrochen nach 0,02 min

Kleiner Ausbruch an der Ecke

Gesamte Kante ausgebrochen nae'o 0,03 min

K) CD

Tabelle 5 Fortsetzung ^NbOO25^WO 80^{} (C}0 96^Α004^{λ + 1G vo1 % C}°

Werkzeug M: (Ti^₅Hf₀' p25^NbO,O25^NbO_fO25^WO_f 80^{} (C}0_f 96^Α0,04 Werkzeug N: ■ (Ti_Q 25Ta^₁₀W₀'^₅) (C₀ 93N₀₀₇) + 13vol % Co

»_OO5W_O65> (C₀₉₄N₀₀₆) ₊ 10 vol % Co

Werkzeug Q: <Ti_o,25^HfO,05^0,05*0,65 Werkzeug Ri (Ti_o3O^TaO,O5^HfO,O5^WO6O^{) (}°Ο,9δ3^ΝΟ,Ο7^{) + 7}·^{2 wl % C}°

Τ/ρ 7894 - 28 - .20. .Juni 1974- V/Seh.

Figur 3 zeigt den mittleren Verschleiß an der Schneidspitzenrundung und an der Hauptschneide sowie den Kolkverschleiß als Punktion der Schnittzeit für Werkzeuge, die aus den obigen Beispielen 1 und 5 gebildet sind, für ein anderes Werkzeug A mit einer Gesamtzusammensetzung ( Ti^₂₀ Hf₀₅₀₅Nb₀₅₀₅ W^₇₀) (C^₉₅ H_{0 Qt}- ) + 13 Volumenprozent Co, und dem bekannten C--5 Karbid, das oben beschrieben wurde, wenn der Versuchsbedingung A ausgesetzt.

Figur 4 zeigt den mittleren Verschleiß an der Schneidspitzenrundung, und an der Hauptschneide sowie den Kolkrerschleiß als Funktion der Schnittzeit für Werkzeuge, die aus dem obigen Beispiel 4 gebildet sind, für ein anderes Werkzeug B mit der Gesamtzusammensetzung (Ti_Q?25 Hf^.Nb^ W^₆₅) (C^₉₃ ^₀₇) ₊ 7,2 " Volumenprozent Co, und dem bekannten C-7 Karbid, das oben beschrieben wurde, wenn es der VersuchsBedingungen A ausgesetzt worden ist. . · '

Figur 5 zeigt den mittleren Verschleiß an der Schneidspitzenrundung und an der Hauptschneide sowie den Kolkverschleiß als Funktion der Schnittzeit für Werkzeuge, die nach dem obigen Beispiel 7 gebildet sind, für" drei andere Werkzeuge C, D und R mit folgenden Gesamtzusammensetzungen:

^Tio,46^0,0575 ^Tao,o575 ^Wo,425 ^οβΛΙΙ^ ¹³ Volumenprozent ITi ,0575 ^,o575 ^Wo,425^)(Co,89¹⁷O₁I₂) ^{+ 13} Volumenprozent Co

**^d<^Tio,46 ^Sfo,o575 ^Tao,o575 ^Wo,425^{} (C}o,89 *o^ ⁺ ^ Volumenprozent Co und dem bekannten _y vorbeschriebenen 0-7 Karbid, wenn

der Versuchsbedingung A ausgesetzt.

Figur 6 zeigt den mittleren Verschleiß an der Schneidspitzenrundung ,und an der Hauptschneide sowie den Kolkverschleiß als Funktion der Schnittzeit für Werkzeuge nach den Beispielen 5 und 6.

Wie in Figur 6 gezeigt, haben Werkzeuge, die im ungeschliffenen Zustand verwendet werden, etwa die doppelte Verschleißdauer gegenüber Werkzeugen, bei denen die Oberflächenschicht durch

509812/0701 ^COPY

Τ/ρ 7394 ' - 29 ~ 20. Juni 1974 W/Sch

Schleifen entfernt worden ist. Dies gilt wegen der oben erwähnten stickst off verarmt en harten Oberflächenzone der gesinterten Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung. Diese harte, stickstoffverarmte Oberflächenzone ist für C-7 Werkzeuge etwa 5~7 Mikron dick, für C-5 Werkzeuge etwa 10-20 Mikron dick.

Figur 7 zeigt den mittleren Verschleiß an der Schneidspitzenrundung und an der Hauptschneide sowie den Kolkverschleiß als Funktion, der Schnittzeit für Werkzeuge aus Legierungen mit einer Gesamtzusammensetzung:
^ⁱo,25^Hfo,o5^mjo_;o5^Vo,65^{) (C}o,94^No,o6> ⁺ ?'² Volumenprozent Oo (F) ^0,25^0,025¹^o,o25^Wo,7o^)(:Co,95^No,o5^{)+ 7}'⁴ Volumenprozent Co (G) · wobei das Werkzeug G mit 4 ■■·. TüTü. überzogen ist, und mit dem vor "beschriebenen bekannten C-2 Karbidwerkzeug, wenn der Versuchsbedingung E ausgesetzt.

