EP0425061B1 - Hartmetall auf der Basis von Titankarbonitrid - Google Patents

Hartmetall auf der Basis von Titankarbonitrid Download PDF

Info

Publication number
EP0425061B1
EP0425061B1 EP90250269A EP90250269A EP0425061B1 EP 0425061 B1 EP0425061 B1 EP 0425061B1 EP 90250269 A EP90250269 A EP 90250269A EP 90250269 A EP90250269 A EP 90250269A EP 0425061 B1 EP0425061 B1 EP 0425061B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
hard
metals
hard material
phase
distribution
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
EP90250269A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP0425061A2 (de
EP0425061A3 (en
Inventor
Volkmar Dr. Rer. Nat. Richter
Heinz Kotsch
Hans-Jörg Klauss
Heidrun Dr. Rer. Nat. Kubsch
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
Original Assignee
Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=5613187&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EP0425061(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV filed Critical Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
Publication of EP0425061A2 publication Critical patent/EP0425061A2/de
Publication of EP0425061A3 publication Critical patent/EP0425061A3/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0425061B1 publication Critical patent/EP0425061B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/04—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbonitrides

Definitions

  • the invention relates to auxiliary metal-bound carbonitride hard metals which are used as sintered molded parts, in particular for the machining of steel. It is also possible to use tools made from this alloy in metal forming technology.
  • Auxiliary metal-bonded carbonitride alloys based on (Ti, Mo) (C, N) as hardness carriers and a nickel-cobalt alloy as binders are known as an advantageous cutting material for steel processing (AT-PS 341 794).
  • AT-PS 341 794 Auxiliary metal-bonded carbonitride alloys based on (Ti, Mo) (C, N) as hardness carriers and a nickel-cobalt alloy as binders are known as an advantageous cutting material for steel processing (AT-PS 341 794).
  • U-PS 341 794 Auxiliary metal-bonded carbonitride alloys based on (Ti, Mo) (C, N) as hardness carriers and a nickel-cobalt alloy as binders are known as an advantageous cutting material for steel processing (AT-PS 341 794).
  • partial replacement of titanium with tantalum leads to an improvement in properties.
  • the well-known hard metals based on titanium carbonitride have proven themselves particularly in the field of fine machining. They are also used for light roughing work with feeds up to 0.5 mm / rev.
  • a disadvantage of these carbonitride alloys is that they are not suitable for heavy cuts and applications with severe cut interruptions.
  • the decisive reason for the limited range of application of the hard metals based on carbonitride, which are often referred to as "cermets" is to be seen in an unfavorable combination of the properties of hardness and fracture toughness. that is, they do not have a sufficiently high fracture toughness and hot hardness at the same time.
  • the aim of the invention is to modify hard metals on the basis of auxiliary metal-bonded carbonitride hard materials so that they are also suitable for roughing and the heavy interrupted cut.
  • the invention has for its object to improve the fracture toughness of the carbonitride hard metals without loss of hot hardness.
  • 1s5 and 1 thus mean the quantiles of the number-related cumulative frequency distribution of the hard material phase in the sintered alloy determined using the known method of linear analysis, ie 95% of all measured chord lengths are less than or equal to 1s5 and 50% less than or equal to 1so.
  • linear analysis electron microscopic imaging methods must be used to ensure sufficient magnification.
  • the hard material phase of titanium carbonitride hard metals generally consists of two phases, a titanium and nitrogen-rich a 'phase and an a "phase, in which the metals of the 6th subgroup of the PSE accumulate.
  • the proportion of the titanium-rich a' phase of the total volume of the hard material phase amount to at least 15 parts by volume, preferably at least 30 parts by volume It is advantageous for the cutting behavior of the hard metals to keep this part of the a'-phase as high as possible.
  • the hard metals according to the invention can be produced in various ways by processes which are known in principle, the processes being controlled in such a way that the narrow grain size distribution of the hard material phase described is obtained. It has proven to be advantageous to start from a hard material with a narrow crystallite size distribution.
  • hard metals based on carbonitrides have a fracture toughness that is up to 3 MPa / m higher when the particle size distribution of the hard material phase is narrowed and that the combination of properties of hot hardness and fracture toughness of WC-TiC-TaC-Co hard metals is achieved.
  • carbonitride hard metals according to the prior art a comparable increase in hot hardness is only possible by increasing the proportion of binder, which leads to a drop in hot hardness by up to 100 units.
  • the property improvements achieved by the particle size distribution of the hard material phase according to the invention lead to particularly favorable properties in the case of hard metals which have a solidification of the binder phase.
  • hard metals with a Ni-Co binder and with a lattice constant of the binder between 0.359 nm and 0.362 nm which indicates a high content of dissolved metals from the hard material phase (Ti, Mo, W, etc.) have proven to be advantageous. You get this high solution state especially for hard materials with reduced non-metal content (0.85 ⁇ z ⁇ 0.92) and increased nitrogen content (0.35 ⁇ y 0.5).
  • the hot hardness is measured at a temperature of 800 ° C in a Vickers vacuum with a load of 108 N and a load duration of 20 s.
  • the fracture toughness is measured at room temperature in accordance with ASTM standard E 399-74.
  • the alloys according to the invention achieve or exceed the commercial hard metals based on WC-TiC-TaC-Co for the application areas P10 / P20 or P30 / P40.
  • the test was carried out on indexable inserts of the form SNUM 150416-340 with a phase (0.15 mm width, 15 ° ) and rounded cutting edges.
  • the average wear mark width VB was measured to determine the progress of wear.
  • the wear was determined after each run, which corresponds to a complete revision of the end faces of the 4 rotating bolts.
  • the service life of the hard metals according to the invention until an average wear mark width of 0.4 mm is reached under test condition 1 in comparison to a commercial grade based on TiC 0.75 N 0.25 with a comparable binder volume fraction (grade A) and a commercial P30 / P40 -Type based on the toilet is shown in Table 3.
  • Tab 4 shows the cutting performance of the alloys under test condition 2.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
  • Adornments (AREA)
  • Carbon And Carbon Compounds (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)

