DE2429075A1

DE2429075A1 - Karbonitridlegierungen fuer schneidwerkzeuge und verschleissteile

Info

Publication number: DE2429075A1
Application number: DE2429075A
Authority: DE
Inventors: Erwin Rudy
Original assignee: Teledyne Industries Inc
Current assignee: TDY Industries LLC
Priority date: 1973-06-18
Filing date: 1974-06-18
Publication date: 1976-01-08
Also published as: US3971656A; JPS516805A; SE414319B; CA1027145A; SE7408050L; JPS5651201B2; BR7404936D0

Description

Karbonitridlegierungen für Schneidwerkzeuge und Verschleißteile.
Zusammenfassung der Erfindung: Es werden neuartige Sinterhartlegierungen, bestehend aus Karbonitrid-und Hilfsmetallphase beschrieben. Die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Karbonitridlegierungen werden innerhalb des Spinodalbereiches geeigneter Systeme, welche Titan und Metalle der VIÄ Gruppe als Grundlegierungselemente enthalten, ausgewählt, wobei die Bruttozusammensetzungen der Earbonitridvorlegierungen durch den in Fig. 1 abgegrenzten Konzentrationsraum ABDE definiert werden Die Hilfsmetall-bzw. Bindephase wird von Metallen der Eisengruppe und deren Legierungen mit Metallen der VIA Gruppe gebildet und kann anteilmäßig zwischen 5 und 45 Gewichtsprozent der Sinterhartlegierung betragen.
Die Erfindung bezieht sich auf hilfsmetallgebundene Karbonitridlegie rungen, insbesondere auf neuartige und verbesserte Karbonitridhartlegierungen, die auf ausgewdhlten Zusammensetzungen innerhalb des Spinodalbereiches der Systeme Titon-Molybdän-Kohlenstoff-Stickstoff und Titan-Wolfrum-Kohlenstoff-Stickstoff beruhen.
Frühzeitige Versuche, die für Verschleißzwecke günstigen Eigenschaften der Nitride der hochschmelzenden IVA-Metalle, sowie deren Legierungen mit den isostrukturellen Karbiden in entsprechenden Werkzeuglegierungen auszunUtzen, 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 proktische Verwendung.
Kürzlich kennte ober in einer Veröffentlichung von R. Kieffer, P. Ettmoyr und M. Freudhofmeier in der Zeitschrift Metall, Band 25 (1971), S. 1335, gezeigt werden, daß erhebliche Festigkeitssteigerungen hilfsmetaligebunder Karbonitridhortlegierungen durch Legieren des Nickelbindere mit Molybdän möglich sind. Nach der zitierten Arbeit soll dabei ein Festigkeitsmaximum bei der Karbonitridzusammensetzung 80 TiN-20 TiC auftreten.
Die zur Erzielung dichter Körper notwendigen, ungewöhnlich hohen Sintertemperaturen von bis zu 1600° C sowie Sinterzeiten bis zu 9 Stunden werden auf die schlechte Benetzbarkeit durch das Bindemetall zuruckgefuhrt.
Zur Vermeidung von Stickstoffverlusten durch die hohen Sintertemperature wird die Sinterung unter zumindest teilweiser Stickstoffatmosphöre im Ofen während des Sinterns durchgefuhrt.
Die zur Erzielung der nötigen Porenfreiheit erforderlichen hohen Sintertemperaturen bedingen zusätzlich unerwUnschtes Kornwachstum und es mussee spezielle Vorkehrungen getroffen werden, um ein Verziehen der Sinterteile, Zusammensetzungsönderungen durch Bindemetollverdompfung, sowie Wechselwirkungen zwischen Sinterteil und Sintersubstrat zu vermeiden.
Ein weiterer Nachteil derartiger Karbonitridhartmetalle, der im Ubrigen auch in den in der US-PS 2 967 347 beschriebenen Legierungen auf TiC-Mo-Ni-Basis zutage tritt, ist ihre Neigung zur Wdrmeverformung und zum Schneidkantenausbruch bei hohen Schnittgeschwindigkeiten auf Stdhlen, sowie die Erfahrungstatsache, daß nur ein geringes Zulegieren möglich ist, ohne daß die Phasengrenzen des Titankarbids bzw. -karbonitrids durchschritten werden, und damit eine Verschlechterung des Sinterhartmetalls durch Hilfsmetallversprödung eintritt.
Ziel der Erfindung ist es, hilfsmetallgebundene Karbonitridlegierungen mit verbesserten Eigenschaften, insbesondere Festigkeitseigenschaften, und gunstigeren Herstellungsbedingungen anzugeben. Ferner sollen unter Benutzung von in ausgewdhlten Konzentrationsbereichen quaternurer und höherkomponentiger Systemen auftretenden, neuartigen Spinodalreaktionen Karbonitridhartlegierungen mit verbesserten Eigenschaften hergestellt werden können. Des weiteren sollen mit der Erfindung verbesserte Karbonitridlegierungen in Gegenwart von Hilfsmetallphasen auf Eisenmetall-Legierungsbasis unter Vakuumsinterbedingungen stabil gehalten werden.
Insbesondere sind Ziel der Erfindung Legierungen, in denen durch die erwdhnte Spinodalreaktion im Zusammenspiel mit Transportreaktion innerhalb der flüssigen Hilfsmetallphase während des Sinters ein besonderes Mikrogefuge in der Sinterlegierung in der Weise ausgebildet wird, daß eine Karbonitridphase koheronte und praktisch spannungsfreie Korngrenzflächen mit einer-im wesentlichen stickstofffreien, gut benetzbaren Karbidlegierung bildet, wobei hauptsächlich letztere den Kontakt zur Eisenmetallbindephase herstellt.
Gemäß der Erfindung wird bei hilfsmetallgebundenen Karbonitridhartlegierungen vorgeschlagen, daß die Metallkomponente im Karbonitrid aus Titan und einem Metall M der VIA-Gruppe besteht und die Bruttozusammensetzung des Karbonitrids innerhalb des durch die Konzentrationspunkte ABC und des Stöchiometriefaktors z in Figur 1 abgegrenzten Bereiches föllt, und daß das Bindemittel aus Elementen der Eisengruppe und Metallen der VIA-Gruppe gebildet ist und anteilsmäßig zwischen 5 und 45 Gewichtsprozent der Sinterlegierung betragen kann.
Generell sind die Zusammensetzungen der Karbonitridkomponente in der Form (Ti M)(C Ny)Z (M = entweder Molybdän oder Wolfram), durch die in Figur 1 von den Punkten ABDE eingeschlossene Fläche gekennzeichneten Wertevorrate der MolenbrUche x, y, u und v sowie Werten des Stöchiometriefaktors z zwischen 0,80 und 1,07 gekennzeichnet. Die Hilfsmetallphase, welche aus Eisenmetallen und deren Legierungen mit Metallen der VIA-Gruppe der hochschmelzenden Übergangsmetalle besteht, kann anteilmäßig zwischen 5 und 45 Gewichtsprozent der Sinterhartlegierung betragen.
Die vorzugsweisen Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Karbonitridvorlegierungen liegen dabei innerhalb der durch die Punkte A B' C' D' E' in Figur 1 und z-Werten zwischen 0,80 und 1,07 definierten Zusammensetzungsbereiches. Die vorzugsweise Bindelegierung besteht aus Nickel und Kobalt mit Zusätzen von Molybdän und Wolfram und betrugt mengenmäßig zwischen 8 und 25 Gewichtsprozent der Sinterhartlegierung.
Nachstehend wird die Erfindung anhand von Ausfuhrungsbeispielen und im Vergleich zu bekannten, handelsüblichen Legierungen erläutert. Es zeiger : Fig. 1 eine graphische Darstellung des Zusammensetzungsbereiches der erfindungsgemäßen Karbonitridkomponente, Fig. 2 zeigt einen teilweisen, isothermen Schnitt durch das Zustandsschaubild Ti-Mo-C-N bei 1450o C, mit besonderer Berucksichtigung der Ausdehnung der Mischungslucke sowie des Spinodalbereiches, die die Grundlage fUr die Erfindung bilden, Fig. 3 und 4 in graphischer Form typische Stickstoffgehalte unter bestimmten Bedingungen hergestellter, erfindungsgemäßer Karbonitridlegierungen wider, Fig. 5 zeigt in 1000-fccher Vergrößerung ein typisches Mikrogefuge einer erfindungsgemäßen Hartlegierung, Fig. 6 zeigt in 80wfacher Vergrößerung das Gefüge der Legierung aus Fig. 5 nach einer zusätzlichen Nitrierung und Wörmebehandlung, Fig. 7 a, 7 b und 7 c zeigen Ausschnitte des Gefüges der Legierung nach Fig. 6 in 1000-facher Vergrößerung, Fig. 8, 9 und 10 enthalten ausgewählte Beispiele des Schneidhaltigkeitsverhaltens erfindungsgemößer Legierungen im Vergleich zu handelsUblichen Werkzeuglegierungen beim Drehen von Stahl, Fig. 11 gibt Daten fUr die Biegebruchfestigkeit der erfindungsgemoßen Legierungen in Abhdngigkeit vom Bindemetallgehalt an, und Fig. 12 gibt Daten für die Abhängigkeit der Kolkverschleißgeschwindigkeit der erfindungsgemäßen Legierungen vom Molybddn- und Wolframaustausch in der Karbonitridphase der Leerung an.
Obwohl Menge und Art der Legierungszusötze in den erfindungsgemößen Hartmetallen innerhalb weiter durch die Ausbildung der Phasengleich gewichte in den betreffenden Systemen gegebenen Grenzen variiert werden kann, so geben ausgedehnte Studien bezüglich ihrer Eigenschaften und Einsatzeignung Legierungen auf der Grundlage Ti-Mo-C-N und Ti-W-C-N den Vorrang.
