DE69303998T2

DE69303998T2 - Gesinterte Karbonitridlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung

Info

Publication number: DE69303998T2
Application number: DE69303998T
Authority: DE
Inventors: Niclas During; Gerold Weinl
Original assignee: Sandvik AB
Current assignee: Sandvik Intellectual Property AB
Priority date: 1992-07-06
Filing date: 1993-06-18
Publication date: 1996-12-19
Anticipated expiration: 2013-06-19
Also published as: JP3614872B2; SE9202091D0; EP0578031B1; ATE141337T1; EP0578031A2; US5462574A; US5659872A; EP0578031A3; DE69303998D1; JPH06220559A

Description

Hintergrund der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen gesinterten Carbonitridlegierungskörper mit Titan als die Hauptkomponente mit verbesserten Eigenschaften, insbesondere bei Verwendung als das Material für Einsätze in Schneidwerkzeugen für maschinelle Bearbeitung von Metallen, wie für das Drehen, Fräsen und Bohren.
Gesinterte Carbonitridlegierungen auf Titanbasis, sogenannte Cermets, sind heute als Einsatzmaterial in der metallschneidenden Industrie wohlbekannt und werden insbesondere für die Nachbearbeitung verwendet. Sie enthalten hauptsächlich harte Carbonitridbestandteile, die in einer Bindephase eingebettet sind. Die Körner des harten Bestandteils haben allgemein eine komplexe Struktur mit einem Kern, der von einer Hülle einer anderen Zusammensetzung umgeben ist. Ihre Korngröße ist gewöhnlich 1 bis 2 µm.
Außer Ti finden sich in den harten Carbonitrid bestandteilen normalerweise noch andere Metalle der Gruppen IVA, VA und VIA, d. h. Zr, Hf, V, Nb, Ta, Or, Mo und/oder W, doch können sie auch als harte Carbid- und/oder Nitridbestandteile vorliegen. Die Bindephase enthält allgemein Kobalt sowie Nickel. Die Menge an Bindephase liegt allgemein bei 3 bis 30 Gew.%.
Es ist bekannt, daß verschiedene Arten von Kern-Hüllenstrukturen durch Zugabe verschiedener Legierungselemente zu einer Carbonitridlegierung auf Titan basis erzeugt werden können. Durch Veränderung der Kern-Hüllenstruktur ist es möglich, beispielsweise die Benetzbarkeit zu verändern, um das Sintern zu erleichtern. Es ist auch möglich, die Eigenschaften des gesinterten Körpers zu verändern, beispielsweise die Zähigkeit oder Beständigkeit gegen plastische Verformung zu erhöhen, wie z. B. in den US-Patenten 3 971 656 und 4 857 108 und der schwedischen Patentanmeldung Nr.8 902 306-3 beschrieben ist.
Die oben angegebenen positiven Wirkungen der Hüllenphase müssen mit der Tatsache abgeglichen werden, daß die Hüllenphase so spröde, aber nicht so hart wie die Kernphase ist. Dies dürfte zu einem Voranschreiten von Brüchen führen, die auf die Hüllen konzentriert sind.
Die Hüllen werden während des Sinterns gebildet. Die Menge an Hülle, die auf einem Kern anwächst, hängt von der Sintertemperatur und der chemischen Zusammensetzung der Legierung und des Kernes ab. Es wird allgemein angenommen, daß die auf einem Kern gebildete Hüllenmenge mit steigender Stickstoffmenge in der Legierung abnimmt. Für Legierungen mit N/(C + N) > 0,5 werden schwerlich überhaupt Hüllen gebildet.
Die GB-A-2 227 497 beschreibt gesinterte Carbonitridlegierungen auf Ti-Basis, die 5 bis 50 % harte Körner enthalten, die im wesentlichen keine Kern-Hüllenstruktur haben.
Die US-Patentschrift 4 957 548 beschreibt eine Carbonitrid legierung auf Titanbasis mit einem Gehalt von 50 Vol.% oder weniger von TiN- oder TiCN-Teilchen mit N ≥ C ohne Kern-Hüllenstruktur. Die Ausgangsmaterialien werden in der herkömmlichen Weise vermahlen und haben so eine kantige Kernmorphologie.
Während des Sinterns in flüssiger Phase wird Komwachstum durch ein Ostwall- Reifungsverfahren vorangetrieben. Für WC-Co-Legierungen ist das Komwachstum des WC stark ausgerichtet. Dieses ausgerichtete Wachstum gibt es auch bei Carbonitridlegierungen auf Titanbasis. Es sind hauptsächlich die Hüllen auf Ti-haltigen Kernen, die diese Wachstumsausrichtung zeigen. Dies ergibt sich aus der Mikrophotographie, Fig. 1, wo kantige Ti-haltige Kerne zu sehen sind. Die Kern-Hüllengrenzfläche ist geradlinig/eben, und die Grenzflächen sind in bestimmten geringenergetischen kristallographischen Ebenen ausgerichtet. Auf diesen Kernen wuchsen Hüllen auf der geradlinigen Grenzfläche Die Grenzflächen zwischen diesen Hüllen und der Bindephase sind auch kantig und haben eine gering energetische Grenzflächenebene. All dies ist noch besser in den TEM-Mikrophotographien (Fig. 2 und 3) gezeigt.