Description

  • Die Erfindung betrifft hilfsmetallgebundene Karbonitridhartmetalle, die als Sinterformeteile insbesondere für die spanende Bearbeitung von Stahl Anwendung finden. Ebenso ist der Einsatz aus Werkzeugen dieser Legierung in der Umformtechnik möglich.
  • Hilfsmetallgebundene Karbonitridlegierungen auf der Basis von (Ti,Mo)(C,N) als Härteträger und einer Nickel-Kobalt-Legierung als Binder sind als vorteilhafter Schneidwerkstoff für die Stahlbearbeitung bekannt (AT-PS 341 794). Nach der US-PS 4 120 719 führt eine 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 Feinbarbeitung. Auch für leichte Schrupparbeiten mit Vorschüben bis 0,5 mm/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.
  • 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.
  • 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 TiuMevMe w(CxNy)z mit u + v + w =1, x + y = 1, 0,80 ≦ z < 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 steht, und einem Anteil von 3 bis 25 Masse % Bindemetall bezogen auf das Hartmetall, wobei das Bindemetall ein Metall aus der Eisengruppe ist, Weldes 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 195/150 2,5, vorzugsweise 195/150 2,0 erfüllt und für den Medianwert 1so 0,2 um ≦ 150 5 5 µm, vorzugsweise 0,5 um ≦ 150 1,5 um gilt.
  • Dabei bedeuten 1s5 und 1so 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 1s5 bzw. 50 % kleiner oder gleich 1so. 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 stickstoffreichen a'-Phase und einer a"-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 wie 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 /m 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 Warmhärte 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 ein Verfestigung der Binderphase aufweisen, zu besonders günstigen Eigenschaften. Vorteilhaft erwiesen sich beispielsweise Hartmetalle mit einem Ni-Co-Binder und mit einer Gitterkonstante des Binders zwischen 0,359 nm und 0,362 nm, 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 Nichtmetallanteil (0,85 ≦ z < 0,92) und erhöhtem Stickstoffanteil (0,35 ≦ y 0,5).
  • Die Erfindung wir in den nachfolgenden Ausführungsbeispielen näher erläutert.
    • Ausführungsbeispiele
    • 1. Als Härteträger wird ein titankarbonitrid der Zusammensetzung TiC0,75N0,25 eingesetzt, dessen Kristallite eine Sehnenlängenverteilung mit den folgenden Markmalen liefern: Medianwert 1so = 0,8 um, 1s5 = 2,0 um, 110 = 0,3 um. Die Messung der Sehnenlängenverteilung erfolgte nach Einbettung des Pulvers in Kupfer an einer Schlifffläche. Dieses Karbonitrid wird mit Molybdän nach TGL 13791, Nickel nach TGL 12175/01, Kobalt, Sorte 1 nach TGL 24326/0 in den in Tab. 1 angegebenen Anteilen gemischt und unter Zusatz von 5 % Hartparaffin in VR nach TGL 21766 als Preßhilfsmittel in einer Schwingmühle in Leichbenzin 48 h gemahlen. Die Mischung wird im Vakuum getrocknet und anschließend homogenisiert. Die mit einem Preßdruck von 300 MPa hergestellten Biegebruchstäbe und Wendeschneidplatten werden entwachst und im Vakuum bei 1450 ° C 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 Temperatur von 800 ° C im Vakuum nach Vickers mit einer Last von 108 N und einer Belastungsdauer von 20 s. 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 341 794 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/P20 bzw. P30/P40.