Zur Kennzeichnung der Zusammensetzung der in der Herstellung der erfindungsgemdßen Hartmetalle eingesetzten Karbonitridvorlegierungen kann als Konzentrationsmaß der Atomprozentanteil der die Verbindung bildenden Elemente, z. B. TicMbCcNd(a+b+c+d = 100, M - entweder Molybdän oder Wolfram) verwendet werden, wobei a, b, c und d den Anteil der Elemente Titan, Molybdän, bzw. Wolfram, Kohlenstoff und Stickstoff in der Legierung angeben. Infolge der speziellen Atombesetzung im Kristallgitter der Karbonitride erweist sich aber eine andere Beschreibung, nämlich in der Form (MlxMy)CuNv)z (x+y = 1; u+v = l) als günstige Bei diesem Konzentrationsmaßsystem bedeuten x und y die relativen MolbrUche (Metalluustausch) von Titan und Molybdän bzw. Wolfram, und u und v entsprechen den relativen Molbruchen von Kohlenstoff und Stickstoff (Nichtmetallaustcusch im Einlagerungssubgitter). Der Stöchiometriefaktor z gibt das Verhältnis der Gesamtmolanzahl von Kohlenstoff und Stickstoff zu der des Metallanteiles (Ti+Mo) an und dient als Maß für den relativen Nichtmetallgehalt der Hartphase.
Das Produkt 100-y gibt den Austausch von Titan durch Molybdän bzw.
Wolfram (kurz: Molybdän bzw . Wolframaustausch) in Mol-(Atom-)Prozent in der Legierung (TixMy)CuNv)z angiht, und 100.x entspreden demnoch dem Titanaustausch.
Die Ineinanderfuhrung beider Konzentrationsmaßsysteme kann in einfacher Weise mittels folgender Beziehungen bewerkstelligt werden: Letztere Methode zur Charakterisierung der Bruttozusammensetzungen der Karbonitridvorlegierungen, d. h. in der Form (TixMy)CuNv)z, erweist sich insbesondere bei der Beschreibung der Konzentrationsräume vielkomponentiger Legierungen vom Einlagerungstyp als sinnvoller und wird daher ausnahmslos in den nachfolgenden Ausführungen benutzt. Es sei ferner vorausgeschickt, daß M sowohl Molybdän und Wolfram getrennt, als auch jedes beliebige Mischverhältnis beider Metalle bedeuten kann.
Fig. 1 umfaßt in graphischer Darstellung den Bruttozusammensetzungsbereich der Karbonitridvorlegierungen (TixMy)(CuNv)z. Entsprechend dem gewählten Konzentrationsmaßsystem entspricht der Ordinatenparameter in Fig. 1 dem Molbruch v und umschließt somit das pseudobinäre System Ti(ClN)2, während die Abszisse den Wert von y und somit den Metallaustausch in der Mischreihe (TiXMy)Cz angibt. Die Werte u bzw. x sind durch die Bedingungen x+y=l und u+v=l festgelegt.
Die Bruttozusainmensetzungen der zur Herstellung der erfindungsgemäßen hilfsmetallgebundenen Hartlegierungen eingesetzten Karbonitridvorlegierungen liegen allgemein innerhalb der in Fig. 1 durch die Punkte A B C und den angegebenen Parameterwerten z abgesteckten, vorzugsweise aber innerhalb des durch z und die Punkte A B' C' D' E' bestimmten, Konzentrationsraumes. Hilfsmetallgebundene Hartlegierungen, bei denen die verwendeten Kartonitridvorlegierung außerhalb des Bereiches z - AB' C' D' E', aber innerhalb z - A B C liegen, zeigen verminderte Eignung für den Einsatz als Schneidwerkzeuge, können aber für andere Verwendungszwecke in Betracht kommen.
Im gewählten Konzentrationsmaßsystem entspricht Zusammensetzung A (Ti0,96M0,04)(C0,96N0,04)z, Zusammensetzung B (Ti0,60M0,40) (C0,96N0,04)z, Zusammensetzung C (Ti0,44M0,56)(C0,96N0,04)z, Zusammensetzung D (Ti0,60M0,40)(C0,80N0,20)z, Zusammensetzung E (Ti0,96M0,04)(C0,44N0,56)z, Zusammensetzung B¹ (Ti0,70M0,30) (C0,96N0,04)z, Zusammensetzung C' (Ti0,70M0,30)(C0,84N0,16)z, Zusammensetzung D' (Ti0,84M0,16)(C0,70N0,30)z, und Zusammensetzun E' (Ti0,96M0,04)(C0,70N0,30)z. Der Stöchiometriefaktor z kann sich in allen Fällen zwischen den Grenzen 0,80 und 1,07 bewegen.
Das Legierungsprinzip der erfindungsgemößen Hartmetalle ist aus Fig. 2, die einen teilweisen isothermen Schnitt des Ti-Mo-C-N-Systems bei 14500 C zeigt, ersichtlich. Die abgebildeten Phosengleichgewichts daten gelten für z-Werte zwischen etwa 0,90 und 0,98. In Richtung kleinerer z-Werte schrumpft die MischungslUcke etwas zusammen, während nach höheren z-Werten hin freier Graphit neben den im Diagramm angegebenen Phasen auftreten kann. Die Bedeutung der Abszissen und Ordinaten in Fig. 2 ist die gleiche wie in Fig. 1.
Der homogene Phasenbereich der festen Lösung (Ti, Mo)(C, N) ist mit CKbezeichnet. FUr die titanreiche Phase innerhalb der Mischungslücke wurde die Bezeichnung und fUr die molybdönreiche, stickstoffarme Phase die BezeichnungC< " gewählt. Innerhalb des Bereiches der Mischung lücke Cx' + α" sind bei der angegebenen Temperatur homogene Mischlösungen gegenüber dem phasengemenge α' + α" instabil. Die Phasengrenze selbst ist durch die festausgezogene Linie 10 festgelegt (Binodalkurve).
Die strichlierte Linie 12, oder Spinodalkurve grenzt den metastabilen vom thermodynamisch instabilen Bereich, innerhalb dessen der Zerfall homogener Karbonitridlösungen bei Temperatursenkung spontan (spinodal) erfolgen kann, ab. Binodal- und Spinodalkurve haben einen gemeinsamen BerUhrungspunkt bei der kritischen Zusammensetzung P c Nach höheren Temperaturen wird die MischungslUcke kleiner und die kritischen Zusammensetzungen wandern in Richtung des Zentrums des Konzentrationsvierecks; nach tieferen Temperaturen dehnt sich die Mischung lUcke etwas weiter aus und der kritische Punkt verschiebt sich in Richtung der Titankarbidecke.
Wie eine eingehende Betrachtung der in Fig. 2 gezeigten Phasengleichgewichte zeigt, sind entsprechende Phasenreaktionen auf das quaternöre Konzentrationsgebiet beschränkt, d. h. die vorliegender Erfindung zugrundeliegenden Phasenbeziehungen können nicht in den psevdobinären Rand systemen, wie z. B. Ti (C, N) entlang der Ordinate, oder (Ti, Mo)C entlang der Abszisse in Fig. 2, auftreten.
Mittels des gezeigten Temperaturschnittes sowie der festgelegten Temperaturabhungigkeit der Phasengleichgewichte wird ferner ersichtlich, daß nur ganz bestimmte Legierungskombinationen, ndmlich solche, die zusammensetzungsmaßig innerhalb der Spinodalkurve liegen, die für die Herstellung und Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierungen wichtigen Eigenschaften besitzen, wie weiter unten noch ausgefUhrt wird.
FUr die weiteren Erklärungen sei noch angegeben, daß die Konoden (Verbindungsgeraden) im Zweiphasenbereich α' + α" die Zusammensetzungen koexistenter, d. h. im Gleichgewicht befindlicher Phasen, angeben, wie an einem Beispiel einer bestimmten Konode P' P" (Linie 14) in Fig. 2 gezeigt ist.
FUr das vorliegender Erfindung zugrundeliegende Legierungsprinzip wichtig ist dex Befund, daß eine der koexistenten Phasen P' nahezu allen Stickstoff der Legierung bindet, aber nur wenig Molybdän enthalt, während die zweite Gleichgewichtsphase P" fast stickstofffrei ist und nahezu alles Molybdän enthält.
Eine Reihe von Eigenschaften der im Zweiphasenbereich α' + α" koexistenten Phasen sind maßgebend fUr die gUnstigen Eigenschaften der erfindungsgemdßen Hartmetalle: Die Gitterabmessungen und Ausdehnungseigenschaften der beiden Phasen S ' und α" sind innerhalb des fUr vorliegende Erfindung interessierenden Zusammensetzungsbereiches praktisch identisch, Eigenschaften, die zur Erzielung möglichst spannungsfreier und kohärenter Phasongrenzflächen α'/α" im Zorfallgefüge α' + α" wichtig sind. Schlechte Gitteranpassung kann nämlich zur Bildung von Rißkeimen und damit zu verminderter Festigkeit und ErmUdungsbestdndig keit des Hartmetalls führen. Der zweite Punkt betrifft die thermodynamisch nachweisbare Aussage, daß das Phasengemenge cs' + α" einen erheblich geringeren Stickstoffzersetzungsdruck aufweist als die homogene Lösung gleicher Bruttozusammensetzung. Der Stickstoffabspaltungs druck der an und für sich stickstoffarmen 0~-Phase fällt zusätzlich sehr stark mit abnehmendem Stickstoffgehalt ab, so daß also nach anfänglichen kleinen Stickstoffverlusten, wie sie etwa beim Vakuumsintern auftreten können, eine weitere Abspaltung zunehmend erschwert und schließlich zum Stillstand gebracht wird.
Als dritter wichtiger Punkt ist die durch die Stabilitötsverhöltnisse der koexistenten Phasen gegebene Wechselwirkung mit der Binderphase zu vermerken, die ausschlaggebend fUr die Ausbildung des für Eigenschaften und Herstellung des Sinterhartmetalles günstigen Feingefuges ist: Die durch die geringere Stabilität und der Gegenwart größerer Konzentrationen von VIA Metallen bedingte bessere Benetzbarkeit und höhere Löslichkeit der α"-Phase im Bindemetall bewirkt einen bevorzugten Transport der α" Phase im Flüssigbinder bei Sintertemperaturen. Auf diese Weise wird die α-Phase, die bei den bevorzugten Sintertemperaturen nur unvollständig vom Bindemetall benetzt wird, allmählich von der C8"-Phase eingehüllt.