Ziele und Zusammenfassung der Erfindung

Es ist ein Ziel dieser Erfindung, die Probleme des Standes der Technik zu vermeiden oder zu lindern.
Es ist ein weiteres Ziel dieser Erfindung, ein verbessertes Verfahren zur Herstellung eines Carbonitridlegierungs-Sinterkörpers mit Titan als die Hauptkomponente mit verbesserten Eigenschaften zu bekommen, besonders bei Verwendung als das Material für Einsätze in Schneidwerkzeugen zur maschinellen Bearbeitung von Metallen, wie für das Drehen, Fräsen und Bohren.
Es ist auch ein Ziel dieser Erfindung, einen verbesserten gesinterten Carbonitridlegierungskörper mit Titan als die Hauptkomponente zu bekommen.
Nach einem Aspekt der Erfindung bekommt man eine gesinterte Carbonitridlegierung auf Titanbasis für Metallschneidzwecke, die harte Bestandteile enthält, welche eines oder mehrere der Elemente Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W zusätzlich zu Ti umfassen, und mit einem Stickstoffgehalt, der der Beziehung N/(C + N) < 0,5 genügt, sowie mit 3 bis 30 Gew. % Bindephase auf der Basis von Co und/oder Ni, wobei diese Legierung 10 bis 50 Gew.% gut dispergierte Ti-reiche harte Bestandteiskörner enthält, in welchen > 95 % des Metallgehaltes aus Ti bestehen und die im wesentlichen ohne Kern-Hüllenstruktur und mit einer mittleren Korngröße von 0,8 bis 5 µm in einer herkömmlichen Kern-Hülien-Carbonitridlegierungsmatrix sind, welche eine mittlere Korngröße der harten Bestandteile von 1 bis 2 µm aufweist, wobei die Ti-reichen harten Bestandteilskörner im wesentlichen abgerundete, nichtkantige Körner mit einer ungefähren logarithmischen normalen Korngrößenverteilung mit einer Standardabweichung von < 0,23 logarithmische µm sind.
Nach einem anderen Aspekt der Erfindung bekommt man ein Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Carbonitridlegierung auf Titanbasis, bei der die harten Bestandteile eines oder mehrere der Elemente Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und/oder W zusätzlich zu Ti umfassen, und mit 3 bis 30 Gew.% Bindephase auf der Basis von Co und/oder Ni durch Vermahlen wenigstens eines Ti-reichen Bestandteilpulvers, worin > 95 % des Metallgehaltes aus Ti bestehen und welches abgerundete, nichtkantige Körner mit einer engen Korngrößenverteilung mit einer Standardabweichung von < 0,23 logarithmische µm hat, das Bindemetall zugibt, preßt und das Gemisch sintert.

Kurze Beschreibung der Zeichnung

Fig. 1 zeigt eine typische Carbonitridlegierungsmikrostruktur auf Titanbasis in 6000facher Vergrößerung, wobei A Kerne und B Hüllen bezeichnen.
Fig. 2 und Fig. 3 sind Transmissionselektronenmikroskop-Mikrophotographien (TEM) einer typischen Carbonitridlegierungsmikrostruktur auf Titanbasis in 35 000facher bzw. 40 000facher Vergrößerung, worin 0 Kerne und D Hüllen bezeichnen.
Fig. 4 und Fig. 5 zeigen zwei verschiedene Pulver in 3000facher Vergrößerung.
Fig. 6 zeigt die Mikrostruktur einer bekannten Legierung in 8000facher Vergrößerung.
Fig. 7 zeigt die Mikrostruktur einer Legierung nach der Erfindung in 8000facher Vergößerung.

Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung

Es wurde nun überraschenderweise gefunden, daß die Bildung von Hüllenphase unterdrückt und das gerichtete Komwachstum für eine bestimmte Zusammensetzung reduziert werden kann. Auf diese Weise werden die Phasenbeziehungen und die Lösung der Legierungselemente in der Bindephase für eine bestimmte Zusammensetzung verändert. Dies geschieht durch die Auswahl der Korngrößenverteilung und Kornmorphologie. Dies ist mit der bekannten Methode einer Veränderung der Phasenbeziehungen durch Veränderung der Gesamtzusammensetzung oder stattdessen durch Veränderung der Zusammensetzung des Rohmatenals und Konstanthalten der Gesamtzusammensetzung zu vergleichen.
Gemäß der Erfindung bekommt man nun eine Carbonitridlegierung auf Titanbasis mit einem Stickstoffgehalt entsprechend der Beziehung N/(N + C) < 0,5 mit verbessertem Zähigkeitsverhalten und höherer Beständigkeit gegen Flankenverschleiß. Die Legierung ist durch eine Mikrostruktur gekennzeichnet, die 10 bis 50 Gew.%, vorzugsweise 20 bis 40 Gew.% gut dispergierte Ti-reiche Hartbestandteilskörner im wesentlichen ohne Kern-Hüllenstruktur mit einer mittleren Korngröße vono,8 bis 5 µm in einer herkömmlichen Carbonitridlegierungsmatrix auf Titanbasis mit einer mittleren Korngröße der Hartbestandteile von 1 bis 2 µm enthält. In dem Maße, in dem die Kern-Hüllenstruktur in der Mikrostruktur erscheint, erscheint die Hüllenstruktur nur auf wenigen Prozenten der Kerne und ist, wenn sie auftritt, viel dünner als gewöhnlich. Außerdem hat die Mikrostruktur fast überhaupt keine kantigen Tireichen Kerne, höchstens einen kleineren Prozentsatz solcher Ti-reichen kantigen Kerne. Der Sauerstoffgehalt sollte niedrig, maximal bei 0,5 Gew.%, zusätzlich zu unvermeidbaren Verunreinigungen gehalten werden. Eine Legierung nach der Erfindung hat 10 bis 25 % geringere Menge an Hüllenphase und 10 bis 1 5 % höhere Menge an Ti-reichen Kernen im Vergleich mit einer bekannten Legierung mit der gleichen Zusammensetzung.
Unter titanreich versteht man hier, daß > 95 % des Metallgehaltes der Hartbestandteile aus Titan bestehen.
Die Ti-reichen Hartbestandteilskörner sind Carbonitrid und abgerundete, nichtkantige Körner mit einer logarithmischen normalen Korngrößenverteilung mit einer Standardabweichung von < 0,23 logarithmische µm. Außerdem werden sie durch direktes Carbonitrieren der Metalle oder ihrer Oxide erzeugt.
In einer bevorzugten Ausführungsform besteht der Ti-reiche Hartbestandteil aus TiCN mit C ≥ N.
Die Erfindung betrifft auch einen Weg zur Herstellung von Carbonitridlegierung auf Titanbasis nach pulvermetallurgischen Verfahren. Bindephase bildende Pulver und Hartbestandteile bildende Pulver werden unter Bildung eines Gemisches von erwünschter Zusammensetzung vermengt. Aus jenem Gemisch werden Körper gepreßt und anschließend gesintert.
Bei der Herstellung der Legierung nach der Erfindung werden > 90 %, vorzugsweise > 95 % der Ti-reichen Rohmaterialien als Pulver mit einer engen Korngrößenverteilung und abgerundeten, nichtkantigen Körnern zugegeben. Jenes Pulver wird sorgfältig mit dem Rest der anderen herkömmlichen Rohmaterialien derart vermischt, daß die abgerundete Morphologie der Körner nicht beeinflußt wird und noch ein homogenes Gemisch erhalten wird. Unter herkömmlichen Hartbestandteilen als Rohmaterialien versteht man hier ein Material, das zur Endkorngröße vermahlen wurde.
Die Legierungszusammensetzung wird durch Vermischen einzelner Carbide oder Nitride, wie TiC, WC, TaN usw., oder durch Vermischen komplexer Carbide, Nitride und/oder Carbonitride, wie (Ti,Ta)C, (Ti,Ta)(C,N) usw. oder Vermischen einer Kombination beider Arten von Ausgangsmaterialien gebildet.