Die Figuren 8 und 9 zeigen den Einfluß des B ndergehaltes und des relativen Stickstoffgehaltes auf die Biegefestigkeit der Werkzeuge nach vorliegender Erfindung. Figur 8 zeigt die Biegefestigkeit als Funktion des Bindergehaltes für die 3 gegebenen Zusammensetzungen' und Figur 9 die Biegefestigkeit als Funktion des Verhältnisses des Molbruchteiles von Stickstoff zu dem kombinierten Molbruchteil von Titan, Hafnium und Niob, sowie Tantal oder zum -Verhältnis ν ζ .

Figur 10 zeigt die Kolkrerschleißgeschwindigkeit als Funktion des Titan- "und Zusatzmetallgehaltes von 0-5 Werkzeugen nach der Zusammensetzung vorliegender Erfindung im Vergleich zu bekannten. C-i? Karbidwerkzeugen, wenn den Testbedingungen A ausgesetzt.

Figur 11 zeigt die Kolkrtreohleißgeschwindigkeiten als Funktion des Titan- und Zusatzmetallgehaltes von C-7 Werkaeugwi, die aus ■ den Zusammensetzungen nach der Erfindung.hergestellt, sind, im Ver- ' gleich zu bekannten.0-7 larbidwerkzeugen, die vorher beschrieben wurden, wenn den Testbedingungen 1 ausgesetzt.

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Τ/ρ 7894 - 2β - 2O.'-0runl 1974 W/Sch.

Figur 12 zeigt die mittleren Kolkverschleißgeschwindigkeiten als Funktion des Hafniumgehaltes in den Zusatzlegierungen von Werkzeugen, die aus den Zusammensetzungen nach der Erfindung hergestellt wurden, wenn den Testbedingungen A ausgesetzt.

Figur 13 zeigt den relativen Kolkverschleiß als Funktion des . Stickstoffgehaltes relativ zu den Metallen Ti, Hf und ITb von Werkzeugen, die aus Zusammensetzungen nach der Erfindung hergestellt sind, wenn den Testbedingungen A ausgesetzt.

Figur 14 zeigt den relativen Kolkverschleiß als Funktion des Hafnium-Niob-Gehaltes im Austausch für Titan bei Werkzeugen, die aus Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung hergestellt sind, wenn den Testbedingungen nach A ausgesetzt.

.Aus den Kurven der Figuren 3-7 uncL 10-14 sowie den Tabellen 1-5 ergibt sich, daß die Werkzeuge innerhalb des bevorzugten Bereiches der Erfindung ausgezeichnete Festigkeits- und Verschleißeigenschaften und etwa die gleiche .Zähigkeit wie kommerzielle Werkzeuge mit äquivalenten Legierungswerten besitzen. Für Legierungen mit äquivalentem Kornaufbau zeigen die Karbonitride auch· einen besseren thermischen Verformungswiderstand als ' äquivalent legierte Karbide. Die Vorteile verbesserter Verschleißwerte der Legierungen nach der Erfindung im Vergleich zu kommeri

ziellen Karbiden geht verloren, wenn die Werkzeuge unter Bedingungen betrieben werden, die zu einer wesentlichen thermischen Verformung der Schneidkanten führen. Die gute Leistung von Karbonitridlegierungen mit Superalloy INCOKEL 625 ist besonders bemerkenswert und zeigt die hohe Schneidenfestigkeit der C-7 Karbide nach der Erfindung, da kommerzielle C-7 Güten hauptsächlich durch Flankenverschleiß nach sehr kurzer Schnittdauer unter den gleichen Schneidbedingungen unbrauchbar werden.

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it t f

T/p 7894 _ 34 - ·'■ ■ -■'.'' 20.' Juni 1974 W/Bch.

Die folgende Tabelle 6 zeigt Testdaten für eine Anzahl von Werkzeugen aus speziellen Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung, wenn der Testbedingung A ausgesetzt. Prüft man die Daten für die Werkzeuglegierungen nach Tabelle 6, ergibt sich,, daß viele Werkzeugzusammensetzungen, die vergleichsweise geringe Verschleißwerte oder thermischen Verformungswiderstand unter der lestbedingung A zeigen, ausgezeichnete Leistung unter Änderen Schneidbedingungen aufweisen, die hohe Zähigkeit und Festigkeit erfordern. Viele der Legierungen nach Tabelle 6 sind außerhalb der betrachteten Zusammensetzungsbereiche konkurrenzfähig mit vorhandenen Werkzeugmaterialien in dem betrachteten Bereich von Anwendungen, sind aber mitaufgenommen worden, um die*nutzbaren Zusammensetzungsgrenzen der Legierungen nach der Erfindung deutlicher aufzuzeigen.