Da nun die stickstoffreiche C>'-Phase kaum mit dem Bindemetall in Kontakt kommt, wird die Stickstoffabspaltung soweit hintangehalten, daß eine Vakuumsinterung der erfindungsgemäßen Legierungen ohne Gefahr einer scha4-lichen Konzentrationsverschiebung durchgefuhrt werden kann. Wie in der einschlägigen Industrie bekannt, ist eine Vakuumsinterung hochtitanhaltiger 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 α"-Phose bedingt bis 14300 C wird, liegen die Sintertemperaturen von 1400 C/bei den erfindungsgemaßen Hartmetallen etwa gleich hoch wie bei den Hartmetallen auf Wolframkarbidbasis, aber erheblich niedriger als bei den Karbonitriden der IVA-Metalle, wie z. B. eisenmetallgebundenem Ti(C, N).
Ähnliche Phasenbeziehungen wie bei Ti-Mo-C-N werden auch im System Ti-W-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 Stickstoffzersetzungsdruckes, während Ersatz von Titan durch Vanadium keinen wesentlichen Einfluß auf das Ausmaß des Zweiphasengebietes hat, aber eine Erhöhung des Stickstoffabspaltungsdruckes mit sich bringt. Es ist daher möglich, die Zusammensetzungen, und damit die Eigenschaften der erfindungsgemößen Hartmetalle durch Legieren innerhalb weiter, durch die vor- -herrschenden Phasenbeziehungen bestimmten, Grenzen zu verändern. Auf den Einfluß einer Reihe der oben beschriebenen Legierungselemente auf die Eigenschaften der erfindungsgemößen Legierungen wird weiter unten noch eingegangen werden.
Wie aus einem-Vergleich zwischen Fig. 1 und Fig. 2 hervorgeht, liegt der Zusammensetzungspunkt A außerhalb des Zweiphasengebietes. Diese spezielle Zusammensetzungsgrenze wurde deswegen gewählt, weil es sich gezeigt hat, daß der günstige Einfluß selbst dann noch bemerkbar ist, wenn auch nur ein Teil des Legierungsansatzes aus spinodalen Zusammensetzungen besteht. Derartiges Verhalten wurde insbesondere bei der Herstellung von Sinterhartmetallen aus unvollständig nitrierten Titankarbidmetallgemischen beobachtet. Das Mikrogefuge derartiger Legierungen bestand dabei aus Hartstoffkörnern mit unverändertem Titankarbidkern, nicht vollstandig differenzierten Sekundärschalen aus Karbonitriden mit veränderlichem Stickstoffgehalt, und einer deutlich abgesetzten Außenschale aus nahezu atickstofffreier Karbidlegierung (cx") mit anschlieBen, der Bindemetallphase.
Die Herstellung der erfindungsgemäßen Hartmetalle aus vorgebildeten Karbonitridlegierungen (Karbonitridvorlegierungen) und Bindemetallen kann auf verschiedene Weise pulvermetallisch bewerkstelligt werden.
Ein typischer Herstellungsgang verläuft wie folgt: Eine Pulvermischung aus Karbonitridvorlegierung und Bindemetall im gewUnschten Mengenverhaltnis wird 3 bis 5 Tage lang in KugelmUhlen mittels Wolframkarbidkugeln und Benzol als MahlflUssigkeit naß vermahlen, zur Verbesserong der Preßföhigkeit wird dem Mahlgut zwischen 3 und 5 Gewichtsprozent (bezogen auf das Pulvertrockengewicht) Paraffin zugesetzt, Die Pulvermischung wird getrocknet und homogenisiert, und das Pulver bei Drücken zwischen 0,5 und 2 t cm-² in Formteile verpreßt. Das Peroff wird durch Vakuumverdempfung bei etwa 300° bis 400° C entfernt, die nun mehr paraffinfreien Grünlinge kurzzeitig bei etwa 1050° C bis 1200° C entgast und vorgesintert, und dann etwa 1 1/2 Stunden lang bei 1400° bis 1440° C im Vakuum hochgesintert.
Zur Erprobung der Schneidleistung der erfindungsgemäßen Legierungen als Metallbearbeitungswerkzeuge werden die Sinterteile auf Diamantscheiben geeigneter Körnung auf die gewünschte Schneidengeometrie geschliffen und es werden Dreh- bzw. Frösversuche an Stählen verschiedener Festigkeit unternommen.
Die bei der Herstellung der erfindungsgemößen 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 14000 C bis 18000 C mittels Stickstoff oder Ammoniak nitriert. In einem anderen Herstellungsverfahren, im folgenden als Herstellungsverfahren II bezeichnet, werden die Karbonitridmischkristalle aus vorgebildeten Nitriden und Karbiden durch Mischen und nachfolgende Homogenisierung bei hohen Temperaturen (1700 bis 23000 C), nötigenfalls unter gleichzeitiger Druckanwendung (Heißpressen), hergestellt. Der Reaktionskuchen wird anschließend an die Glühung zerkleinert und durch Mehlen auf eine Korngröße < 75!tem gebracht.
Aufgrund des gesammelten Erfahrungsmaterials ist dem Herstellungsverfahren I der -Vorzug zu geben, da im allgemeinen bei diesem Verfahren eine Verschmutzung durch Sauerstoff leichter vermieden und die Homogenisierung einfacher und bei tieferen Temperaturen bewerkstelligt werden kann. Im allgemeinen lagen die Sintertemperaturen von Legierungsan sätzen nach dem Herstellungsverfahren II infolge schwervermeidlicher Sauerstoffverunreinigungen um rund 400 bis 700 C höher als bei Ansätzen mit Karbonitridvorlegierungen nach Herstellungsverfahren 1.
Typische Laboratoriumsherstellungsbedingungen fUr eine Karbonitridvorlegierung mit einem molaren Verhältnis von Titan : Molybdän von 4 : 1 sind-folgende: HerstellunSasverfahren I: Ein dem obigen .Molverhöltnis entsprechendes Pulvergemenge aus Titanmonokarbid und Molybdän wird grUndlich vermischt und isostatisch brikettiert. Die in einem Graphitbehälter gestapelten PreßstUcke werden im Vakuum auf etwa 11000 C erhitzt und sorgfältig entgast, die Ofenkammer dann mit Stickstoff aufgefUllt und die Temperatur allmählich auf 14500 C erhöht, Nach Abklingen der anfangs etwas sturmischen Reaktion wird die Ofentemperatur auf etwa 15000 C bis 15500 C gesteigert und die Nitrierung der Teile in weiteren 3 bis 10 Stunden bei dieser Temperatur zu Ende geführt. Der Stickstoffgehalt der in dieser Weise nitrierten Legierung beträgt gewöhnlich zwischen 2,30 und 2,40 Gewichtsprozent, entsprechend einer Zusammensetzung von etwa (Ti.0,80Mo.0,20) (C.0,87C.0,13). 0,91 Der Röntgenbefund zeigt zwei isostrukturelle Phasen C>?' und α" mit nahezu gleichen Gitterabmessungen, wobei im Falle unvollständiger Nitrierung noch geringe Mengen unverbrauchten Titankarbids bei gemengt sein können.
Herstellungsverfahren II: Eine innige Mischung von Titannitrid und Titankarbid im Molverhältnis 4 : 6 wird 25 Minuten lang bei 23000 C heißgepreßt. Zur Diffusionserleichterung können dem Pulvergemisch etwa 0,2 bis 1 Gewichtsprozent Eisenmetalle beigegeben werden. Die Heißpreßlinge werden dann bei ca.
15000 C vakuumentgast und nachtrdglich 10 Stunden lang bei 22000 C unter Stickstoff geglüht. Die nunmehr homogenisierte Vorlegierung wird, wie vorher beschrieben,zerkleinert und auf eine Korngräß<75µm abgesiebt.
In einem zweiten Ansatz wird eine Karbidvorlegierung mit der Zusammensetzung (Ti. 0,6Mo.0,4)Cz, wobei z ungefähr einen Wert von 0,90 hat, durch Heißpressen einer Mischung von TiC, Mo2 C, und Kohlenstoff hergestellt, die Preßlinge 8 Stunden lang bei 20000 C im Vakuum homogenisierend geglüht, und dann, wie oben beschrieben, ouf< zum zerkleinert.
Zur Herstellung der quaternären Karbonitridvorlegierung werden die obigen Titankarbonitrid- und Titan-Molybdönkarbidpulver im gleichen Molverhältnis gemischt und gepreßt und die Preßstücke etwa 10 Stunden lang bei 1600° C unter Stickstoff homogenisierend geglüht.
Karbonitridvorlegierungen mit anderen Bruttozusammensetzungen können durch ein anderes Mischverhältnis der Ausgangslegierungen sowie durch Zumischen anderer Karbonitride und Karbide hergestellt werden.
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 mittelkörniger TiC-Mo (Mo2C) und TiC (W2C)-Legierungen erhalten werden, sind in Fig. 3 und 4 wiedergegeben.
Die Abszissen in diesen Diagrammen entsprechen dabei dem Molybdän bzw.
Wolframaustausch in den Legierungen: Molenbruch y in (TMy) (CuNv)zJ während die Ordinaten das molare Verhältnis von Stickstoff zu Titan in den nitrierten Ansätzen nach einer Nitrierzeit von etwa 4 Stunden bei den angefUhrten Temperaturen und einem Stickstoffdruck von einer Atmosphöre angeben.
Die direkte Nitrierung von Karbid-Metall-Gemischen anderer Ubergangsmetalle, 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 Ausführungsbeispielen wird ersichtlich, daß zur Herstellung eines bestimmten Endproduktes viele andere Wege sowie Kombinationen von Verfahrensschritten möglich sind; so können z. B. mittels Herstellungsverfahren I Karbonitridvorlegierungen mit höheren relativen Stickstoffgehalten durch Zusätze von Metallen der IVA und VA-Gruppen zur Nitriermischung hergestellt werden. Geringe Beimengungen anderer Metalle zur Bindephase in Verbindung mit unterschiedlichen Sinterbedingungen können die charakteristischen Eigenschaften der Zusammensetzungen nach vorliegender Erfindung entscheidend ändern, und das Leistungsvermögen fUr bestimmte Anwendungsfälle verbessern. In dhnlicher Weise können bestimmte Nitrierverbindungen, wie etwa bei der Nietrierung von Titankarbid, auch zur Bildung von überschüssigem Graphit fUhren, der beim Legierungsansatz durch einen entsprechenden Metallzusatz zu berücksichtigen ist. Die effektive Bruttozusammensetzung der Karbonitridvorlegierung ist dabei in solchen Fällen so zu veranschla gen, daß sie den zur Beseitigung des Uberschussigen Graphites notwendiger Metallzusatz beim Hartmetallansatz einschließt. Die weiter unten im Rahmen der Prufresultate als A, B und C beschriebenen Hartmetalle sind Beispiele solcher Legierungen.