Das oder die Ti-reichen Rohmaterialien sollen eine mittlere Korngröße zwischen 0,3 und 5 µm, vorzugsweise zwischen 0,5 und 2 µm nach der FSSS-Methode (Fisher Sub Sieve Sizer-Method) mit einer engen Korngrößenverteilung haben. Wenn die Korngrößenverteilung, z.B. durch Sedimentationstechnik gemessen, etwa eine logarithmische normale Verteilung ist, soll ihre Standardabweichung weniger als 0,23 logarithmische µm sein. Die Kornmorphologie besteht aus im wesentlichen abgerundeten, nichtkantigen Körnern. Eine annehmbare Morphologie ist in Fig. 4 gezeigt, und eine nichtannehmbare Morphologie ist in Fig. 5 gezeigt. Das oder die Ti-reichen Ausgangsmaterialien sind Carbide, Nitride und/oder Carbonitride nur von Ti und/oder von Ti plus einer kleinen Menge, < 5 %, eines oder mehrerer der Elemente Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W.
Das Mischen der Ausgangsmaterialien kann auf zwei prinzipiellen Wegen erfolgen. Ein Weg besteht darin, daß man zunächst alle Ausgangsmaterialien mit Ausnahme der Ti-reichen zusammen mit Preßzusätzen in einem geeigneten Lösungsmittel, wie beispielsweise Ethanol, vermahlt. Wenn die erwünschte Korngröße erreicht ist, werden die Ti-reichen Standardmatenahen zugegeben und sehr kurze Zeit vermahlen, bis das Ti-reiche Material gleichmäßig verteilt ist.
Der andere prinzipielle Weg besteht darin, das gesamte Standardmaterial und Preßzusätze in geeignetem Lösungsmittel, wie beispielsweise Ethanol, zu vermischen und das Gemenge gerade so sorgfältig zu vermischen, wie das oben angegebene Endmischen. Die letztere Methode stellt höhere Anforderungen an alle eingeschlossenen Standardmaterialien, um eine gleichmäßige Verteilung zu bekommen, ohne die Morphologie des oder der Ti-reichen Standard materialien zu beeinträchtigen.
Die Erfindung wird zusätzlich in Verbindung mit den folgenden Beispielen erläutert, welche als Erläuterung der vorliegenden Erfindung betrachtet werden. Es ist jedoch verständlich, daß die Erfindung nicht auf die speziellen Einzelheiten der Beispiele beschränkt ist. Beispiel 1
Zwei Legierungen wurden hergestellt, von denen jede folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozenten hatte: Ti(C,N) 23, (Ti,Ta)C 23, (Ti,Ta)(C,N) 15, WC 18, Mo&sub2;C 5, Co 8 und Ni 8.
Legierung A wurde aus herkömmlichem Rohmaterial mit der in Fig. 5 gezeigten Morphologie hergestellt. Die Rohmaterialien wurden 20 h in einer Kugelmühle miteinander vermahlen.
Legierung B wurde unter Verwendung von Ti(C,N) als Rohmaterialien mit einer Morphologie ähnlich jener, die in Fig. 4 gezeigt ist, mit einer mittleren Korngröße von 1,4 µm, gemessen nach der FSSS-Methode, und einer Korngrößenverteilung mit einer Standardabweichung von 0,19 logarithmischen µm, gemessen durch Sedimentationstechnik, hergestellt. Die anderen Hartbestandteilsrohmaterialien hatten eine Morphologie ähnlich jener, die in Fig. 5 gezeigt ist. Die Rohmaterialien, ausgenommen Ti(C,N), wurden in einer Kugelmühle 15 h vermischt, und dann wurde das Ti(C,N) zugegeben, und das Vermahlen wurde weitere 6 h fortgesetzt.
Nach dem Vermischen wurden beide Pulvergemische auf die gleiche Weise behandelt, d. h. durch Sprühtrocknen, Verdichten und Sintern nach bekannten Methoden.
Die Mikrostruktur von Legierung A ist in Fig. 6 und die von Legierung B in Fig. 7 gezeigt. Man bemerke die großen Unterschiede in der Menge der Ti-reichen Phase (dunkle Farbe) und den Unterschied in der Morphologie der harten Phasen zwischen den Legierungen. Eine rohe quantitative Phasenanalyse ergibt die folgenden ungefähren Phasenmengen in Vol umenprozenten: Stand der Technik (A) Erfindung (B) Dunkle Kerne Hellgraue Kerne Mittelgraue Kerne Rest (Bindephase und Hüllen)