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Tabelle

Gesaatzusanunenaetzung von Hartkomponenten

Herstellver fahren

^(Ti020^Hf0,025¹¹¹⁵0,25^WO,75^)(CO,95^NO,05)

N N N M

en ο co οο

^(Ti030^Hf005^Nb005^W060^)(C092^N008⁾

(TL₃₃Hf

(C.₉₂N.O8)

Binder\ Gewichts*

12,0 Co

Verformung Bemerkungen

A A A A A A A A A

A A A A A A A A

starke Schneidenverformung

8.2	Co	7	4	0,0025	-	•	K)
6.6	Co	9	6	* 0,00075			K)
8.2	Ni	6	4	0,003	-	starke Schneidenver formung	CD
7.2	Ni,	2Mo 7	4	<0,00075	-	starke Schneidenver formung
8.5	Co	12	9	0,00125	-	-	4^
6.7	Co	17	10	<0,00075	-	-
5.3	Co	25	11	<0,00075	-
7,5	Ni,	2Mo 12	9	<0,00075	-
17 Co		-	-	-
12 Co		—	—	—
8.2	Co	18	10	<0,00075
7 Co		20	ie	<0,00075
5 Co		26	18	<0,00075
4.5	Co	28	19	<0,00075
8.2	Ni	14	8	0,003
6.5	Co	26	15	<0,00075
5.5	Co	28	22	<0,00075
4.5	Co	28	22	<0,00075
5	Ni	22	17	<0,00075

Tabelle 6 Fortsetzung

"Gesamtzusammensetzung von Hartkomponerten

^(Ti025^Ta010^W065^)(C095^N005⁾

Il Il

^iC092^N008⁾

O CD N) O O

025*^Q005^4W005

Il Il

Ό94

33^Ta005^Nb005^W057^)(C092^N008⁾

It It

^(Ti025^Nb010^W065^)(C095^N005⁾

Il It

Herstellver fahren	Binder t. Gewichts* 3	4	■ V	lierformung	Bemerkungen	!429074
A	8 Co	10	3	0,00575	1 -
A	8.5Co	13	5	0,00325	-
A	6.5Co	2MoIO	6	£0,00075
A	8.5Ni,	15	5	0,0025
A	6.5Co	23	7	< 0,00075	-
AV	5.2Co	24	12 '	<0,00075	-
A	4.5Co	1MO13	12'	<0,00075	-
A	6.5Ni,	10	7	<0,00075	-
A	4 8.5Co	8	5	0,0025
A	8.5Ni	1.5Mo	4	0,0035	- ,
A	7.5Ni,	27	11 5	0,0025
A	4.8Co	22	12	< 0,00075	-
A	4.8Ni	4	12	< 0,00075	-
A	8Co.	4	2	0,005	-
A	8Ni	9	2	0,00625	-
A	8.5Co	9	4	0,0025	-
A	8.5Ni	2MoIO	4	0,003
A	8.0Ni,	7	0,00125

Tabelle 6 Fortsetzung

Gesamtzusammensetzung von Hartkomponenten

^iTi030¹¹¹⁵OlO¹OeO* ^¹¹

^(Ti025^Hf ΟΟδ^ΟΟδ^ΟΟδ^βΟ^{3 iC}094^N006^} H H

^(Ti025^Ta010^Mo005^W060^)(C095^N005⁾ H H

^(Ti025^Nb010^Mo005^W060^)(C094^N006⁾ ro η

ο ^H

ο <^Ti025^Nb005^Hf005^W65^)(C094^N006⁾ H M η η it

Herstellver fahren	Binder Gewichts%	fcf	-	5Fel2	*c	-	7	Verformung Bemerkungen	-
A	5.0Co	18	12	11	9	<0,00075	—
A	5.0Ni	16	12	11	9	< 0,00075	-
A	8.5Co	15	4.25Ni,4.25Co 15	9	9	, < 0,00075	—
A	8.5Ni	13	4Ni, 4Co,0.	9	0,00125	-
A	8.5Ni,2Mo	17	9	<0,00075	-
A	8.5Co	9	5	0,0025	—
A	8.5Ni	9	5	0,0030	-
A	8.5Ni,1.5Mo	11	6	CO,00075
A	8.5Co	9	5	0,0030
A	8.5Ni	7	5	0,005	-
A	8.5Ni,2Mo	10	5	0,00125	Kerbbildung, Deformation
A	10 Co,3Pe	6	5	0,0025	Mikroporosität
A	6.5Co,2Fe	-	geringe Mikroporosität
A	7 Co,1.5Fe	<0,00075	-
A	7 Ni 1.5Fe	<0,00075	-
A	0,00125	,2429074
A	<0,00075

Tabelle 6 Fortsetzung

Gesamtzusammenstetzung von Hartkomponenten ^iTi025^Ta005^Hf005^W065^)iC094^N006⁾

Il Il

^(Ti025^Nb010^W065^)iC091^N009⁾

^lTi025^TaOlO^W065^)CC091^N00?⁾ 005^Ta005^W057^{J ί0}

^(Ti025^Nb005^Ta005^W065^)(C094^N006^} (Ti₀₂₅Hf₀₉₅NB₀₀₂₅Ta₀₂₅W₀₆₅)(C₀₉₃N₀₀₇)