Abgesehen von den routinemäßigen Herstellungsveränderlichen werden Feingefüge sowie GefUgebestandteile eines Hartmetalls mit gegebener Gesamtzusammensetzung, und damit die Eigenschaften der Legierungen, erheblich von den Mahl- und Sinterbedingungen beeinflußt.
Da die Anforderungen beim Einsatz der Legierungen erheblich variieren, können, sind keine allgemein gültigen Regeln bezüglich einer gUnstigsten Kombination von Eigenschaften möglich; Resultate ausgedehnter Versuchsreihen beim Einsatz der erfindungsgemäßen Legierungen als Schneidwerkstoffe weisen aber darauf hin, daß die besten Legierungskombinationen diejenigen sind, bei denen ein beträchtlicher Anteil des Karbonitrids im Hartmetallansatz innerhalb des Spinodalbereiches zu liegen kommt.
Derartige Legierungen erwiesen sich als ungewöhnlich kornwachstumsfest, und Festigkeit sowie Schneidleistung werden nur wenig von Änderungen in den anderen Herstellungsveränderlichen beeinflußt.
Die ungewöhnliche Kornwochstumsbestöndigkeit der erfindungsgemößen Legierungen ist in den Fig. 5 bis 7 veranschaulicht. Diese Figuren zeigen in stark vergrößerter Form das vergleichsweise Kornwachstum hilfsmetall-1 gebundener -'-, Ct"-, sowie Cv' + ct"-enthaltender Legierungen nach Glühung unter gleichen Bedingungen.
Fig. 5 zeigt das Gefüge einer substöchiometrischen Legierung (Ti0,81 Mo.q,19 (C.0,72N.0,18). 0,90 mit 10 Gewichtsprozent Nickel noch der Dichtsinterung bei 1400° C im Valuum. Fig. 6 zeigt in 80-facher Vergrößerung das Gefüge der gleichen Legierung nach zusätzlicher Nitrierung und 64-stündiger Wärmebehandlung bei 1470° C. Die zusätzliche Nitrierung bezweckte eine Phasentrennung durch Diffusion in der Weise, daß das Titan vornehmlich in der Oberflächenzone (α') und das Molybdän in der Innenzone (α") angereichert wurde. Die Übergangszone T, als Band in der Mitte des Gefügebildes 6 erkenntlich, entspricht dem Spinodalbereich im Phasendiagrammabschnitt nach Fig. 2.
Die Fig. 7 a, 7 b und 7 c zeigen in 1000-facher Vergrößerung Ausschnitte aus den verschiedenen Zonen in Fig. 6. In Fig. 7 a ist das Gefüge der.
hilfsmetallgebundenen α"-Phase, in 7 b das der Ubergangszone T, und in Fig. 7 c das Gefüge der hilfsmetallgebundenen α'-Phase nach der Glühbehandlung wiedergegeben. Wie ein unmittelbarer Vergleich der Figuren zeigt, neigen die nickelgebundenen C-' bzw. α"-Phasen zu erheblichem Kornwachstum, während die Korngrößenverteilung im Falle des Phasengemisches α' + α" nach gleicher Glühbehundlung praktisch unverändert bleibt.
Die nachfolgenden Tabellen und Diagramme geben die aus Drehversuchen abgeleiteten Schneidleistungen einer großen Auswahl erfindungsgemäßer Legierungen im Vergleich zu handelsüblichen Schneidwerkzeugen wieder.
FUnf verschiedene Schnittbedingungen, im folgenden mit A, B, C, D und E bezeichnet, wurden bei den Drehversuchen ausgewählt, Prüfbedingung A (vorschloißprüfung) Stahl 4340* mit einer Rockwell C-Härte 18 bis 27, Schnittgeschwindigkeit - 305 m/min, Vorschubgeschwindigkeit - 0,26 mm pro Umdrehung, Spantiefe -1,27 mm.Werkzeuggeometrie - - SNG 433, keine Kühlung.
Prüfbedingung B (Verschleißprüfung) Stahl 4340, mit einer Rockwell C-Härte von 32 bis 34, Schnittgeschwindigkeit - 230 m/min, Vorschubgeschwin digkeit - 0,26 mm pro Umdrehung, Spantiefe - 1,52 mm.
Werkzeuggeometrie - - SNG 433, keine Kühlung.
PrUfbedingung C (Mittlerer Grobschnitt) Stahl 4340, mit einer Rockwell C-Härte von 18 bis 27, Schnittgeschwindigkeit - 152 m/min, Vorschubgeschwindigkeit - 0,53 mm pro Umdrehung, Spantiefe - 3,18 mm.
Werkzeuggeometrie - - SNG 433, keine Kühlung.
PrUfbedingung D (Schneidenverformungstest) Stahl 4340, mit einer Rockwell C-Härte von 31 bis 34, Schnittgeschwindigkeit - 305 m/min, Vorschubgeschwindigkeit - 0,26 mm pro Umdrehung, Spantiefe - 1,27 mm.
Werkzeuggeometrie - - SNG 433, keine KUhlung.
Prüfbedingung E (Prüfung auf Schneidkantenfestigkeit) Stahl 4340, mit einer Rockwell C-Hörte von 18 bis 22, Schnittgeschwindigkeit - 152 m/min, Spantiefe - 2,03 mm, Vorschubgeschwindigkeit - schrittweise Erhöhung in Inkrementen von ungefähr 0,13 mm pro Umdrehung nach jeweils halbminütiger Schnittdauer bis zum Kantenausbruch. Werkzeuggeometrie - - SNG 433, keine Kühlung, *Typische Stahlanalyse, 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 nach geeigneten Zeitintervallen mittels 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 erfindungsgemößen Legierungen verwendeten Versuchsbedingungen unterworfen.
Aus den handelsUblichen Werkzeugen wurden nach geeigneter Vorprüfung diejenigen mit der besten Schneidleistung fUr die weiteren Vergleichsversuche ausgewohit. Schneidlegierungen der Anwendungsklasse C-5 und C-6 wurden in den Tabulierungen nicht berUcksichtigt, da erfohrungsgemäß die Standzeiten solcher Werkzeuge unter den gewählten Bedingungen zu kurz waren, um daraus gültige Vergleichsdaten abzuleiten. Unter den handelsüblichen Werkzeugen der C-7 Klasse erwies sich unter den gewählten Bedingungen der Typ K7H der Firma Kennametal Company, 1000 Uoyd Avenue, Latrobe, Pennsylvania, USA, als am besten geeignet und wurde daher in die Auswahl der Vergleichswerkzeuge einbezogen.
Die handelsUblichen, in den Tabellen und Diagrammen mit TiC-Mo-Ni bezeichneten Werkzeuglegierungen, fallen in die Anwendungskategorie C-8 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 zusotzliche Differenzierung nach Herkunft, z. B. TiC-Mo-Ni(1) und TiC-Mo-Ni(2), notwendig war. Die in den Tabellen und Diagrammen benUtzte Bezeichnung TiC-Mo-Ni(R) bezieht sich auf ein Werkzeugmaterial mit gleicher Legierungsgrundlage wie TiC-Mo-Ni, aber höheren Bindemstallgehaltes und soll daher bessere Eignung fur Grobschnitte auf Stahl haben.
Die nachfolgenden acht Ausführungsbeispiele beschreiben typische Zusammensetzungen und Herstellungsbedingungen von erfindungsgemäßen Hartlegierungen. Bei den erstgenannten sieben Beispielen wurden die in den Hartmetallansätzen verwendeten Karbonitridvorlegierungen durch Direktnitrierung (Herstellungsweise I) hergestellt, während im achten die Karbonitridvorlegierung aus getrennt hergestellten Nitriden und Karbiden (Herstellungsweise II) gebildet wurde.
AusfUhrungsbeispiel 1: Eine Pulvermischung aus 83,75 Gewichtsprozent einer Karbonitridvorlegierung (Ti.0,82Mo.0,18)(C.0,87N.0,13).0,92' 13 Gewichtsprozent Nickel, und 3,25 Gewichtsprozent Molybdän wurde, wie weiter oben beschrieben, naß vermahlen und weiterbehandelt, und die Preßlinge 1 Stunde und 25 Minuten lang bei 10 -5 Torr gesintert. Die Linearschrumpfung während der Sinterung betrug 17 Prozent. Das GefUge der Sinterlegierung war dreiphasig, Cl + Ü(ll + Bindemetall, und die durchschnittliche Korngröße der Hartphasen lag bei etwa 2/»m (Mikrometer). Die gemessene Rockwell A-Härte betrug etwa 93,9 und die Biegebruchfestigkeit 146 kg.mm-² (207 kpsi).
Ausführungsbeispiel 2: Eine Pulvermischung aus 81,70 Gewichtsprozent einer Korbonitridvorlegierung mit einer Bruttozusammensetzung (Ti.0,80Ma.0,20)(C.0,86N.0,14).0,9 15 Gewichtsprozent Nickel, und 3,30 Gewichtsprozent Molybdän, wurde, wie vorher beschrieben, weiterbehandelt und die Preßteile 1 Stunde und20 Minuten long bei 10-6 Torr vakuumgesintert. Die lineare Schrumpfung der Teile betrug 16,8 Prozent, und die Legierung hatte einn ähnliches Mikrogefüge wie das unter Beispiel 1 beschriebene Hartmetall. Die gemessene Rockwell A-Härte (RA) war 92,9 bei einer Biegebruchfestigkeit von 155 kg mm~ (220 kpsi).
Ausführungsbeispiel 3: Eine Pulvermischung aus 70,74 Gewichtsprozent nitriertem Titankarbid mit einer Bruttozusammensetzung Ti (C.0,935N.0,065)1,07' 18,26 Gewichtspro zent Molybdän, und 11 Gewichtsprozent Nickel wurden wie vorher beschrieben aufbereitet.