    Figure imgb0001
    Figure imgb0002
  • Entsprechend der Zielstellung erfolgte die Prüfung der Schneidleistung unter den folgenden Bedingungen des schweren Schnitts an Stahl C60N:
    • Prüfbedingung 1: Glatter, trockner Schnitt
      Figure imgb0003
    • Prüfbedingung 2: Glatter, trockner Schnitt
      Figure imgb0004
    • Prüfbedingung 3: Bolzendrehversuch (unterbrochener Schnitt)
      Figure imgb0005
  • Die Prüfung erfolgte an Wendeschneidplatten der Form SNUM 150416-340 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 TiC0,75N0,25 mit vergleichbarem Bindervolumenanteil (Sorte A) sowie einer kommerziellen P30/P40-Sorte auf WC-Basis zeigt Tab. 3.
    Figure imgb0006
  • In Tab 4 ist die Schneidleistung der Legierungen unter der Prüfbedingung 2 dargestellt.
    Figure imgb0007
  • Die Schneidleistungen im schweren unterbrochenen Schnitt (Prüfbedingung 3) zeigt Tab. 5.
    Figure imgb0008
  • Die Versuche belegen, daß durch die erfindungsgemäße Modifizierung des Gefüges eine Verbesserung der Schneidleistung bewirkt wird.
    • 2. Ein Titankarbonitrid der Zusammensetzung TiCo,6No,4, dessen Kristallitgrößenverteilung bei linearanalytischer Bewertung durch die folgenden Kenngrößen beschrieben wird: 1so = 0,74 um, 195 = 1,1 µm, 110 = 0,4 um, wird mit Masseanteilen Molybdän, Nickel und Kobald, wie in Tab. 6 angegeben, auf den im Beispiel 1 angegebenen Weg vermischt und zu Preßlingen verarbeitet, die nach dem Entwachsen im Vakuum bei 1475 ° C und 30 min Sinterzeit dichtgesintert werden.
      Figure imgb0009
  • Die Gefüge der so erhaltenen Legierungen 7 bis 10 und ihre mechanischen Kennwerte sind in Tab. 7 beschrieben.
    Figure imgb0010
    Wie ein Vergleich der Werte von Tab. 2 und Tab. 7 zeigt, führt die Einengung der Korngrößenverteilung der Hartstoffphase auf Werte 195/150 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 Lösungszustand der Legierung 9 und 10, die sich durch eine besonders vorteilhafte Kombination von Warmhärte und Bruchzähigkeit auszeichnen, wird durch die Gitterkonstanten des Binders von 0,362 nm angezeigt.
  • Die Schneidleistungen unter der Prüfbedingung (siehe Beispiel 1) gibt Tab. 8 wieder.
    Figure imgb0011
  • Bei den erfindungsgemäßen Hartmetallen trat unter diesen Spanungsbedingungen weder ein Plattenbruch auf noch wurden Schneidkantenausbrüche beobachet. Die Legierungen 8, 9 und 10 wiesen gegenüber der P30/P40-Sorte eine deutliche verbesserte Standzeit auf.
    • 3. Das Titankarbonitridharstoffpulver aus Beispiel 1 wird mit 10 Masseanteilen Molybdän, 5 Masseanteilen Ni und 5 Masseanteilen Co nach dem in Beispiel 1 angegebenen Weg zu Hartmetall verarbeitet. Das Gefüge des dichtgesinterten Hartmetalls weist die folgenden Kennwerte auf: 195/150 = 2,12, 1so = 0,71 µm.