Hersteilver fahren	Binder Gewichts* .	fcf	9	-	8	-	8	V	-	5	-	Verformung	Bemerkungen
A	15Co,3Fe	— ;	10	-	11	-	7	-	-	Deformation, Brück
A	10Co92Fe	-	12	-		-■	9	- ""		Il
■ A	8.5Co	8	5	5	5	0,0020	-
A	6Ni 2.5Fe '	10	5	7	-	Legierung porös
A	6Ni 1.5Fe	9	5			geringe Mi kroporosität
B	8.5Co	0,00125	-
B	7.5Ni, 1.5Mo	<0,00075	-
B	8.5Co	0,0025	geringe Mi kroporosität
BV. i	8.5Ni,2Mo	<0,00075	MM ^
B	8.5Co	0,0020	#
B	5.0Co	-	Legierung porös
B	5.0Ni	-	η
B	5.0Ni, IMo	—	M
A	8.5Co	0,0030	-
A	8.5Co	0,0015	-
			2429074

O CD

Tabelle 6 Fortsetzung

Geeamtrueammensetzung von Hartkomponenten

^(Ti045^T*010^W045^)(C094^N006⁾

^iTi045^Nb005^Ta005^W045^)<C092^N008⁾

^iTi045^Hf005^Nb005^Mo011^W34^)iC890^N010⁾

Herstellver fahren A	Binder ■ Gewicht si» 9 Co	*f 13	fcc 7	Verformung <0,00075
A A	8Ni, IMo 9 Co	14 11	7 7	<0,00075 0,0025
A A	8Ni, IMo 9 Co	16 14	9 9	<:0,00075 < 0,00075
A A	9 Ni 9 Co	14 20	8 13	0,0020 < 0,00075
A	9 Ni	26	32 .	< 0,00075

Bemerkungen

k) Bezeichnungenι t_f m Minuten Schneiddauer, ura, 0,02 cm Verschleiß an der Hauptschneide zu erzielen ^_- t «■ Minuten Schneiddauer, um eine Kolktiefe von 0,01 cm zu erreichen

Verformung « Schneidkantenverformung nach 5 Minuten Schneiddauer HerstellverfahrenA» Additionsmetalle Hf, Nb und Ta als Karbide oder Karbidlösungen hinzugefügt
Herstellverfahren B - Additionsmetalle Hf, Nb und Ta in Hauptkarbonitrid eingefügt.

K)

K) CD CD

T/p 7ö94 . - ?! - 20. Juni 19.74 W/Sch.

Die Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung werden aus Karbonitrid bzw. -vorlegierungen, eventuell Additionskarbiden, und Wolframkarbid mit einem Binder,ausgewählt aus Metallen der Eisengruppe, insbesondere Nickel und Kobalt, hergestellt; die Binderlegierung kann auch kleinere Legierungszusätze bestimmter, schwer schmelzbarer Metalle, z.B. Molybdän und Wolfram enthalten, damit eine optimale Festigkeit der ausgewählten.Werkzeugzusammensetzungen erhalten wird. Der Bindergehalt der Zusammensetzungen nach der Erfindung kann von 3-20 Gewichtsprozent der Zusammensetzung variieren, wenn zuwenig Binder verwendet wird, wird· die Zusammensetzung zu brüchig, wird zuviel Binder verwendet, wird die Legierung zu weich und verformt sich- bei dem Bearbeitungsvorgang thermisch. Bei Verwendung als Schneidwerkzeug liegt der Bindergehalt vorzugsweise zwischen 4-12 Gewichtsprozent der Zusammensetzung.

Die Auswahl der geeigneten Binderlegierung ist zusätzlich abhängig von der Gesamtzusammensetzung der Werkzeuglegierung und den gewünschten Eigenschaften der gesinterten Materialien. In bezug auf Verschleißeigenschaften haben sich Werkzeuge mit Nickel und Kobaltbindern als etwa gleichwertig für Legierungen mit bis zu 50 Atomprozent Wolfram in' der Hauptphase herausgestellt. Die Härten der m'citelgebundenen Werkzeuglegierungen mit vergleichbaren Korngefügen sind typisch um etwa einen Punkt auf der Rockwell A-Skala kleiner als die equivalenten kobaltgebundenen Zusammensetzungen und die mittleren Querbruchfestigkeiten liegen ebenfalls etwa 10% unter den Werten für Kobalt.

Für Werkzeugzusammensetzungen, bei denen der Gruppe VI-Metallaustausch (oder das 100-fache des Parameters y ) in der Hartlegierung etwa 50 Atomprozent übersteigt, wird die Verschleißfestigkeit der nickelgebundenen Werkzeuglegierungen besser als die der kobaItgebundenen Werkzeuge, während die Pestigkeitswerte etwa gleich waren. Das Vorhandensein kleiner Mengen an Eisen in den Werkzeuglegierungen, die sich aus den verschiedenen Bearbeit^ungsvorgängen während der Herstellung der Hauptlegierung und der

509812/0701 COPY !

Τ/ρ 7894 -36-. 2C. Juni 1974 U/Sch.

Werkzeugfertigung ergeben, sind ohne wahrnehmbaren Einfluß auf Leistung und Eigenschaften, jedoch soll" der gesamte Eisengehalt "15 Gewichtsprozent des Binders nicht übersteigen, um Brüchigkeit und Iestigkeitsverlust der Werkzeuglegierungen nach der Erfindung zu vermeiden.