Bei diesem Ansatz werden etwa 9 Gewichtsprozent Mo, oder etwa die Hälfte des zugesetzten Molybdäns zur Abbindung des überschüssigen Graphits benötigt, so daß nach den früheren Ausführungen die effektive Bruttozusammensetzung der Karbonitridvorlegierung mit (Ti0,926Mo 074) (C.0,935N.0,065).0,93 zu veranschlagen ist. Die Endzusammensetzung der Hartphase wird dabei noch weiter durch teilweise Reaktion des Karbonitrids mit dem Molybdän im Bindemetall während des Sinterns nach der Molybdönseite verschoben.
Nach Weiterbehandlung des Pulveransatzes in der vorher beschriebenen Weise wurden die Preßlinge 1 Stunde und 40 Minuten lang bei 14100 C vakuumgesintert-Die Sinterteile wiesen eine Rockwell A-Härte von 92,9 und eine Biegebruchfestigkeit von 122,5 kg.mm-² (174 kpsi) auf.
Ausführungsbeispiel 4: Ein Pulveransatz aus 82,3 Gewichtsprozent einer Karbonitridvoriegierung (Ti.0,30M0.0,30)(C.0,88N.0,12).0,96' 14 Gewichtsprozenten Nickel, und 3,70 Gewichtsprozent Molybdän wurde in der vorher angegebenen Weise aufbereitet und die Preßlinge 1 Stunde und 40 Minuten lang bei 14250 C vakuumgesintert. Die Sinterteile hatten eine Rockwell A-Härte von 93 und 2 eine Biegebruchfestigkeit von 158 kg.mm (225 kpsi).
Ausfuhrunqsbeispiel 5: Ein Pulveransatz aus 81,6 Gewichtsprozent einer Karbonitridvorlegierung (Ti.0,83Mo.0,17)(C.0,87N.0,13).0,92' 17,5 Gewichtsprozent Kobalt, und 0,90 Gewichtsprozent Molybdän wurde in gleicher Weise wie vorher beschrieben aufbereitet und die Teile 1 Stunde und 15 Minuten lang bei 14450 C vakuumgesintert. Die Rockwell A-Hurte der Sinterlegierung betrug 92,6 und die Biegebruchfestigkeit 138 kg.mm2 (196 kpsi).
Ausführungsbeispiel 6: Ein Pulveransatz aus 81 Gewichtsprozent (Ti.0,83W.0,17)(C.0,88N.0,12).0,91' 11 Gewichtsprozent Nickel, und 6 Gewichtsprozent Wolfram wurde in der vorher beschriebenen Weise aufbereitet und die Preßteile 1 Stunde und 40 Minuten lang bei 14160 C im Hochvakuum gesintert. Die Sinterteile hatten eine Rockwell A-Hörte von 93,1 und eine Biegebruchfestigkeit von 137 kg.mm-² (195 kpsi).
Ausführungsbeispiel 7: Ein Pulveransatz aus 86,25 Gewichtsprozent einer Karbonitridvorlegierung (Ti.0,75W.0,25)(C.0,89N.0,11).0,98' 11 Gewichtsprozent Nickel, und 2,27 Gewichtsprozent Molybdän wurden wie vorher beschrieben aufbereitet und die Preßlinge 1 Stunde und 35 Minuten lang bei 14150 C vakuumgesintert.
Die Legierung hatte eine Rockwell A-Hdrte von 93,1 und eine Biegebruch-2 festigkeit von 143 kg-mm~ (203 kpsi).
Ausführungsbeispiel 8: Ein Pulveransatz aus 86,25 Gewichtsprozent einer nach Herstellungsweise II bereiteten Karbonitridvorlegierung (Ti0, 8OMo.O, 20)(C.0,70N.0,30).0,95, 11 Gewichtsprozent Nickel und 2,75 Gewichtsprozent Modybdän, wurde in oben beschriebener Weise aufbereitet und die Preßteile 2 Stunden lang bei 14900 C vakuumgesintert. Die Rockwell A-Härte dieser Sinterlegierung betrug 93,4 und die Biegebruchfestigkeit 109 kg.mm-² (155 kpsi).
Die nachfolgenden Tabellen 1 bis 5, sowie die Figuren 8 bis 11 enthalten Resultate bezüglich der Schneidleistungen der erfindungsgemäßen Hartmetalle und Vergleichsdaten, die mittels handelsüblicher Werkzeugen legierungen erhalten wurden. Die Prüfbedingungen bei den Drehversuchen entsprachen dabei den unter A, B, c, D und E vorher angegebenen Parametern.
Tabelle 1: Verschleißverhalten von erfindungsgemäßen Hartmetallen im Vergleich zu handelsüblichen Sinterkarbiden. Prüfungsbedingung A. Teststahl: 4340, Rockwell C-Härte 16 bis 19 Schnitt- Verschleißmarkenbreiten, mm *) Kolktiefe Schneidenverfor- Bemerkungen: Werkzeug zeit in min. A B C D in mm nung in mm Beispiel 1 20,32 <0,04 0,15 0,23 <0,04 0,056 <0,007-Beispiel 2 27,71 0,025 0,25 0,30 0,05 0,091 0,025-Beispiel 3 19,13 0,05 0,23 0,25 0,08 0,066 0,025-Beispiel 4 12,30 0,05 0,30 0,36 0,10 0,096 0,040 deutliche Verformung Beispiel 5 3,40 0,025 0,23 0,20 0,05 0,043 0,058 deutliche Verformung Beispiel 6 15,87 0,025 0,10 0,23 0,05 0,043 <0,007-Beispiel 7 12,05 0,025 0,28 0,30 0,08 0,071 0,015-Beispiel 8 21,03 0,076 0,18 0,33 0,20 0,058 0,010 Kerbe bei D TiC-Mo-Ni 21,28 0,076 0,22 0,31 0,23 0,066 0,020 Kerbe bei D TiC-Mo-Ni(R) 1,50 0,05 0,46 0,18 0,05 --- 0,076 starke Verformung C-7 6,39 0,20 0,22 0,36 0,33 0,191 <0,007 Ausbruch bei A *) Verschleißmarkenbezeichnungen: A ... Kerbe an der Nebenschneide B ... Verschleißmarkenbreite an der Schneidspitzenrundung C ... Verschleißmarkenbreite an der Hauptschneide D ... Kerbe an der Hauptschneide Tabelle 2: Verschleißverhalten von erfindungsgemäßen Hartmetallen im Vergleich zu handelsüblichen Sinterkorbiden. Prüfungsbedingung B. Teststahl: 4340, Rockwell C-Härte 31 bis 33 **) Werkzeug Schnittzeit Verschleißmarkenbreiten, mm Kolktiefe Schneideverfor- Bemerkungen: in min. A B C D in mm mung in mm Beispiel 1 16,79 --- 0,13 0,15 0,05 0,035 <0,007-Beispiel 2 10,70 --- 0,25 0,20 0,02 0,051 0,050 deutliche Verformung Beispiel 3 11,15 --- 0,18 0,28 0,10 0,035 0,020-Werkzeug A*) 13,27 --- 0,14 0,15 0,05 0,040 0,015-TiC-Mo-Ni 10,95 0,05 0,20 0,25 0,76 0,043 0,038 Ausbruch bei D x0,60 *) Werkzeug A: 88,5 Gewichtsprozent (Ti.0,92 Mo.0,08) (C.0,91 N.0,09)1,01, 12,5 Gewichtsprozent Nickel 9 Gewichtsprozent Mo **) Verschleißmarkenbezeichnungen: A ... Kerbe an der Nebenschneide B ... Verschleißmarkenbreite an der Schneidspitzenrundung C ... Verschleißmarkenbreite an der Hauptschneide D ... Kerbe an der Hauptschneide Tabelle 3: Verschleißverhalten von erfindungsgemäßen Hartmetallen im Vergleich zu handelsüblichen Sinterkarbiden. Prüfbedingung C.
Werkzeug Schnittzeit Verschleißmarkenbreiten, mm Kolktiefe Schneidenverfor- Bemerkungen: in min. A B C D in mm mung in mm Beispiel 1 10,10 --- 0,05 0,08 --- 0,017 <0,005-Beispiel 2 10,20 --- 0,05 0,08 0,03 0,017 <0,015-Beispiel 4 12,50 0,02 0,08 0,10 0,03 0,033 <0,015-Beispiel 6 10,80 0,02 0,05 0,08 --- 0,017 <0,007-Werkzeug B*) 9,05 --- 0,08 0,05 --- 0,025 0,030 leichte Verformung Werkzeug C*) 1,64 --- 0,46 0,20 --- --- 0,100 starke Verformung TiC-Mo-Ni(1) 4,68 --- 0,25 0,20 0,66 0,043 0,070 Ausbruch bei D TiC-Mo-Ni(2) 10,20 0,05 0,13 0,08 0,69 0,025 0,038 Ausbruch bei D TiC-Mo-Ni(R) 1,69 0,05 0,41 0,20 0,10 --- 0,100 starke Verformung C-7 9,82 0,51 0,20 0,15 0,36 0,132 <0,007 Ausbruch bei A und D *) Werkzeug B: 78 Gewichtsprozent (Ti0,82 Mo0,18) (C0,87 N0,13)0,92' 17,5 Gewichtsprozent Ni, 4,5 Gewichtsprozent Mo Werkzeug C: 68,5 Gewichtsprozent (Ti0,82 Mo0,18) (C0,87 N0,13)0,92' 25 Gewichtsprozent Ni, 6,5 Gewichtsprozent Mo Tabelle 4: Verschleißverhalten von erfindungsgemäßen Legierungen im Vergleich zu handelsüblichen Sinterkarbiden. Prüfbedingung D.
Werkzeug Schnittzeit Verschleißmarkenbreiten in mm Schneidenverfor- Bemerkungen in min. A B C D mung in mm Beispiel 1 4,36 --- 0,13 0,10 0,05 0,03-Beispiel 3 0,86 --- 0,20 0,15 0,13 0,036 erkennbare Verformung Werkzeug A*) 5,15 --- 0,25 0,23 0,20 0,05 erkennbare Verformung TiC-Mo-Ni(1) 0,66 --- --- 3,05 --- --- Kantenausbruch TiC-Mo-Ni(1) 0,63 --- 0,40 0,30 0,20 0,09 starke Rißbildung TiC-Mo-Ni(2) 0,28 --- 0,15 0,18 0,20 0,05 erkennbare Verformung ", fortgesetzt 0,83 --- 0,20 0,25 0,40 0,07 Verformung, Ausbruch bei D TiC-Mo-Ni(R) 0,12 --- --- 2,50 --- --- Kantenausbruch TiC-Mo-Ni(1) 1,06 --- --- 2,50 --- --- Kantenausbruch *) Werkzeug A: siehe Tabelle 2 Tabelle 5: Kantenausbruch der erfindungsgemäßen Legierungen im Vergleich zu handelsüblichen Sinterkarbiden bei erhöhten Vorschubgeschwindigkeiten.
Prüfbedingung C.
Werkzeug Vorschubgeschwindigkeit beim Kantenverformung im Schnitt-Eintritt des Bruches, in inkrement vor dem Bruch, in mm mm pro Umdrehung Beispiel 1 1,43 *) 0,07 Beispiel 2 1,03 0,08 Beispiel 3 1,16 0,076 TiC-Mo-Ni(1) 0,77 0,078 TiC-Mo-Ni(2) 1,03 0,076 *) Brucheintritt bei Arretierung des Werkstückes durch Überlastung des Drehbankantriebes.
Fig. 8 zeigt die Zeitabhängigkeit der durchschnittlichen Verschleißmarkenbreite fUr die in Ausführungsbeispiel 1 und 6 beschriebenen, erfindungsgemtißen Legierungen im Vergleich zu handelsUblichen Sorten auf TiC-Mo-Ni-Basis sowie einem Sinterkarbid der Anwendungsklasse C-7 (PrUfbedingung A).
Fig. 9 zeigt die Zeitabhängigkeit der durchschnittlichen Verschleißmarkenbreite der Werkzeuglegierung in Ausfuhrungsbeispiel 1, einer weiteren, erfindungsgemäßen Legierung A, hergestellt aus 88,5 Gewichtsprozent (Ti0,93Mo0,08)(C0,92N0,08)1,01, 12,5 Gewichtsprozent Nickel, und 99 Gewichtsprozente Molybdän, sowie einer handelsUblichen TiC-Mo-Ni-Legierung, im Drehversuch bei Prüfbedingung B.
