DD288623A5

DD288623A5 - Hartmetall auf der basis von titankarbonitrid

Info

Publication number: DD288623A5
Application number: DD89333806A
Authority: DD
Inventors: Volkmar Richter; Heinz Kotsch; Hans-Joerg Klauss; Heidrun Kubsch
Original assignee: ��@��@��k��; ��@��@��@��@��@��@��k��
Priority date: 1989-10-23
Filing date: 1989-10-23
Publication date: 1991-04-04
Also published as: EP0425061B1; EP0425061A2; ATE108493T1; DE59006418D1; EP0425061A3

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Hartmetall auf der Basis von Titankarbonitrid. Objekte, auf die sich die Erfindung bezieht, sind hilfsmetallgebundene Karbonitridhartmetalle, die als Sinterformteile insbesondere fuer die spanende Bearbeitung von Stahl Anwendung finden. Erfindungsgemaesz weist das Gefuege dieser Hartmetalle eine enge Verteilung der Hartstoffkorngroesze, bei der die Sehnenlaengenverteilung die Bedingung l95/l502,5 erfuellt und fuer den Medianwert l50 dieser Verteilung 0,2 mml505 mm gilt und der Anteil der titanreichen a'-Phase am Gesamtvolumen der Hartstoffphase wenigstens 15 Volumenanteile betraegt.{Hartmetall; Titankarbonitrid; Sinterformteile; spanende Bearbeitung; Stahl; Gefuege; Hartstoffkorngroesze; Sehnenlaengenverteilung; Medianwert}

Description

Anwendungsgebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft hilfsmetallgebundene Karbonitridhartmetalle, die als Sinterformteile insbesondere für die spanende Bearbeitung von Stahl Anwendung finden. Ebenso ist der Einsatz aus Werkzeugen dieser Legierung in der Umformtechnik möglich.

Charakteristik der bekannten technischen Losungen

Hilfsmetallgebundene Karbonitridlegierungen auf der Basis von (Ti₁Mo) (C,N) als Härteträger und einer Nickel-Kobalt-Legierung als Binder sind als vorteilhafter Schneidwerkstoff für die Stahlbearbeitung bekannt (AT-PS 341794). Nach der US-PS 4120719 führt sine teilweise Ersetzung des Titans durch Tantal zu einer Verbesserung der Eigenschaften. Auch Zusätze von Vanadiumkarbid und Aluminium, das eine Verfestigung des Binders durch Mischkristallbildung und Ausscheidungshärtung bewirkt, werden beschrieben (DE 2652392).

Die bekannten Hartmetalle auf der Basis von Titankarbonitrid bewähren sich vor allem auf dem Gebiet der Feinbearbeitung. Auch für leichte Schrupparbeiten mit Vorschüben bis 0,5mm/U finden sie Anwendung. Ein Nachteil dieser Karbonitridlegierungen besteht darin, daß sie für schwere Schnitte und Einsatzfälle mit starken Schnittunterbrechungen nicht geeignet sind. Die entscheidende Ursache für den bislang eingeengten Anwendungsbereich der oft als ,Cermets" bezeichneten Hartmetalle auf Karbonitridbasis ist in einer ungünstigen Kombination der Eigenschaften Warmhärte und Bruchzähigkeit zu sehen, d. h„ daß nicht gleichzeitig eine hinreichend hohe Bruchzähigkeit und Warmhärte aufweisen.

Ziel der Erfindung

Das Ziel der Erfindung ist es, Hartmetalle auf der Basis hilfsmetallgebundener Karbonitridhartstoffe so zu modifizieren, daß sie sich auch für Schrupparbeiten und den schweren unterbrochenen Schnitt eignen.