Legierungszusätze zu den Bindermetallen können den Widerstand gegen thermische Verformung und die Festigkeit der ausgewählten Metallegierungen verbessern. Z. B. kann die Festigkeit von nickelgebundenen Werkzeugen durch niedrigpegelige Molybdän- und Wolramadditionen (5 - 25 Gewichtsprozent des Binders), insbesondere zu den 0-5 und hochtitangesinterten Karbonitridlegierungen nach der Erfindung verbessert werden. Der Festigkeitseffekt von Molybdänzusätzen ist besonders bemerkenswert .in Zusammensetzungen, bei denen die Karbonitridhauptlegierung bevorzugt auf dem System Ti (Hf, Nb, Ta)-Mo-C-N basiert. Es werden keine Molybdänoder Wolframzusätze zu dem Eobaltbinder empfohlen, wenn nicht überschüssige Mengen an Kohlenstoff in der Hartlegierungskomponente korrigiert werden sollen.

Chromzusätze über 10 Gewichtsprozent des Binders bewirken das Auftreten von Brüchigkeit, Hartphasen, die durch Zusammenwirken mit Wolframkarbid gebildet werden und eine starke Beeinträchtigung der Festigkeit und Brüchigkeit der Werkzeuglegierung.

Die Eigenschaften der Karbonitrid-Karbid-Binder-Metallzusammensetzungen nach der Erfindung können ferner weitgehend durch Legieren der Karbonitridphase und durch Auswahl der Bestandteile eine gegebene· Gesamtzusammensetzung modifiziert werden. Die folgende Zusammenstellung der Einflüsse der hauptsächlichen Legierungszusätze basieren auf Beobachtungen ihrer ."Herstelleigen-· schäften, gemessenen Eigenschaften und auf Leistungsermittlungen der Legierungen als Werkzeugmaterialien beim Drehen von Stahl 4540. Niedrigpegeliges Legieren mit anderen Elementen kann jedoch auch im Rahmen vorliegender Erfindung erreicht werden.

S09812/0701

Τ/ρ 7894 - 39 - 20. Juni 1974 W/Sch.

(1) Für eine gegebene Gesamtzusammensetzung wird eine bessere Herstellbarkeit und Festigkeit der Legierungen erzielt, wenn die Additionskarbide (Hf, ITb, Ta) C getrennt dem Karbonitridgemisch beigegeben werden, anstatt daß sie in das Hauptkarbonitrid vorlegiert werden. Wenn ein höherer Stickstoffgehalt im Karbonitrid erwünscht .ist, wird vorzugsweise ein Teil des Niob und des Tantal in das Karbonitrid eingebaut.

(2) Für einen gegebenen Gesamtgehalt der Metalle Ti, Hf, Nb und "Ta wird der Kolkverschleiß durch teilweisen Ersatz von Titan durch Hafnium verbessert, ein vollständiger Austausch von Titan durch Hafnium führt jedoch zu Legierungen mit niedrigerer Verschleißfestigkeit verglichen mit einer Legierung, die nur Titan enthält. Die Verschleißgüte von Legierungen mit ITb und Ta als Additionsmetalle, aber nicht Hafnium, ist equivalent in der Verschleißgüte, aber die Ta-Legierungs- · materialien haben höhere Festigkeit und Zähigkeit.Zusätzliches teilweises Legieren mit Hafnium erhöht die Verschleißgüte anderer Legierungen, die Niob enthalten, erheblich, obgleich der Unterschied im Kolkwiderstand zwischen Werkzeugen mit abnehmendem 'Bindergehalt und den Legierungen geringer wird. Die Effektivität der Unterdrückung der Rekristallisation und des Kornwachstums bei den gesinterten Legierungen nimmt in der Reihenfolge Hf, Ta, Nb ab. - ».

(3) Ein teilweiser Austausch von Wolfram durch Molybdän, der am besten durch teilweises oder vollständiges Ersetzen«von ■ ■Wolfram "durch Molybdän in der Karbonitridhauptlegierung erreicht wird, verbessert etwas die Verschleißgüte, verringert aber die Zähigkeit durch Verkleinerung des Anteiles an in der fertigen Legierung vorhandenen Wolframkarbid. Das Legieren des Karbonitrids mi't Molybdän ergibt Vorteile nur in Verbindung mit einem Nickel- oder einem Nickel-Molybdän-Binder; 05- Werkzeuglegierungen auf dieser Basis haben ausnehmend gute. .Eigenschaften bei der Bearbeitung gehärteter Stähle gezeigt. - *

S0981 a/6701

Τ/ρ 7894 - Δβ - 20. Juni 1974 W/Sch.

(4) Mir eine gegebene Gesamtmetallzusammensetzung in Karbonitrid erhöht die Kolk-und die thermische Verformungsfestigkeit der Legierungen sich mit zunehmendem Stickstoffgehalt. Wenn· das Verhalten zwischen dem Molbruchteil von Stickstoff und den kombinierten MoIb !nicht eil en der Zusatzmetalle Ti, Hf, Nb und Ta den Wert 0,30 übersteigt, wird die Herstellbarkeit und die metallurgische Qualität der Legierungen zunehmend beeinträchtigt und die Leistung entsprechend verschlechtert.