Fig. 10 zeigt die Zeitabhängigkeit der durchschnittlichen Verschleißmarkenbreite der Legierung in AusführungsbeispieL 2 einer weiteren erfindungsgemäßen Legierung hergestellt aus 78 Gewichtsprozent (Ti0,82Mo0,18)(C0,87N0,13)0,92, 17,5 Gewichtsprozent Nickel, und 45 Gewichtsprozent Molybdän, sowie den handelsüblichen Werkzeuglegierungen TiC-Mo-Ni(1), TiC-Mo-Ni(2), TiC-Mo-Ni(R), und einem Sinterkarbid der C-7 Klasse im Drehversuch bei Prufbedingung C.
Wie aus einem Vergleich der Daten in den Figuren 8 bis 10 hervorgeht, haben die vergleichbaren erfindungsgemäßen Legierungen Uberlegene Warmverformungseigenschaften und Schneidkantenfestigkeit bei etwa gleicher oder etwas besserer Verschleißfestigkeit. Die besseren Warmverformungseigenschaften treten dabei besonders bei der Bearbeitung von gehärtetem Stahl gemäß PrUfbedingung B, oder im Grobschnitt gemäß Prufbedingung C hervor.
Die nachfolgende Tabelle 6 enthält die Verschleißgeschwindigkeit aus--gewöhlter, erfindungsgemäßer Legierungen, die im Drehversuch gemäß Prufbedingung A erhalten wurden. Bezüglich der in dieser Tabelle angeführten Daten sei vermerkt, daß die unter Prüfbedingung A bei einer Anzahl der Versuchslegierungen beobachteten Schneidenverformung auf die höheren Bindemetallgehalte zurückzufUhren ist, infolge ihrer höheren Festigkeit und besseren Zöhigkeitseigenschaften sich derartige Legierung aber besser für Grob- und unterbrochene Schnitte bei etwas niedrigeren Schnittgeschwindigkeiten eignen und daher praktisch wertvoll sind. Die Bruttozusammensetzungen der bei der Herstellung der in Tabelle 6 angeführten Hartmetalle eingesetzten Karbonitridvorlegierungen sind in Tabelle 7 zusammengefaßt.
Tabelle 6 Karboni- Bindelegierung *) **) Verformung Bemerkungen tridvor- Gewichtsprozent t; t in mm legierung A 13Ni, 17,85Mo 16 9,5 0,010 A TONi, 18,35Mo 22 9 <0,008 B 13,9Ni, 8,72Mo 18 10,5 ;0,005 C 25Ni, 8,75Mo - - - Verformung D 14Ni 16 9 0,008 E 1ONi, 6Mo 22 10 0,008 F 12Ni, 9,52Mo 13 7 0,010 G 13Ni, 3,5Mo 16 8 0,005 G 16Ni, 4Mo 3 4 0,038 Verformung H 9,5Ni, 2 5Mo 12 8 0,008 I 10,ONi, 2,5Mo 9 5 0,010 C 13Ni, 6W 22 10 <0,008-C 15Ni, 8W 16 9 0,010 C 13Ni, 3 Cr 20 9 0,012 C 16Ni, 5 Cr 10 7 0,020 C 15Co, 0,75Mo 15 9 0,015 ~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~ ~~~~~~~~~~~~~ fortgesetzt Karboni- Bindelegierung *) **) Verformung Bemerkungen tridvor- Gewichtsprozent t f tc in mm legierung c C 15Co, 1,50Mo 17 9 0,010 C 15Co, 4W 15 9 0,020 F 13Co, 4Mo 20 10 0,008 C 6,5Ni, 6,5Co, 3,5Mo 21 10 <0,008 C 7,5Ni, 7,5Co, 3,5Mo 15 8 0,020 C 7,5Ni, 7,5Co, 6W 13 7 0,025-C 10Fe, 2,5Mo - - - spröde, starker Ausbruch C 15Fe 16 8 0,008 geringfügiger Ausbruch A 15Fe, 5Mo 14 7 0,038 Verformung C 10Ni, 3Fe, 2Mo 21 10 a: 0,008 C 12Co, 2Fe, 7,5Mo 20 9 0,010 A 10-UDIMET 700, 6Mo 16 10 <0,002 leichter Ausbruch C 10-UDIMET 700 18 9 0,013 leichter Ausbruch J 11 Ni, 7Mo 13 9 0,017 J 11 Ni, 14W 1 - >0,127 starke Verformung J 11 Co, 8W 2 - 0,101 starke Verformung J 9,3Ni, 20W 16 9 0,020 K 9,5Ni, 6Mo 22 11 <0,008 M 9 Ni, 35W r - - Verformung, freie Wolframphase M 12 Co, 9Mo 12 7 0,020-M 8,5Ni, 6W 14 8 <0,008-L 8,5Ni, 5W 17 11 <0,008 L 10,5Ni 18 10 <0,008 L 12Ni 20 10 0,01 fortgesetzt Karboni- Bindelegierung *) **) Verformung Bemerkungen tridvor- Gewichtsprozent t t in mm legierung c L 12Ni, 3Mo 18 11 <0,005 N 11Ni, 2,6Mo 11 7 0,008 N 8,8Ni 16 8 <0,008-0 9,7Ni 7 4 0,010 freie WC-Phase 0 9,7Ni, 2,4Mo 10 <0,008 1111 K 13Fe 4 - - Ausbruch L 17Fe - - - Verformung und Ausbruch K 7,5Ni, 2Fe, 4Mo 20 10<0,003-L 8Co, 3Fe 19 10 0,010 K 11Co, 3Cr 14 7 0,008 L 1ONi, 2,5Cr 20 9 s0,008-K 11-UDIMET 700, 2Mo 18 9<0,008-L 10wUDIMET 700, 5Mo 8 8 n. d Ausbruch P 12Ni 20 10 0,010 P 12Ni, 2Mo 21 11<0,008 P 12Ni, 4W 19 10 0,008 Q 13Ni, 2,5Mo 22 11<0,008 C+L,2:1 13Ni, 2,5Mo 22 11<0,008 Q 12Co 18 10 0,008 = = Schnittminuten bis zur Erreichung einer Verschleißmarkenbreite von 0,25 mm **)tc = Schnittminuten bis zur Erreichung einer Kolktiefe von 0,05 mm ***) = Verformung der Schneidkante oder Schneidenspitze nach 5 min. Schnittzeit Alle Verschleißdaten aus Dehversuchen unter Prüfbedingung A abgeleitet.
Tabelle 7: Bruttozusammensetzungen der bei den Ansätzen der Legierungen von Tabelle 6 verwendeten Karbonitridvorlegierungen.
Bezeichnung Zusammensetzung Herstellungsweise A Ti(0,93N0107)1,07 1 B (Ti0,92Mo0,08)(C0,07N0,09)1,01 1 C (Ti0,82Mo0,18)(C0,86N0,14)0,93 1 D (Ti0,75Mo0,25)(C0,85N0,15)0,89 1 E (Ti0,88Mo0,12)(C0,88N0,0,12)0,98 1 F (Ti0,75Mo0,25)(C0,89N0,11)0,98 1 G (Ti0,70Mo0,30)(C0,88N0,12)0,96 1 H (Ti0,30Mo0,30)(C0,80N0,30)0,92 2 I (Ti0,50Mo0,50)(C0,90N0,10)0,87 2 J (Ti0,92W0,08)(C0,91N0,09)1,01 1 K (Ti0,88W0,12)(C0,90N0,10)0,98 1 L (Ti0,83W0,17)(C0,88N0,12)0,92 1 M (Ti0186W0, 14)(CO,91 N0109)1,02 1 N (Ti0,75W0,25)(C0,89N0,11)0,97 1 O (Ti0,65W0,35)(C0,88N0,12)0,94 1 P (Ti0,80Mo0,10W0,10)(C0,86N0,14)0,92 1 Q (Ti0,80Mo0,15W0,05)(C0,87N0,13)0,91 1 Die Legierungen gemäß vorliegender Erfindung werden aus den angegebenen Karbonitridvorlegierungen sowie Bindelegierungen auf Eisenmetallbasis (Fe, Co, Ni) und Metallen der VIA-Gruppe der hochschmelzenden uebergangs metalle (Cr, Mo, W), gebildet. Linie Bindelegierung kann zusätzlich noch kleine Bedingungen anderer Metalle, wie z. B. Aluminium und Titan, enthalten, die bekanntlich unter bestimmten Bedingungen Festigkeitssteigerungen der Eisenmetalllegierungen bewirken können. Das Bindemetall kann dabei als Gemenge der entsprechenden Metallpulver oder in vorlegierter Form beim Ansatz verwendet werden.
Der Bindemetallgehalt der erfindungsgemäßen Hartmetalle kann zwischen 5 und 45 Gewichtsprozent der Gesamtlegierung betragen. Bei zu geringem Hilfsmetallgehalt kann das Hartmetall zu spröde sein, während bei zu hohen Gehalten die Legierungen zu weich werden können und die Gefahr einer Warmverformung beim Einsatz besteht. Der beim Einsatz als Schneidwerkzeuge günstigste Bereich des Bindemetallgehaltes der erfindungsgemößen Hartmetalle liegt erfahrungsgemöß zwischen etwa 8 und 25 Gewichtsprozent. Im Hinblick auf Verschleißfestigkeit erwiesen sich erfindungsgemuße Hortmetalle mit Bindemetallen auf Nickel- oder Kobaltgrundlage als ebenbUrtig, obwohl die Festigkeiten der mit Nickellegierungen abgebundenen Karbonitride im allgemeinen etwas höher lagen als im Falle des Kobalts.
Infolge merklicher Versprödung der Hartmetalle bei niedrigen Gehalten sind Bindemetalle auf Eisenbasis nur fUr Hartmetalle mit hohem Hilfsmetallgehalt, vorzugsweise über 15 Gewichtsprozent, angezeigt. Kleine Eisenzusötze zu Bindelegierungen auf Nickel- und Kobaltgrundlage verbessern die Benetzungseigenschaften, ohne dabei die Biegebruchfestigkeit der Hartmetalle ungUnstig zu beeinflussen.
Erfindungsgemöße Hartmetalle mit Bindemetallen aus Nickel-Kobalt-Legierungen waren zöher, aber weniger verformungsfest als solche, die mit Kobalt oder Nickellegierungen allein abgebunden waren.
Legierungszusötze zu den Bindemetallen auf Eisenmetallgrundlage, vorzugsweise Nickel und Kobalt, spielen eine wichtige Rolle für die Festigkeits- und Verformungseigenschaften der erfindungsgemäßen Sinterhartmetalle. So z. B. erreichen die Biegebruchfestigkeiten eines Karbonitrids 0,82M°o,18)(Co87Notl3) 92 mit Nickelbinder bei etwa 20 bis 25 Gewichtsprozent Molybddnzusotz ein Maximum, wie aus Fig. 11 ersichtlich wird. Bei einer Legierung mit gleicher Korbonitridgrundlage, aber Kobalt als Bindemetall, liegt der entsprechende Molybdöngehalt mit etwa 10 Gewichtsprozent bereits bedeutend niedriger, während im Falle des Eisens bereits kleine Molybdönzusötze einen ungünstigen Ein fluß auf die Festigkeitseigenschaften der Hartmetalle haben.
Die optimalen Molybdönzusdtze zur Bindelegierung sind ferner von der Stöchiometrie der Karbonitridvorlegierung sowie, in geringerem Ausmaß, auch von den Sinterbedingungen abhängig; im allgemeinen erhöhen sich die zur Optimierung der Festigkeitseigenschaften nötigen Molybdänzusätze mit zunehmenden Werten des Stöchiometriefaktors z, Sintertemperatur und -dauer, sowie abnehmendem Bindemetaligeholt.
Wolframzusötze zur Bindelegierung haben einen öhnlichen Einfluß auf die Eigenschaften der Hartmetalle wie Molybdön, und wirken sich besonders günstig auf die Benetzungseigenschaften und die Verteilung der Bindephase im SintergefUge aus. Im Falle optimaler Zusötze erwiesen sich die wolframlegierten Hartmetalle nur geringfügig den auf Molybdönbasis unter legen.
Chromzusätze zu den Bindemetallen (Ni-Cr, Co-Cr, Fe-Cr), sowie Verwendung von Hilfsmetallen auf Superlegierungsgrundlage, wie z. B.
UDIMET 700, beeintruchtigen etwas die Schneidleistung infolge nachweisbarer Versprödung bei Hilfsmetallgehalten unter 14 Gewichtsprozent, aber die günstige Auswirkung von Chrom auf die Oxydationsbeständigkeit kann für andere Anwendungszwecke von Vorteil sein.