Darlegung des Wesens der Erfindung

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, die Bruchzähigkeit der Karbonitridhartmetalle ohne Einbuße von Warmhärte zu verbessern. Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe für Hartmetalle auf der Basis von Titankarbonitrid der allgemeinen Zusammensetzung ΤίυΜβ,Μβ^ΰ,,Ν,,), mit υ + v + w=1,x + y= 1,0,80 Sz s 1,03, u a 0,6; 0,2 Sy s 0,6, wobei Me für die Metalle Zr, Hf, Nb, Ta, V und Me für die Metalle W, Mo, Cr bzw. Mischungen dieser Metalle stehen, und einem Sindemetall aus der Eisengruppe mit 3 bis 25 Masseanteilen, wobei das Bindemetall neben den aus der Hartstoffphase in Lösung gegangenen Metallen weitere Elemente, wie z. B. W, Mo, Cr, Al, Si, Mn oder Cu in fester Lösung oder als intermetallische Verbindung in Form submikroskopischer Ausscheidungen, enthalten kann, dadurch gelöst, daß diese Hartmetalle ein Gefüge mit einer engen Verteilung der Hartstoffkorngröße !aufweisen, bei der die Sehnenlängenverteilung die Bedingung Wm ^ 2,5, vorzugsweise !95/I₆₀S 2,0 erfüllt und für den Medianwert I₆O 0,2 pm s I₆₀S 5 μπι, vorzugsweise 0,5Mm Sl₆₀S 1,5 pm gilt. Dabei bedeuten I₉₅ und I₆₀ die Quantile der mit der bekannten Methode der Linearanalyse ermittelten anzahlbezogenen Summenhäufigkeitsverteilung der Hartstoffphase in der gesinterten Legierung, d. h. 95% aller gemessenen Sehnenlängen sind kleiner oder gleich dem Wert I₉₅ bzw. 50% kleiner oder gleich I₆₀-

Bei der Linearanalyse sind elektronenmikroskopische Abbildungsverfahren zur Sicherung einer hinreichenden Vergrößerung zu verwenden.

Die Hartstoffphase von Titankarbonitridhartmetallen besteht im allgemeinen aus zwei Phasen, einer titan· und stickstofffreien a'-Phase und einer cT-Phase, in der sich die Metalle der 6. Nebengruppe des PSE anreichern. Erfindungsgemäß soll der Anteil der titanreichen a'-Phase am Gesamtvolumen der Hartstoffphase wenigstens 15 Volumenanteile, vorzugsweise wenigstens 30 Volumenanteile betragen. Für das Schneidverhalten der Hartmetalle ist es dabei vorteilhaft, diesen Anteil der a'-Phase so hoch als möglich zu halten.

Die Herstellung der erfindungsgemäßen Hartmetalle kann auf verschiedene Weise nach prinzipiell bekannten Verfahren erfolgen, wobei die Prozesse so zu steuern sind, daß die beschriebene enge Korngrößenverteilung der Hartstoffphase erhalten wird. Als vorteilhaft hat es sich dabei erwiesen, von einem Hartstoff mit einer engen Kristallitgrößenverteilung auszugehen. Überraschenderweise zeigt sich, daß Hartmetalle auf der Basis von Karbonitriden bei erfindungsgemäßer Einengung der Korngrößenverteilung der Hartstoffphase eine um bis zu 3 MPa Vm höhere Bruchzähigkeit aufweisen und die Eigenschaftskombination Warmhärte-Bruchzähigkeit von WC-TiC-TaC-Co-Hartmetallen erreichen. Bei Karbonitridhartmetallen nach dem Stand der Technik ist eine vergleichbare Steigerung der Warmh&'rte nur durch eine Erhöhung des Binderanteils möglich, die zu einem Abfall der Warmhärte um bis zu 100 Einheiten führt.

Die durch die erfindungsgemäße Korngrößenverteilung der Hartstoffphase erzielten Eigenschaftsverbesserungen führen bei Hartmetallen, die eine Verfestigung der Bindephase aufweisen, zu besonders günstigen Eigenschaften. Vorteilhaft erwiesen sich beispielsweise Hartmetalle mit einem Ni-Co-Binder und mit einer Gitterkonstante des Binders zwischen 0,359nm und 0,362nm, die einen hohen Gehalt an gelösten Metallen aus der Hartstoffphase (Ti, Mo, W usw.) anzeigt. Diesen hohen Lösungszustand erhält man besonders bei Hartstoffen mit reduziertem Nichtmetäjlanteil (0,85 s?< 0,92) und erhöhtem Stickstoffanteil (0,35 Sys 0,5). Die Erfindung wird in den nachfolgenden Ausführungsbeispielen näher erläutert.