(5) Niederpegelige Zusätze von Vanadium zu den Additionskarbiden oder zu dem Hauptkarbonitrid haben keinen messbaren Einfluß auf die Verschleißgüte und die Festigkeitseigenschaften gezeigt. Höhere Konzentrationen an Vanadium ( 10 bei Prozent der Gesamtmetallkomponente ) in Legierungen, die auch erhebliche Mengen an Hafnium enthalten, bewirken die Bildung einer getrennten, hafnium- und stickstoffreichen kubischen Phase und beeinträchtigen das Sinterverhalten der Legierungen.

(6) Chrom anstatt Molybdän oder Wolfram in der Karbonitridhauptlegierung erleichtert die Nitrierreaktion bei der Herstellung des Hauptkarbonitrids nach Verfahren I; der Ersatz von mehr als 8 Atomprozent der*Metallkomponente im Hauptkarbonitrid durch Chrom bewirkt eine Herauslösung von Chromkarbid während des Sinterns und die Bildung freien Graphits durch Zersetzung des Chromkarbids bei Vorhandensein von Nickel- oder Kobaltbinder.

(7) Verwendet man die gleichen Legierungssubstrate von Werkzeugen mit Ti N—Oberzug, ergibt sich eine höhere Verschleißgüte

" als bei Werkzeugen mit einem TiC-Überzug gleicher Dicke.

(8) Bessere Überzugshaftung und Werkzeuglebensdauer wurden mit • niederlegierten C-5 (z.B. nach Beispiel 5) und C-7 (z.B. nach Beispiel 3) - Werkzeugzusaimnensetzungen nach vorliegender Erfindung erzielt als bei vollegierten Arten, z.B. nach Bei-

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Τ/ρ 7894 - 44- - 20. Juni 1974 W/Sch.

spiel 1 und 4. Während die praktische Grenze für die Überzugsdicke von Ti Ή bei kommerziellen Karbidwerkzeugsubstraten um i 10 Mikron liegt, .sind wegen erhöhter Abplatztendenz dicker Über- ι züge abplatzfeste Überzüge bis zu 25 Mikron Dicke bei den Karbonitridwerkzeuglegierungen nach der Erfindung hergestellt worden, die Werkzeuglebensdauern ergeben, welche mehr als das doppelte der mit Überzug versehenen herkömmlichen Karbide betragen.

(9) Werkzeugeinsätze nach vorliegender Erfindung können auch mit Oberflacheiischichten aus verschleißfestem Material, das nicht TiN und TiG ist, z.B. HfG, HfTf und Alp O₇, überzogen werden. Die Dicke derartiger abriebfester Schichten liegt zwischen 1 und 30 Mikron.

Die folgende Tabelle 7 zeigt die Verschleißgeschwindigkeiten für eine Anzahl von Werkzeugen aus Zusammensetzungen, die einige der Legierungssubstitutionen enthalten, welche soeben erläutert wurden, wenn diese Werkzeuge der Testbedingung A unterworfen werden.

Die in obigen Tabellen und graphischen Darstellungen angegebenen Daten sind repräsentativ für viele andere Legierungen nach der Erfindung, die hergestellt und getestet -worden sind. Aus einem Vergleich der Leistungsdaten ergibt sich, daß die neuen Karbonitridlegierungen nach der Erfindung eine wesentliche Verbesserung der Güte gegenüber der bekannter gesinterter Karbide für ähnliche Anwendungsfälle aufweisen.

609812/9701

Gesamtzusaatmcnsetzung von HartJcomponenten

^(Ti0,25^Hf0,05¹¹¹⁵0,05^W0,65^)C

Her s tel1ver fahren

, 75

10

^(Ti0,25^Hf0,05^Nb0_f05^W0,65^HC0,98^N0,02

^iTiO,25^HfO,05^NbO,05^W0,65^)iC0,88^N0,12

-^M- A

^iTi0,25^Hf0,05^Nb0,05V5^HC0,89^N0_>ll^{) B} <^T10_f25^HfO_fO5^MbO_fO5^WO,65^)(CO_fe6^NO,14^{)B (T}^,25^Hfo,o5^o,05^wo,65^)(co,86^No,i4^)B

^(TiQ,25^Hf0,10^W0,65^)(C0,92^N0,08^{) A} -^M- A

Binder t.

Gewichts* ^r

8.5 Co 9

8.5 Co. 11

8.5 Co 11

8.5 Ni 10

8 Co 8

8 Ni 8

8.5 Co 10

8.5 Ni 9

8Ni, IMo 12

8.5 Co 14

6.5Ni, 2Fe 8 8.5 Co

8.5 Co
8oONi, IMo
8.5 Co
8.5 Ni

6 4 7

13 14

0,0125

< 0,0075 0,0125

leichte Porosität

Verformung Bemerkungen

0,004 0,0025 0,0025

0,0025 0,0020

0,0025 0,0125

0,0025 <0,0075 <0,0075

- Kerbtendenz Legierung porös

- Legierung porös leichte Porosität - |sj

CD CD

Tabelle 7 Fortsetzung

Gesamtzusammensetzung von Hartkomponenten

Herstell- Binder verfahren Gewichts*

^(Ti0,30^Nb0,05^Ta0,05^Mo0,05^W0,55^)(C0,93^N0_>07^{) (Ti}0,30^Hf0,05^Nb0,05^W0,60^)(C0,9A,09^{) CTi}0,30^Hf0,05^Nb0,05^W0,60^)(C0,88^N0,12⁾