    Für Warmhärte und Bruchzähigkeit wurde ermittelt:
    • HV11-20 (800 ° C) = 630, K1c = 8,6 MPa √m. Eine Legierung gleicher Zusammensetzung, die nach dem in der AT-PS 341 794 angegebenen Verfahren hergestellt wird, weist dagegen die folgenden Kennwerte auf: 195/150 = 2,67, 150 = 0,8 µm, HV11-20 (800 °C) = 640, K1c = 7,2 MPa √m.

Claims (4)

1. Hartmetall auf der Basis von Titankarbonitrid der allgemeinen zusammensetzung TiuMevMe w(CxNy)z mit u + v + w =1, x + y = 1, 0,80 ≦ z < 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 steht, und einem Anteil von 3 bis 25 Masse % Bindemetall bezogen auf das Hartmetall, wobei das Bindemetall ein Metall aus der Eisengruppe ist, weldes 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 Sehnenlängenverteilung die Bedingung 195/150 2,5 erfüllt, für den Medianwert 1so dieser Verteilung 0,2 ≦ 150 ≦5 um gilt und der Anteil der titanreichen a'-Phase am Gesamtvolumen der Hartstoffphase wenigstens 15 Volumen % beträgt.
2. Hartmetall nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Sehnenlängenverteilung der Hartstoffphase die Bedingung 195/150 2 erfüllt.
3. Hartmetall nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß für den Medianwert der Sehnenlängenverteilung 1so 0,5 um ≦ 150 1,5 um gilt.
4. Hartmetall nach anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil der titanreichen a'-Phase am Gesamtvolumen der Hartstoffphase wenigstens 30 Volumenanteile beträgt.
EP90250269A 1989-10-23 1990-10-22 Hartmetall auf der Basis von Titankarbonitrid Expired - Lifetime EP0425061B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DD89333806A DD288623A5 (de) 1989-10-23 1989-10-23 Hartmetall auf der basis von titankarbonitrid
DD333806 1989-10-23

Publications (3)

Publication Number Publication Date
EP0425061A2 EP0425061A2 (de) 1991-05-02
EP0425061A3 EP0425061A3 (en) 1991-08-14
EP0425061B1 true EP0425061B1 (de) 1994-07-13

Family

ID=5613187

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP90250269A Expired - Lifetime EP0425061B1 (de) 1989-10-23 1990-10-22 Hartmetall auf der Basis von Titankarbonitrid

Country Status (4)

