-
Die vorliegende Erfindung betrifft
einen gesinterten Körper
einer Carbonitridlegierung mit Titan als Hauptkomponente, welche
verbesserte Eigenschaften insbesondere bei Verwendung als Schneidwerkzeugmaterial
beim leichten nachbearbeitenden Schneiden mit hoher Schneidgeschwindigkeit
hat. Dies wurde durch Kombinieren einer harten Phase spezieller
chemischer Zusammensetzung auf Carbonitridbasis mit einer extrem
lösungsgehärteten Bindephase
auf Co-Basis erreicht. Diese Bindephase hat Eigenschaften ähnlich der Bindephase
von Materialien auf WC-Co-Basis mit der Ausnahme, dass es möglich war,
das Lösungshärten über den
Punkt hinaus zu steigern, wo normalerweise eta-Phase auftreten würde.
-
Carbonitridlegierungen auf Titanbasis,
sogenannte Cermets, werden mit pulvermetallurgischen Methoden hergestellt
und umfassen Carbonitridhartbestandteile, eingebettet in eine metallische
Bindephase. Die Körner
des harten Bestandteils haben allgemein eine komplexe Struktur mit
einem Kern, der von einer Hülle anderer
Zusammensetzung umgeben ist. Außer
Titan, Elementen der Gruppe VIa, normalerweise sowohl Molybdän als auch
Wolfram, werden zugegeben, um die Benetzung zwischen Bindemittel
und harten Bestandteilen zu erleichtern und das Bindemittel mit
Hilfe von Lösungshärtung zu
festigen. Elemente der Gruppe IVa und/oder Va, z. B. Zr, Hf, V,
Nb und Ta, werden heute auch allen im Handel erhältlichen Legierungen zugegeben.
Die carbonitridbildenden Elemente werden gewöhnlich als Carbide, Nitride
und/oder Carbonitride zugegeben. Historisch war die Bindephase in
Cermets Nickel, das ausreichend benetzt, um einen geringen Porositätswert zu
bekommen. Während
der siebziger Jahre wurde ein Bindemittel von Kobalt und Nickel
in Form einer festen Lösung
eingeführt.
Dies wurde wahrscheinlich durch verbesserte Rohmaterialqualität möglich gemacht,
insbesondere durch eine geringere Sauerstoffverunreinigung. Heute
enthalten alle handelsüblichen
Legierungen 3 bis 25 Gew.% einer festen Lösung von Bindemittel mit relativen
Anteilen von Co/(Co + Ni) im Bereich von 50 bis 75 Atom-%.
-
Cermets sind heute als Einsatzmaterial
in der metallschneidenden Industrie gut bekannt. Verglichen mit
Materialien auf WC-Co-Basis haben sie ausgezeichnete chemische Beständigkeit
in Berührung
mit heißem Stahl
auch in unbeschichtetem Zustand, aber wesentlich geringere Festigkeit.
Dies macht sie am geeignetsten für
Nachbearbeitungen, die allgemein durch begrenzte mechanische Belastungen
auf der Schneidkante und ein hohes Erfordernis an Oberflächenbearbeitung
auf der nachbearbeiteten Komponente gekennzeichnet sind. Leider
leiden Cermets unter einem unvorhersehbaren Verschleißverhalten.
Im schlimmsten Fall wird die Werkzeugstandzeit durch Brüche in der
Masse verursacht, was zu ernsthaften Zerstörungen des Arbeitsstückes sowie
von Werkzeughaltern und Maschinen führt. Häufiger wird das Ende der Werkzeugstandzeit
durch kleine Kantenlinienbrüche
bestimmt, die die Oberflächennachbearbeitung
oder erhaltenen Abmessungen abrupt verändern. Gemeinsam für beide
Typen von Zerstörungen
ist, dass sie plötzlich
und ohne vorherige Warnung auftreten. Aus diesen Gründen haben
Cermets einen relativ niedrigen Marktanteil besonders bei der modernen,
hochautomatisierten Produktion, welche auf einem hohen Grad an Vorhersehbarkeit
beruht, um kostspielige Produktionsausfälle zu vermeiden.
-
Gemäß der WO 98/51 831 wird ein
unbeschichteter Carbonitridschneidwerkzeugeinsatz auf Titanbasis
mit überlegener
plastischer Deformations- und Lagerbeständigkeit vorgesehen. Dies wird
durch Hitzebehandlung des Materials in einer Stickstoffatmosphäre unter
Bedingungen, bei denen man eine stickstoffreiche Oberflächenzone
erhält,
die auch wesentliche Mengen von Bindephase enthält, erreicht.
-
Der auf der Hand liegende Weg zur
Verbesserung der Vorhersehbarkeit in dem beabsichtigten Anwendungsgebiet
wäre der,
die Zähigkeit
des Materials zu erhöhen
und mit einem größeren Sicherheitsspielraum zu
arbeiten. Dies war jedoch nicht ohne gleichzeitige Verminderung
der Verschleiß-
und Verformungsbeständigkeit
des Materials in einem Maße
möglich,
welches die Produktivität
wesentlich herabsetzt.