Die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Karbonitridhartmetalle können ferner noch durch Legieren der Karbonitridphase beeinflußt werden. Die folgenden AusfUhrungen geben eine Zusammenfassung der aufgrund von Herstellungsdaten, gemessenen Eigenschaften und Prufdaten beim Drehen von Stahl ermittelten Einfluß der Legierungszusötze, aus denen der Einfluß weiterer, in den Rahmen vorliegender Erfindung fallender Legierungezusutze abgeschätzt werden kann.
(1) Bei gegebenem Titangehalt sind im allgemeinen die Metalle Molybdän und Wolfram voll austauschbar, ohne daß Schneidleistung und Herstellungseigenschaften der Legierungen wesentlich beeinflußt werden. Es sei aber vermerkt, daß im Bereich hoher Molybdän- und Wolframgehalte der erfindungsgemäßen Legierungen, der relative Gehalt an Molybdän größer als der des Wolframs zu wählen ist. Das gilt besonders für solche Legierungszusammensetzungen, bei denen der Gesamtgehalt der VIA Metalle 40 s erreicht oder Uberschreitet, d.h.
Legierungen, bei denen der relative Molenbruch y in (Ti My) (CuNv) z angenähert oder größer als 0,40 ist. Legierungszu sammensetzungen innerhalb des in Abbildung I angegebenen Bereiches BCD sind daher so zu wählen, daß der Molybdängehalt in Atomprozenten denjenigen des Wolframs Ubersteigt.
(2) Austausch von Titan durch Molybdän und Wolfram im Karbonitrid in Mengen bis zu 22 Molprozent, hat praktisch keinen Einfluß auf die Kolkverschleißgeschwindigkeit, bewirkt jedoch erhöhte Festigkeit und bessere Verformungseigenschaften im Vergleich zu unlegiertem Titankarbid bzw. -karbonitrid. Bei Gehalten Uber 25 Molprozent nimmt jedoch die Kolkverschleißgeschwindigkeit bei weichen bis mittelharten Stöhlen stark zu, jedoch zeigen derartige Hartmetalle bessere Schneidleistungen auf gehärteten Stählen (RC:>48) als die titanreicheren Legierungen.
Daten der Kolkverschleißgeschwindigkeit in Abhangigkeit vom Molybdon- bzw. Wolframaustausch in Karbonitrid sind in Fig. 12 wiedergegeben. Die Kolkverschleißdaten wurden dabei in Drehversuch auf Stahl 4340 mit einer Rockwell-C-Hdrte von 21 bis 23,5 gemaß Prufbedingung A ermittelt.
Da der Kolkverschleiß bei der Bearbeitung von gehörteten Stählen nicht bestimmend für die Schneidleistung ist, sind die besseren Standzeiten der Molybdon- bzw. Wolfram-reicheren Legierungen auf ihre bessere Schneidkantenfestigkeit zuruckzufuhren.
(3) Austausch von Titan durch Zirkon und Hafnium in Mengen bis zu 10 Molprozent hat keinen nennenswerten Einfluß auf Herstellbarkeit und Leistungsfähigkeit der 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 Bindemetallverteilung im Hartmetall und bewirken auch einen Abfall der Biegebruchfestigkeit.
(4) Teilweiser Ersatz des Titans durch Vanadium und Niob begUnstigt die Benetzbarkeit des Karbonitrids und erlaubt niedrigere Sintertemperaturen, bedingt jedoch einen gewissen Abfall der Kolkungsbeständigkeit. Legierungen, in denen das Titan zu mehr als 30 Molprozent durch diese Metalle ersetzt ist, müssen zur Vermeidung von Stickstoffverlusten in einer, zumindest teilweisen, Stickstoffatmosphäre gesintert werden.
(5) Teilweiser Ersatz des Molybdäns bzw. Wolframs 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 Legierungen. Bei Austauschen von mehr als 40 Molprozent wird die Mischungslucke beträchtlich eingeschnürt und die Beständigkeit der Legierungen gegen Kornwachstum wird beeintröch tigt.
In der nachfolgenden Tabelle 8 sind Verschleißdaten einer Auswahl erfindungsgemäßer Hartmetalle, die die vorher beschriebenen LegierungselementeF enthalten, zusammengefaßt. Die angegebenen Resultate wurden dabei aus Drehversuchen unter Prufbedingung A abgeleitet.
Tabelle 8: Zusammensetzungen und Schnittleistungen ausgewählter, höherlegierter Karbonitridhartmetalle. Prüfbedingung A.
Bruttozusammensetzung der Bindelegierung, *) **) Verformung Bemerkungen Karbonitridvorlegierung Gewichtsprozent tf tc in mm ***) (Ti0,76 Zr0,06 Mo0,18) (C0,85 N0,15)0,94 13 Ni, 3 Mo 22 11 <0,008-(Ti0,60 Zr0,22 Mo0,18) (C0,84 N0,16)0,94 13 Ni, 3 Mo - - - porös (Ti0,76 Hf0,06 Mo0,18) (C0,86 N0,14)0,93 13 Ni, 3 Mo 21 10,5 <0,008-(Ti0,57 Hf0,25 Mo0,18) (C0,88 N0,12)0,96 12 Ni, 3 Mo 8 10 <0,008 porös, Ausbruch (Ti0,80 HF0,05 Mo0,15) (C0,80 N0,20)0,92 12 Ni, 4 Mo 14 8 0,020-(Ti0,80 Hf0,05 Mo0,15) (C0,80 N0,20)0,92 12 Co, 1 Mo 8 8 0,025 Verformung (Ti0,75 V0,07 Mo0,18) (C0,87 N0,13)0,93 13 Ni, 3 Mo 20 10 <0,008-(Ti0,62 V0,20 Mo0,18) (C0,91 N0,09)0,90 13 Ni, 3 Mo 14 9 <0,008-(Ti0,42 V0,40 Mo0,18) (C0,92 N0,08)0,88 13 Ni, 2 Mo 9 8 0,015 grobes Gefüge (Ti0,72 V0,10 Mo0,18) (C0,80 N0,20)0,93 13 Ni, 2 Mo 19 10 0,010-(Ti0,75 Nb0,07 Mo0,18) (C0,84 N0,16)0,94 13 Ni, 3 Mo 20 10 <0,008-(Ti0,62 Nb0,20 Mo0,18) (C0,82 N0,18)0,92 13 Ni, 3 Mo 8 n.d. 0,025 Verformung (Ti0,75 Nb0,07 Mo0,18) (C0,86 N0,14)0,94 13 Ni, 3 Mo 18 9 <0,008-(Ti0,75 Nb0,08 W0,17) (C0,84 N0,16)0,92 11 Ni 16 9 0,010 --- fortgesetzt 1. Fortsetzung von Tabelle 8: Bruttozusammensetzung der Bindelegierung, *) **) Verformung Bemerkungen Karbonitridvorlegierung Gewichtsprozent tf tc in mm ***) (Ti0,57 Hf0,25 Mo0,18) (C0,88 N0,12)0,96 15 Fe - - - stark porös (Ti0,75 V0,08 W0,17) (C0,85 N0,15)0,93 11 Ni 16 10 <0,008-(Ti0,80 V0,05 Mo0,15) (C0,84 N0,16)0,95 12 Ni, 4 Mo 20 11 <0,008-(Ti0,80 V0,10 Mo0,10) (C0,82 N0,18)0,95 12 Ni, 4 Mo 17 10 <0,008-(Ti0,70 V0,15 Mo0,15) (C0,79 N0,21)0,93 12 Ni, 3 Mo 18 10 0,015-(Ti0,80 V0,05 Mo0,15) (C0,84 N0,16)0,95 12 Co, 1 Mo 16 10 <0,008-(Ti0,80 V0,05 Mo0,15) (C0,84 N0,16)0,95 6 Ni, 6 Co, 2 Mo 18 10 0,010-(Ti0,80 Nb0,05 Mo0,15) (C0,85 N0,15)0,94 12 Ni, 3 Mo 21 10 <0,008-(Ti0,70 Nb0,15 Mo0,15) (C0,81 N0,19)0,92 12 Ni, 3 Mo 14 8 0,010-(Ti0,80 Ta0,05 Mo0,15) (C0,86 N0,14)0,91 12 Ni, 3 Mo 19 9 <0,008-(Ti0,70 Ta0,15 Mo0,15) (C0,82 N0,18)0,92 11 Ni, 2 Mo 8 9 0,010 Stickstoffverluste (Ti0,80 Cr0,05 Mo0,15) (C0,86 N0,14)0,92 12 Ni, 3 Mo 19 9 <0,008-(Ti0,70 Cr0,15 Mo0,15) (C0,85 N0,15)0,93 13 Ni, 4 Cr 14 9 - Ausbruch fortgesetzt 2. Fortsetzung von Tabelle 8: Bruttozus@mmensetzung der Bindelegierung, *) **) Verformung Bemerkungen Karbonitridvorlegierung Gewichtsprozent tf tc in mm ***) (Ti0,70 Cr0,15 Mo0,15) (C0,85 Ni0,15)0,93 11-UDIMET 700 12 9 0,010-(Ti0,80 Cr0,05 Mo0,15) (C0,86 N0,14)0,92 12 Co, 2 Cr 17 9 0,010 ---*) tf = Schnittminuten bis zur Erreichung einer Verschleißmarkenbreite von 0,25 mm **) tc = Schnittminuten bis zur Erreichung einer Kolktiefe von 0,05 mm ***) = Verformung der Schneidkante oder Schneidenspitze nach 5 min. Schnittzeit Alle Verschleißdoten aus Drehversuchen unter Prüfbedingung A abgeleitet.
Die in den vorangegangenen Tabellen und Diagrammen getroffene Auswahl von Legierungen und Versuchsdaten reprasentiert viele weitere, erfindungsgemöße Hartmetalle mit anderen Zusammensetzungen, die im Laufe des Versuchsprogramms hergestellt und geprüft wurden. Wie ein Vergleich der Schnittleistungen zeigt, ermöglichen die neuartigen Spinodalkarbonitrid-Bindemetall-Hartmetalle beträchtliche Leistungssteigerungen gegen Uber entsprechenden, handelsUblichen 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 erfindungsgemäßen Hartmetalle auf der Grundlage Ti-Mo-C-N mit Ni-Mo-Bindemetall am vielseitigsten sind. Im Rahmen dieses Legierungssystems selbst scheint ein Zusammensetzungsbereich der Karbonitridvorlegierung (Ti Mo )(C N ) der durch die Parameterwerte: y und v zwischen 0,10 und 0,20, und z zwischen 0,85 und 1,07, gegeben ist, in Verbindung mit Ni-Mo-Bindemetallgehalten von 12 bis 20 Gewichtsprozent Legierungen zu ergeben, die einen optimalen Kompromiß zwischen Anwendungsvielseitigkeit, Zähigkeit, Festigkeit und Schneidleistung auf der einen Seite, und Einfachheit der Herstellung und Kostenpunkt auf der anderen Seite, darstellen.
Obwohl der primäre Anwendungsbereich der erfindungsgemößen Spinodalkarbonitridhartmetalle hauptsächlich auf dem Schneidwerkzeugsektor liegt, finden diese verschleißfesten und verhältnismäßig zähen Hartmetalle auch andere Anwendung, wie z. B. fUr abriebfeste Auskleidungen, Meßlehren, Lag er, Dichtungen usw.
In der vorangegangenen Beschreibung der Erfindung wurden eine Anzahl bestimmter Ausführungsbeispiele behandelt und aus den Versuchsdaten verallgemeinernde SchlUsse gezogen, es sind jedoch im Rahmen der Erfindung zusätzliche Abänderungen in bezug auf Zusammensetzung und Herstellungsweise möglich, so daß die Erfindung durch die speziellen Beispiele in keiner Weise beschränkt sein soll.