AusfOhrungsbelspiele

1. Als Härteträger wird ein Titankarbonitrid der Zusammensetzung TiC0.75N0.2s eingesetzt, dessen Kristallite eine Sehnenlängenverteilung mit den folgenden Merkmalen liefern: Medianwert Is₀ = 0,8pm, I₀₆ = 2,0pm, ho = 0,3μ. Die Messung der Sehnenlängenverteilung erfolgte nach Einbettung des Pulvers in Kupfer an einer Schlifffläche. Dieses Karbonitrid wird mit Molybdän nach TGL13791, Nickel nach TGL12175//1, Kobalt, Sorte 1 nach TGL 243260/0 in den inTab.1 angegebenen Anteilen gemischt und unter Zusatz von 5% Hartparaffin in VR nach TGL 21766 als Preßhilfsmittel in einer Schwingmühle in Leichtbentin 48h gemahlen. Die Mischung wird im Vakuum getrocknet und anschließend homogenisiert. Die mit einem Preßdruck von 300MPa hergestellten Biegebruchstäbe und Wendeschneidplatten werden entwachst und im Vakuum bei 145O⁰C und 30 min dichtgesintert. Die an diesen Legierungen der Bezeichnung 1-4 ermittelten Gefügekennwerte und mechanischen Eigenschaften gibt Tab. 2 wieder.

Dabei erfolgt die Messung der Warmhärte bei einer Temperaturvon 800⁰C im Vakuum nach Vickers mit einer Last von 108 N und einer Belastungsdauer von 20s. Die Messung der Bruchzähigkeit wird bei Raumtemperatur nach der ASTM-Norm E 399-74 durchgeführt. Der Vergleich mit den Legierungen 5 und 6, die nach dem in der AT-PS 341794 angegebenen Verfahren mit der Zusammensetzung von Legierung 3 hergestellt wurden, illustriert die durch die erfindungsgemäße Einengung der Korngröße des gesinterten Hartmetalls erzielbaren Eigenschaftsverbesserungen. In der Kombination Warmhärte-Bruchzähigkeit erreichen bzw. übertreffen die erfindungsgemäßen Legierungen die kommerzieller Hartmetalle auf der Basis WC-TiC-TaC-Co für die Anwendungsbereiche P10/P 20 bzw. P30/P40.

Tab. 1: Zusammensetzung der Legierungen 1 bis 4 auf der Basis von Tio,;sNo,3s

Nr. der	Zusammensetzung	Ni	Co	Bemerkung
Legierung	(Gewichtsant.in%)	10,7	10,7
	Mo	10,3	10,3
1	_	10,0	10,0
2	5	9,6	9,6
3	10	10,0	10,0
4	15	10,0	10,0
5	10		Verglaichssorten nach
6	10		AT-PS 341794

Tab.2: Gefilgekennwerte, Bruchzähigkeit Κι, und Warmhärte HV_)t-2o (800⁰C) der erfindungsgemäßen Legierung 1-4 im Vergleich zu W-freien Hartmetallen nach den*. Stand der Technik und zwei kommerziellen WC-TIC-TaC-Co-Sorten .. ,. ·_ V₀. Veo I« I₁₀ " _uw K₁₀

Legierung	Va' + V_a.	Mm	I«	Mm	It-JO	MPa Vm
1	1	1,28	2,30	0,5	480	12,3
2	>0,3	0,74	2,26	0,25	520	12,0
3	>0,3	0,67	2,02	0,22	490	11,9
4	>0,3	0,62	1,94	0,20	515	12,2
5	0,2	0,72	2,70	0,3	510	9,8
6	0,1	1,75	2,94	0,75	420	12,6
P10/Ρ 20					540	10,5
P30/P40					455	12,7

1) Diese Angabe trägt nur orientierenden Charakter.

Entsprechend der Zielstellung erfolgte die Prüfung der Schneidleistung unter den folgenden Bedingungen des schweren Schnitts an Stahl C60N:

Prüfbedingung 1: Glatter, trockner Schnitt . Schnittgeschwindigkeit: 80 m/min - Vorschub: 0,8 mm/U

Schnittiefe:2,5mm Prüfbedingung 2: Glatter, trockner Schnitt

Schnittgeschwindigkeit: 60 m/min Vorschub: 1,4 mm/U

Schnittiefe:10mm Prüfbedingung3: Bolzendrehversuch (Unterbrochener Schnitt)

Mittlere Schnittgeschwindigkeit: 120 m/min Vorschub: 0,5 U/min Schnittiefe: 1,5 mm

Die Prüfung erfolgte an Wendeschneidplatten der Form SNUM150416-340 mit einer Phase (0,15 mm Breite, 15°) und gerundeten Schneidkanten.