Beispiel 2

Legierung A und Legierung B wurden in zwei Schneidversuchen verglichen.
In dem Test Nr.1 wurde die Zähigkeit beim Fräsen bestimmt. 15 Kanten je Legierung liefen mit steigender Vorschubgeschwindigkeit. Die Vorschubgeschwindigkeit, die Spanen/- Brüche verursachte, wurde aufgezeichnet. Die Schneiddaten waren eine Schneidtiefe von 2,0 mm und ein Vorschub von 129 mm/min. Das Werkstückmaterial war SS 2541 mit einer Härte von 320 HB.
Das Ergebnis war, daß 50 % der Kanten der Legierung A bei dem Vorschub von 0,3 mm/U und Zahn gebrochen waren und daß für die Legierung B 50 % Bruch bei dem Vorschub von 0,41 mm/U und Zahn auftrat.
In dem Test Nr.2 wurde die Flankenverschleißbeständigkeit beim Fräsen bestimmt.
Die Schneiddaten waren eine Schneidtiefe von 2,0 mm, ein Vorschub von 429 m/min und ein Vorschub von 0,12 mm/U und Zahn. Das Werkstückmaterial war SS 1672 mit einer Härte von 215 HB.
In diesem Test hatte die Legierung B einen 10 % geringeren Flankenverschleiß und 10 % längere Werkzeug standzeit als Legierung A.
In Schlußfolgerung zeigt der Schneidtest, daß die Legierung nach der Erfindung erhöhte Zähigkeit und Verschleißbeständigkeit hat.
Die Prinzipien, bevorzugten Ausführungsformen und Arbeitsweisen der vorliegenden Erfindung wurden in der vorausgehenden Beschreibung abgehandelt. Die Erfindung, die hier geschützt werden soll, soll jedoch nicht auf die speziell beschriebenen Formen beschränkt sein, da diese nur als Erläuterung und nicht als Beschränkung angesehen werden sollen. Abwandlungen und Veränderungen können vom Fachmann ohne Verlassen des Erfindungsgedankens vorgenommen werden.

Claims

1. Gesinterte Carbonitridlegierung auf Titanbasis für Metallschneidzwecke mit einem Gehalt von Harbestandteilen, die eines oder mehrere Elemente Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W zusätzlich zu Ti umfassen, und mit einem Stickstoffgehalt, der der Beziehung N/(C + N) < 0,5 genügt, und mit 3 bis 30 Gew.% Bindephase auf der Basis von Co und/oder Ni, wobei die Legierung 10 bis 50 Gew.% gut dispergierte Ti-reiche Hartbestandteilskörner, worin > 95 % des Metallgehaltes aus Ti bestehen und die im wesentlichen ohne Kern-Hüllenstruktur sind und die eine mittlere Korngröße von 0,8 bis 5 µm haben, in einer herkömmlichen Kern-Hüllen-Carbonitridlegierungsmatrix mit einer mittleren Korngröße der Hartbestandteile von 1 bis 2 µm enthält, dadurch gekennzeichnet, daß die Ti-reichen Hartbestandteilskörner im wesentlichen abgerundete, nichtkantige Körner mit einer ungefähr logarithmischen normalen Korngrößenverteilung mit einer Standardabweichung von < 0,23 logarithmische µm sind.

2. Gesinterte Carbonitrid legierung nach Anspruch 1, bei der die Kern-Hüllen bestandteile fast gar keine kantigen Ti-reichen Kerne haben.

3. Gesinterte Carbonitridlegierung nach Anspruch 1, bei der die Ti-reichen Hartbestandteilskörner direkt durch Carbonitrierung der Metalle oder ihrer Oxide hergestellt wurden.

4. Gesinterte Carbonitridlegierung nach Anspruch 1, bei der der Ti-reiche Hartbestandteil TiC oder TICN mit C ≥ N ist.

5. Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Carbonitridlegierung auf Titanbasis, worin die Hartbestandteile eines oder mehrere der Elemente Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W zusätzlich zu Ti umfassen, und mit 3 bis 30 Gew.% Bindephase auf der Basis von Co und/oder Ni, dadurch gekennzeichnet, daß man wenigstens ein Ti-reiches Hartbestandteilspulver, in welchem > 95 % des Metallgehaltes aus Ti besteht und welches abgerundete, nichtkantige Körner mit einer engen Korngrößenverteilung hat, die etwa logarithmisch normal mit einer Standardabweichung von < 0,23 logarithmischen µm ist, vermahlt, das Bindemetall zusetzt, das Gemisch preßt und sintert.

6. Verfahren nach Anspruch 5, bei dem die Hartbestandteilskörner durch Carbonitrierung der Metalle oder ihrer Oxide hergestellt werden.