,05^W0,60^)(C0,84^N0,16>

^(Hf0, 25^Ta0,10^W0,65 ^}(C0,90^N0,10

^(Ti0,18^Hf0,17^W0,65^)iC0,95^N0,05⁾

^tTio,18^Hf0,17^W0,

Verformung Bemerkungen

^iTi0,25^Hf0,05^Nb0,05^Mo0,06^W0,59^)(C0,90^N0,10^{) B}

^iTiO,25^HfO,05^NbO,05^CrO,05^Wb,60^UC0,94^N0,06^{) A}

A	7	Co	6	Co	9	5	—	,0075	- ■' . ■
A	8	Co	Ni Co	16	10		,0075	— ■ . '
A	8,	Co Co Ni	IMo	18	11		,0075	-
B B	8, 8, 8.	Co	Co	11	12	<o,		Legierung porös Stickstoff- verlust während des Sinterws
B	8,	Ni ' Co Ni	-	-	-	0075 0075	Mikroporosität
B A	OO 00 00	Co	11 12	9 10	<0, <o,	0075	_ ti ^p» Ψ Hartkoraponente dreiphasig
B	8.	2Ni, 2.5 W	12	11	<0,	0075	Mikroporosität
	7.	,6	12	11	<o,	0075	-μ- κ;
B	8.	6 6	11	8	<o,	0075 0075	Leichte -"- £
B A	8. 8.	8Ni,	12 14	00 00	<o, <o,	0075	•1 ^ — c
A	.5Ni, 2Mo	8.	15	9	<o,
A	.5				überschüssiger Kohlenstoff u. getrennte Cr- reiche Phasen
.5
.5 .5 .5
.0
,0 .2 ,2
,2

' Tabelle 7 Fortaetzunq

Geaantzusammensetzung von Hartkomponenten

Herstellverfahren

^(Ti0, 25^0,05^0,05^Cr0,05^W0,60^)(C0,94^N0,06^{} A}

^iTi0,25^Hf0,05^Nb0_l05^Cr0,02^Mo0,03^W0,60⁾

_— w_

<^C0,94^N0,06>

^iTi0,25^Hf0,05^V0,05^W0,65^)iC0,94^N0_l06⁾ ^^Ti0_l25^V0,10^W0,65⁾ⁱS,94^N0,06^{) iTi}0,20^Hf0,075^0,075^WO_f65^)iC0,94^N0,06 ^iTi0,175^Hf0,085^Nb0,085^W0,655^)iC0,94^N0,06 ^iTi0,15^Hf0,10^Nb0,10^W0,65^)CC0,94^N0,06 ^(Ti0,05^Hf0,15^Nb0,15^W0,65^HC0,94^N0,06

) A

,UO

) A

) B

Binder Gewichts*

8.6 Ni

Verformung Bemerkungen

8.6 Co 8.6 Ni

8.6 Ni

8.7 Co 8.4 Co 8.3 Co 8.3 Co 8ol Co ,

12	9	^0,0075
13	9	<0,0075
11	7	0,0020
12	7	<0,0075
15	8	^0,0075
13	7	<0,0075
12	6	<0,0075
8	3	<£0,0075

überschüssiger Kohlenstoff und getrennte Cr-reiche Phasen

Bezeichnungen! t »■ Minuten Schneiddauer, um 0,02 cm Verschleiß an der Hauptschneide zu erzielen

t m Minuten Schneiddauer, um eine Kolktiefe von 0,01 cm zu erreichen

Verformung ■· Schneidkantenverformung nach 5 Minuten Schneiddauer Herstellverfahren A « Additionsmetalle Hf, Nb und Ta als Karbide oder Karbidlösungen hinzugefügt.
Herstellverfahren B - Additionsmetalle Hf, Nb und Ta in Hauptkarbonitrid eingefügt,

NJ

Claims (1)

1. Τ/ρ 7894· #ν 20.· Juni 197^W/Sch.

   Pat ent a. nsprüche

   1. Materialzusammensetzung mit gesinterten Karbonitrid-Bindeirmetallesierungen, dadurch gekennzeichnet, daß das Karbonitrid eine Gesamtzusammensetzung aufweist, die in den . Bereich ABEGID nach Figur 1 und in die Additionskonzentrationsgrenzen nach Figur 1 fällt, und daß der Binder aus den Metallen der Eisengruppe ausgewählt wird und zwischen 3 und 20 Gewichtsprozent der Zusammensetzung besitzt.

   2. Materialzusammensetzung nach Anspruch 1, dadurch gekeknzeich- " net, daß das Karbonitrid eine Gesamt zusammensetzung besitzt, die in den Bereich nach A¹ B' PGH nach Figur 1 und in die zusätzlichen Konzentrationsgrenzen nach Figur 1 fällt.