Zur Ermittlung des Verschleißfortschritts wurde die mittlere Verschleißmarkenbreite VB gemessen.

Beim Bolzendrehversuch wurde der Verschleiß nach jedem Durchgang, der jeweils einer vollen Überarbeitung der Stirnflächen der 4 rotierenden Bolzen entspricht, ermittelt.

Die Standzeit der erfindungsgemäßen Hartmetalle bis zum Erreichen einer mittleren Verschleißmarkenbreite von 0,4 mm unter Prüfbedingung 1 im Vergleich zu einer kommerziellen Sorte auf der Basis von TiCo.jsNo.» mit vergleichbarem Bindervolumenanteil (Sorte A) sowie einer kommerziellen P30/P40-Sorte auf WC-Basis zeigt Tnb.3.

Tab.3: Schneidleistung verschiedener Hartmetalle (Prüfbedingung 1)

Legierung

Standzeit bis VB = 0,4 mm (min)

Bemerkung

1	25
2	35
3	40
4	40
SorteA	9
P30/P40	10

Plast. Deform. Kolkverschleiß

In Tab.4 ist die Schneidleistung der Legierungen unter der Prüfbedingung 2 dargestellt. Tab.4: Schneidleistung verschiedener Hartmetalle (Prüfbedingung 2)

Legierung Standzeit bis VB = 0,4 mm (min) Bemerkung Plast. Deform.

Schneideckenbruch

1	20
2	30
3	40
4	40
SorteA	2-3

20

Die Schneidleistungen im schweren unterbrochenen Schnitt (Prüfbedingung 3) zeigt Tab. 5. Tab. 5: Schneidleistung verschiedener Hartmetalle (Prüfbedingung 3)

Legierung Verschleißmarkenbreite Bemerkung

nach 20 Durchgängen in mm

3 0,16

Sorte A Bruch nach ca.

5 Durchgängen P30/P40 0,5

Die Versuche belegen, daß durch die erfindungsgemäße Modifizierung des Gefüges eine Verbesserung der Schneidleistung bewirkt wird.

2. Ein Titankabonitriil der Zusammensetzung TiC₀,eN₀,4, dessen Kristallitgrößenverteilung bei linearanalytischer Bewertung durch die folgenden Kenngrößen beschrieben wird: I₅₀ -~ 0,74Mm, I₈S =1,1 pm, I₁₀ = 0,4pm, wird mit Masseanteilen Molybdän, Nickel und Kobalt, wie in Tab. 6 angegeben, auf den im Beispiel 1 angegebenen Weg vermischt und zu Preßlingen verarbeitet, die nach dem Entwachsen im Vakuum bei 1475⁰C und 30min Sinterzeit dichtgesintert werden.

Tab. 6: Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Legierungen 7 bis 10 Legierung Zusammensetzung in Gewichtsanteilen (%)

Mo Ni Co

7	—	10,7	10,7
8	5	10,3	10,3
9	10	10,0	10,0
10	15	9,6	9,6

Die Gefüge der so erhaltenen Legierungen 7 bis 10 und ihre mechanischen Kennwerte sind in Tab. 7 beschrieben. Tab. 7: Gefügekennwerte, Bruchzähigkeit und Warmhärte erfindungsgemäßer Legierungen

I I V K

Legierung -^- -^- -r,——— HVn-jo(800°C) .—

Mm I₆O V₀. + V₀. . MPa \/m

7 1,25 2,30 1 460 12,8

8 0,58 1,80 >0,3 520 12,7

9 0,56 1,90 >0,3 550 12,7 10 0,55 1,93 >0,3 580 12,5

Wie ein Vergleich dor Werte von Tab. 2 und Tab. 7 zeigt, führt die Einengung der Korngrößenverteilung der Hartstoffphase auf Werte Ige/I&o := 2 trotz sinkender mittlerer Korngröße zu einer weiteren Zähigkeitssteigerung. Der erhöhte Stickstoffgehalt der Hartstoffphase führt in Verbindung mit Molybdän zu einer Steigerung der Warmhärte, die durch Abdrängen von Molybdän in

den Binder zu erklären ist.