-
Es ist ein Ziel der vorliegenden
Erfindung, genau das obenbeschriebene Problem zu lösen. Es
ist in der Tat möglich,
ein Material mit wesentlich verbesserter Zähigkeit zu gestalten und zu
produzieren, während die
Verformungs- und Verschleißbeständigkeit
auf dem gleichen Wert wie bei herkömmlichen Cermets gehalten wird.
Dies wurde durch Bearbeiten mit dem Legierungssystem Ti-Ta-W-C-N-Co
erreicht. In diesem System wurde ein Satz von Einschränkungen
gefunden, die für
das beabsichtigte Anwendungsgebiet optimale Eigenschaften ergeben.
Wie oft ist die Lösung
nicht eine einzige größere Veränderung,
sondern eher eine glückliche Kombination
der folgenden genauen Erfordernisse, die zusammengenommen die erwünschten
Eigenschaften ergeben.
- 1. Die herkömmliche
Ni enthaltende Bindephase wird durch ein Bindemittel auf Co-Basis
wie in WC-Co-Legierungen ersetzt, d. h. die chemisch beständige Hartphase
von Cermets wird mit dem zähen
Bindemittel von Hartmetallen vereinigt. Co und Ni verhalten sich
wesentlich verschieden während
der Verformung und lösen
wesentlich unterschiedliche Mengen der einzelnen Carbonitridbildner.
Aus diesen Gründen
sind Co und Ni nicht austauschbar, wie man bisher allgemein annahm.
Für Anwendungen,
wie leichtes Nachbearbeitungsdrehen von Stahl oder Gusseisen mit
hoher Schneidgeschwindigkeit ist die Menge an erforderlichem Co
5 bis <9 Atom-%
- 2. Das Bindemittel muß ausreichend
lösungsgehärtet sein.
Dies bekommt man durch Gestaltung der harten Phase auf solche Weise,
dass wesentliche Mengen vorherrschend von W-Atomen in dem Co gelöst werden.
Es ist bekannt, dass Ti, Ta, C und N alle niedrige oder sehr niedrige
Löslichkeit
in Co haben, während W
hohe Löslichkeit hat.
So wird in diesem Legierungssystem das Bindemittel im wesentlichen
eine feste Lösung
von Co-W sein wie im Falle von WC-Co-Legierungen. Lösungshärtung wird
gewöhnlich
indirekt als relative magnetische Sättigung, d. h. das Verhältnis der
magnetischen Sättigung
der Bindemittelphase in der Legierung im Vergleich zu der magnetischen
Sättigung
einer gleichen Menge von reinem Kobalt gemessen. Für WC-Co-Legierungen nahe
der Graphitgrenze bekommt man eine relative magnetische Sättigung
von „eins". Durch Vermindern
des Kohlenstoffgehaltes der Legierung wird die Lösungshärtung erhöht und erreicht ein Maximum
bei einer relativen magnetischen Sättigung von etwa 0,75. Unter
diesem Wert wird eta-Phase gebildet und kann Lösungshärtung nicht mehr erhöht werden.
Für die
Legierungen in der vorliegenden Erfindung wurde gefunden, dass Lösungshärtung wesentlich
weiter getrieben werden kann im Vergleich zu WC-Co-Legierungen,
indem man einen relativ hohen N-Gehalt, einen hohen Ta-Gehalt und einen
niedrigen Zwischengitterabgleich kombiniert. Der genaue Grund hierfür ist unbekannt,
führt aber
zu verbesserten Eigenschaften, wahrscheinlich da Wärmeausdehnung
der Cermethartphase größer als
für WC
ist und somit höhere
Lösungshärtung erforderlich
ist, um Ermüdung
oder plastische Verformung der Bindephase während thermomechanischer Kreislaufführung zu
verhindern. Die relative magnetische Sättigung sollte unter 0,65 sein.
- 3. Um hohe Zähigkeit
und Verformungsbeständigkeit
mit guter Kantenlinienqualität
zu vereinigen, ist allgemein ein Material mit einem hohen Bindephasengehalt
kombiniert mit einer kleinen Hartphasenkorngröße erforderlich. Der herkömmliche
Weg zur Verminderung der Korngröße bei Cermets
war der, die Korngröße des Rohmaterials
zu vermindern und den N-Gehalt zu steigern, um Kornwachstum zu verhindern.
Für die Legierungen
der vorliegenden Erfindung erwies sich jedoch ein hoher N-Gehalt
nicht als ausreichend, um die erwünschten Eigenschaften zu erhalten.