   3. Materialzusammensetzung nach Anspruch 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Eisenmetallbinder aus der Gruppe bestehend aus Kobalt und Nickel ausgewählt ist und zwischen 4· und 12 Prozent der Zusammensetzung aufweist.

   4. Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1-3» dadurch gekennzeichnet, daß der Binder Nickel und ein zusätzliches Metall aufweist, das aus der Gruppe bestehend aus Molybdän und Wolfr·» · ausgewählt ist, und daß das Zusatz- (Addition-) Metall zwischen

   2 und 30 Gewichtsprozent Ifiokel besitzt.

   5· Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1-4, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 20 Atonprozent dt« koabinierten Gehaltes an den Metallen Titan, Hafnium, Niob und Tantal nach Figur 1 durch Vanadium ereetrt

   6. Materialzusammensetzung nach einem der Anaprüohe 1-51 dadurch gekennzeichnet, daß bis eu 3 Atomprozent des kombinierten Gehaltes an den Metallen Holjbdaji und Wolfram nach Figur 1 durch Chrom ersetzt sind, ·

   609812/0701

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   Τ/ρ 7894 --£ ·· ' 20. Juni 1974- W/Scl·

   7. Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1-6, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 15 Gewichtsprozent des Binders Eisen ist und der Ausgleich des Binders aus der Gruppe mit Kobalt und Nickel ausgewählt ist.

   8. Materialzusammensetzung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß.der Binder zwischen 4· und 12 Gewichtsprozent der Zusammensetzung aufweist.

   9. Materialzusammensetzung mit gesintertem Karbonitrid-Bindermetallegierungen, dadurch gekennzeichnet, daß das Karbonitrid eine Gesamtzusammensetzung aufweist, die in den Bereich CIGE nach Figur 1 und in die Additionskonzentrationsgrenzen nach Figur 1 fällt, und daß der Binder aus den Metallen der Eisengruppe ausge-, wählt ist und zwischen 3 und 20 Gewichtsprozent der Zusammensetzung aufweist.

   10. Materialzusammensetzung nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Karbonitrid eine Gesamtzusammensetzung aufweist, die in die Fläche C D¹ HGF der Figur 1 und in die zusätzlichen Konzentrationsgrenzen nach Figur 1 fällt.

   11. Materialzusammensetzung nach Anspruch 9 und 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Eisenmetallbinder aus der Gruppe mit Kobalt und Nickel ausgewählt ist und zwischen 4- und 12 Prozent der Zusammensetzung besitzt.

   12. Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 9-11, dadurch gekennzeichnet, daß der Binder Nickel und ein zusätzliches Metall aufweist, dajj» aus der Gruppe mit Molybdän und Wolfram ausgewählt ist, und daß das zusätzliche Metall zwischen 2 und 30 Gewichtsprozent Nickel aufweist.

   13· Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 9-12, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 20 Atomprozent des kombinierten Gehaltes an den Metallen Titan, Hafnium, Niob und Tantal nach Figur 1 durch Vanadium ersetzt sind.

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   14. Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 9-13, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 5 Atomprozent des kombinierten Gehaltes an den Metallen Molybdän und Wolfram nach Figur 1 durch Chrom ersetzt werden.

   15· Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 9-14, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 15 Gewichtsprozent des Binders Eisen ist und der Ausgleich des Binders aus der Gruppe bestehend aus Kobalt und Nickel ausgewählt ist.

   16. Materialzusammensetzung nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß der Binder zwischen 4 und 12 Gewichtsprozent der Zusammensetzung ausmacht.

   17. "Verfahren zur Herstellung einer Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1-16, dadurch gekennzeichnet, daß Karbonitridhauptlegierungen (Ti, T¹, T) (C, N) hergestellt werden, bei denen T¹ ein Metall aus der Gruppe bestehend aus Hafnium, Niob und Tantal und T ein Metall ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Molybdän und Wolfram ist; in dem entsprechende Gemische von Karbid und Metallpulvern mit Stickstoff enthaltenden Gasen bei- Temperaturen zwischen 1450 und I9OO⁰ C nitriert werden, daß das Pulver der Karbonitridlegierung mit vorgeformtem Wolframkarbidpulver und Additionsmetallkarbiden, die aus der Gruppe bestehend aus HfC, MbC und TaC ausgewählt sind, gemischt wird, um die gewünschte Gesamtzusammensetzung zu erhalten, daß weiter Binderme.tall dem Gemisch beigegeben wird, daß das Gemisch urter inerten Strömungsmitteln mechanisch gemahlen wird, bis es eine gleichförmige Konsistenz und die gewünschte Korngröße besitzt, daß das gemahlene Gemisch zu einer gewünschten Form gepresst wird und daß das Material bei erhöhter Temperatur gesintert wird.

   18. Werkzeugeinsatz, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkzeug eine Materialzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1-16 .und einen Überzug einer Oberflächenschicht aus verschleißfesten Materialien aus der Gruppe bestehend aus TiC, TiN, HfC, HfN und Al₂ 0, mit einer Dicke von I-30 Mikron aufweist.

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