Der erhöhte Lösunpszustand der Legierungen 9 und 10, die sich durch eine besonders vorteilhafte Kombinatin von Warmhärte

und Bruchzähigkeit auszeichnen, wird durch die Gitterkonstanten des Binders von 0,362 nm angezeigt.

Die Schneidleistunfjen unter der Prüfbedingung (siehe Beispiel 1) gibt Tab. 8 wieder.

Tab. 8: Schneidleistung erfindungsgemäßer Hartmetalle (Prüfbedingung 1) im Vergleich zu einer P30/P40-Sorte

Legierung Standzeit bis VB = 0,4 mm in min Bemerkungen

7	5
8	über90
9	über 90
10,	über 90
P30/P40	10

Plast. Deform. Abbruch der Versuchenach 90 min Kolkverschleiß

Bei den erfindungsgemäßen Hartmetalien trat unter diesen Spannungsbedingungen weder ein Plattenbruch auf noch wurden Schneidkantenausbrüche beobachtet. Die Legierungen 8,9 und 10 wiesen gegenüber der P30/P40-Sorte eine deutlich

verbesserte Standzeit auf.

3. Das Titankarbonitridhartstoffpulver aus Beispiel 1 wird mit 10 Masseanteilen Molybdän, 5 Masseanteilen Ni und5 Masseanteilen Co nach dem in Beispiel 1 angegebenen Weg zu Hartmetall verarbeitet. Das Gefüge des dichtgesinterten

Hartmetalls weist die folgende Kennwerte auf: Wl₆₀ = 2,12,1₆₀ = 0,71 μνη. Für Warmhärte und Bruchzähigkeit wurden ermittelt: HV₁₁-J₀ (800°C) = 630, K_]c = 8,6MPaVm. Eine Legierung gleicher Zusammensetzung, die nach dem in der AT-PS 341794

angegebenen Verfahren hergestallt wird, weist dagegen die folgenden Kennwerte auf: I₉₅/I_w = 2,67, I_n = 0,8 pm,

HV_n-M (800⁰C) = 640, K|_C = 7,2MPaVm.

Claims

1. Hartmetall auf der Basis von Titankarbonitrid der allgemeinen Zusammensetzung Ti₁₁MeVMeW(C_xNy)₁ mitu + v + w=1,x + y=1, 0,80 < ζ < 1,03; u > 0,6,0,2 < y < 0,6, wobei Me für die Metalle Zr, Hf, Nb, Ta, V und Me für die Metalle W, Mo, Cr bzw. Mischungen dieser Metalle stehen, und einem Bindemetall aus der Eisengruppe mit 3 bis 24 Masseanteilen bezogen auf das Hartmetall, wobei das Bindemetall die aus der Hartstoffphase in Lösung gegangenen Metalle enthält sowie weitere Elemente, wie z. B. W, Mo, Cr, Al, Si, Mn oder Cu in fester Lösung oder als intermetallische Verbindung in Form submikroskopischer Ausscheidungen enthalten kann, dadurch gekennzeichnet, daß das Gefüge eine enge Verteilung der Hartstoffkorngröße aufweist, bei der die Sehnenlänrjenverteilung die Bedingung Igs/'so ^ 2,5 erfüllt, für den Medianwert I₆₀ dieser Verteilung 0,2 < I₆₀^ 5μηη gilt und derAnteildertitanreichena'-Phase am Gesamtvolumen der Hartstoffphase wenigstens 15 Volumenanteile beträgt.

2. Hartmetall nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Sehnenlängenverteilung der Hartstoffphase die Bedingung I₉₅/Ibo ^ 2 erfüllt.

3. Hartmetall nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß für den Medianwert der Sehnenlängenverteilung Ι₆₀0,5μιη < I₅₀ ^ 1,5 μηί gilt.

4. Hartmetall nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil der titanreichen a'-Phase am . Gesamtvolumen der Hartstoffphase wenigstens 30 Volumenanteile beträgt.