Die Lösung
zeigte stattdessen, dass sie eine Kombination eines relativ hohen
N-Gehaltes [N/(C + N) in dem Bereich von 25 bis 50 Atom-%, vorzugsweise
30 bis 45 Atom-% und am meisten bevorzugt 35 bis 40 Atom-%] und
eines Ta-Gehaltes im Bereich von 4 bis 7 Atom-%, vorzugsweise 4
bis 5 Atom-% ist. Für
Legierungen mit Bindemitteln auf Co-Basis wird die Korngröße am besten
durch Messen der Koerzitivkraft, Hc, bestimmt. Für die Legierungen der vorliegenden
Erfindung sollte die Koerzitivkraft oberhalb 14 kA/m sein.
- 4. Innerhalb annehmbarer Grenzen beeinflusst die Menge von zu
diesem Material zugesetztem W nicht direkt die Eigenschaften. Doch
sollte der W-Gehalt im Bereich von 3 bis 8 Atom-% liegen, um einen
unannehmbar hohen Porositätsgehalt
zu vermeiden.
- 5. Das obenbeschriebene Material ist während des Sintern extrem reaktiv.
Unkontrollierte Sinterparameter, z. B. herkömmliches Vakuumsintern, können zu
mehreren unerwünschten
Wirkungen führen.
Beispiele solcher Effekte sind große Zusammenset zungsgefälle zur
Oberfläche
hin infolge einer Wechselwirkung mit der Sinteratmosphäre und hoher
Porosität
infolge Gasbildung in der Legierung nach dem Porenverschluß. So forderte
die Produktion des Materials auch die Entwicklung eines einzigartigen
Sinterverfahrens, das in der EP-A-1 052 297 beschrieben ist, welche
gleichzeitig eingereicht wird. Bei Verwendung dieses Verfahrens bekommt
man ein Material, welches innerhalb annehmbarer Messgrenzen und
statistischen Fluktuationen die gleiche chemische Zusammensetzung
von der Mitte bis zur Oberfläche
hat.
-
Beispiel 1
-
Pulver von Ti(C,N), WC, TaC und Co
wurden vermischt, um die Verhältnisse
(Atom-%) 38,1 Ti, 3,8 W, 4,6 Ta, 7,0 Co und ein Verhältnis von
N/(C + N) von 38 Atom-% zu erhalten. Das Pulver wurde naß vermahlen, sprühgetrocknet
und zu Einsätzen
TNMG 160 408-pf geprept.
-
Einsätze in dem gleichen Stil wurden
aus einem anderen Pulver hergestellt, welches ein sehr übliche Zusammensetzung
für das
Anwendungsgebiet (P 05) hat. Diese Qualität (= Bezugsprobe) hat die folgende
Zusammensetzung: 37,2 Ti, 2,8 W, 1,3 Ta, 3,2 Mo, 2,6 V, 4,5 Co,
3,1 Ni und ein Verhältnis
von N/(C + N) von 22 Atom-%.
-
Einsätze aus dem Vergleichspulver
wurden in einem Standardverfahren gesintert, während die Einsätze nach
der Erfindung gemäß dem Sinterverfahren,
das in der SE-9 901 581-0 beschrieben ist, gesintert wurden. 1 zeigt eine Rasterelektronenmikroskopie,
die die für
die Einsätze,
die nach der Erfindung hergestellt wurden, erhaltene Mikrostruktur
zeigt.
-
Messungen physikalischer Eigenschaften
sind in der Tabelle nachfolgend aufgeführt:
Bemerke, dass die Koerzitivkraft
und die relative magnetische Sättigung
keine relevanten Messungstechniken für Ni-haltige Legierungen sind,
da in jenem Fall die Koerzitivkraft keine klare Kopplung an die
Korngröße und die
relative magnetische Sättigung
vorherrschend eine Messung aller anderen Elemente ist, die in dem
Bindemittel außer
Wolfram gelöst
sind.
-
Beispiel 2
-
Schneidtests bei einem Werkstück, das
hohe Zähigkeit
verlangt, wurden mit folgenden Schneiddaten durchgeführt:
Werkstückmaterial:
SCR 420 H
V = 200 m/min, f = 0,2 mm/r, d. o. c. = 0,5 mm, Kühlmittel
Ergebnis:
(Anzahl der Durchgänge
vor dem Bruch, im Mittel vier Kanten)
Bezugsprobe: 17
Erfindung:
28
-
Beispiel 3
-
Widerstandsfähigkeit gegen plastische Verformung
für die
beiden Materialien wurde in einem Schneidtest bestimmt.
Werkstückmaterial:
SS 2541
Schneidtiefe = 1 mm, f = 0,3 mm/r, Schneidzeit = 2,5
min
-
Das folgende Ergebnis zeigt die Schneidgeschwindigkeit
(m/min), wenn die Kanten plastisch verformt waren (Mittel von zwei
Kanten)
Bezugsprobe: 275
Erfindung: 350
-
Aus den obigen Beispielen ist klar
ersichtlich, dass im Vergleich mit einem bekannten Material Einsätze, die
nach der Erfindung erzeugt wurden, sowohl wesentlich verbesserte
Zähigkeit
als auch verbesserte Deformationsbeständigkeit haben.