Claims

PatentansprUche .-.-.-.-.

1. Gesinterte Karbonitrid-Bindemetallegierung, dadurch gekennzeichnet, daß die Metallkomponente im Karbonitrid aus Titan und einem Metall M der VIA-Gruppe besteht und die Bruttozusammensetzung des Karbonitrids innerhalb des durch die KonzentrationspunkteABDEund des Stöchiometriefaktors z in Figur 1 abgegrenzten Bereiches fällt, und daß das Bindemetall aus Elementen der Eisengruppe und Metallen der VIA-Gruppe gebildet ist und anteilsmäßig zwischen 5 und 45 Gewichtsprozent der Sinterlegierung betragen kann.

2. Bindemetallegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Karbonitridkomponente in der Legierung aus zwei Phasen besteht, wobei die eine Phase cX', titan- und stickstoffreich ist, während die zweite Phase, soll, wenig Stickstoff, aber einen höheren Gehalt an Metallen der VIA-Gruppe aufweist und diese Phasen im MikrogefUge 8o angeordnet sind, daß die cx"-Phase vornehmlich die α'-Phase umhülle und die Grenzfläche zum Bindemetall hauptsächlich durch die cx"-Phase gebildet wird.

3. Bindemetallegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des angegebenen Karbonitrids innerhalb des durch die Punkte AB'C'E' und des Wertebereiches des Stöchiometriefaktors z in Figur 1 abgegrenzten Bereiches fällt.

4. Bindemetallegierung nach einem der Anspruche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das VIA-Metall M aus der Gruppe bestehend aus Molybdän und Wolfram ausgewählt ist.

5. Bindemetallegierung nach einem der AnsprUche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Eisenmetall im Bindemetall aus der Gruppe bestehend aus Kobalt und Nickel ausgewählt ist und sein Anteil an der Sinterlegierung zwischen 8 und 25 Gewichtsprozent der Zusammensetzung beträgt.

6. Bindemetallegierung ach einem der AnsprUche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß das VIA-Metall im Bindemetall aus der Gruppe bestehend aus Chrom, Molybdän und Wolfran ausgewählt ist und sein Anteil an der Sinterlegierung zwischen 1 und 12 Gewichtsprozent beträgt.

7. Bindemetallegierung nach einem der AnsprUche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 20 Molprozent des Gesamtgehaltes an Titan im angegebenen Karbonitrid durch Metalle der Gruppe bestehend aus Zirkon, Hafnium, Vanadium und Niob ersetzt sind.

8. Bindemetallegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 40 Molprozent des Gesamtgehaltes an VIA Metallen im Karbonitrid durch Metalle der Gruppe bestehend aus Vanadium, Niob, Tantal und Chrom ersetzt sind.

9. Bindemetallegierung nach einem der Anspruche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das Eisenmetall im Bindemetall bis zu 40 Gewichtsprozent Eisen enthalt und der Rest aus Metallen der Gruppe Kobalt und Nickel besteht.

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

11. Bindemetallegierung nach einem der Anspruche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Bindemetall zwischen 0,2 und 8 Gewichtsprozent Titan und zwischen 0,2 und 4 Gewichtsprozent Aluminium enthält.

12. Verfahren zur Herstellung von Sinterlegierungen mit Zusammensetzungen nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß Pulver von Karbonitridvorlegierungen durch Nitrierung von Karbid- und Metallpulvergemischen bei Temperaturen zwischen 14000 C und 18000 C hergestellt werden, daß Pulver geeigneter Bindemetalle den auf diese Weise hergestellten Karbonitridvorlegierungen beigemengt werden, daß die Pulvermischung mechanisch unter einer geeigneten Mahiflüssigkeit bis zur Erreichung der gewünschten Korngrößenverteilung vermahlen wird, und daß die aus diesen aufbereiteten Pulvermischungen gepreßten Formstücke bei erhöhter Temperatur gesintert werden.

13. Verfahren zur Herstellung von Sinterlegierungen mit Zusammensetzungen nach einem der AnsprUche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß Pulver von Karbonitridvorlegierungen durch Homogenisierung vorgebildeter Karbide und Nitride hergestellt werden und durch Zumischen weiterer vorgebildeter Karbidlegierungen auf die gewUnschte Zusammensetzung gebracht werden, daß Pulver geeigneter Bindemetalle den auf diese Weise hergestellten Karbonitridvorlegierungen beigemengt werden, daß die Pulvermischung mechanisch unter einer geeigneten MahlflUssigkeit vermahlen wird, und daß die aus diesen aufbereiteten Pulvermischungen gepreßten FormstUcke bei erhöhter Temperatur gesintert werden.

L e e r s e i t e