Country Link
EP (1) EP0425061B1 (de)
AT (1) ATE108493T1 (de)
DD (1) DD288623A5 (de)
DE (1) DE59006418D1 (de)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE500048C2 (sv) * 1991-06-12 1994-03-28 Sandvik Ab Sätt att tillverka sintrade karbonitridlegeringar
CN101679130B (zh) * 2008-05-20 2013-08-28 揖斐电株式会社 蜂窝结构体
CN111519115B (zh) * 2020-03-25 2021-12-28 成都美奢锐新材料有限公司 一种高韧性高耐磨性碳氮化钛基金属陶瓷材料及制备方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3971656A (en) * 1973-06-18 1976-07-27 Erwin Rudy Spinodal carbonitride alloys for tool and wear applications
SE392482B (sv) * 1975-05-16 1977-03-28 Sandvik Ab Pa pulvermetallurgisk veg framstelld legering bestaende av 30-70 volymprocent
US4120719A (en) * 1976-12-06 1978-10-17 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Cemented carbonitride alloys containing tantalum

Also Published As

Publication number Publication date
EP0425061A2 (de) 1991-05-02
ATE108493T1 (de) 1994-07-15
DD288623A5 (de) 1991-04-04
DE59006418D1 (de) 1994-08-18
EP0425061A3 (en) 1991-08-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE2621472C2 (de) Verwendung einer Hartlegierung für Schneid-,Scher-oder Verformungswerkzeuge
DE3785806T2 (de) Zaehes hartmetall und verfahren zu seiner herstellung.
EP0689617B1 (de) Cermet und verfahren zu seiner herstellung
DE69224747T2 (de) Sinterkeramik auf Basis von kubischem Bornitrid für Schneidwerkzeuge
DE3346873C2 (de)
DE69227503T2 (de) Hartlegierung und deren herstellung
DE68910081T2 (de) Schneidkörperblatt und Verfahren zu dessen Herstellung.
DE69818138T2 (de) Kaltarbeitswerkzeugstahlteilchen mit hoher Schlagfestigkeit aus Metallpulver und Verfahren zu seiner Herstellung
EP0330913B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Hartmetallkörpers und gesinterter Hartmetallkörper
DE19907749A1 (de) Gesinterter Hartmetallkörper und dessen Verwendung
DE3781773T2 (de) Legierung aus verformungsbestaendigem, metallisch verbundenem karbonitrid.
WO2008125525A1 (de) Werkzeug
DE19757681C2 (de) Auf kubischem Bornitrid basierendes Sintermaterial und Verfahren zu seiner Herstellung
DE19618109A1 (de) Starrer gesinterter Gegenstand
EP0448572B1 (de) Hartmetallverbundkörper und verfahren zu seiner herstellung
DE69702949T2 (de) Kompositkarbidpulver zur Verwendung für Sinterkarbid und Verfahren zu dessen Herstellung
DE68927586T2 (de) Cermet und dessen Herstellungsverfahren
DE69320633T2 (de) Gesinterte karbonitridlegierung auf titanbasis mit extrem feiner korngrösse mit hoher zähigkeit und/oder verschleissfestigkeit
EP0214679B1 (de) Korrosionsfeste Hartmetall-Legierung
DE2560567C2 (de)
EP0425061B1 (de) Hartmetall auf der Basis von Titankarbonitrid
WO2020074241A1 (de) Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge
DE10102706B4 (de) Auf kubischem Bornitrid basierendes, gesintertes Material und Verfahren zu dessen Herstellung
DE3301839A1 (de) Metallkeramik mit hoher zaehigkeit auf titannitridbasis
DE3309237C2 (de) Verfahren zum Herstellen hochverschleißfester Sinterhartmetalle auf Titannitridbasis

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 19901119

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A2

Designated state(s): AT DE FR GB LU SE

PUAL Search report despatched

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009013

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A3

Designated state(s): AT DE FR GB LU SE

17Q First examination report despatched

Effective date: 19930506

RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: FRAUNHOFER-GESELLSCHAFT ZUR FOERDERUNG DER ANGEWAN

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AT DE FR GB LU SE

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Effective date: 19940713

Ref country code: FR

Effective date: 19940713

REF Corresponds to:

Ref document number: 108493

Country of ref document: AT

Date of ref document: 19940715

Kind code of ref document: T

REF Corresponds to:

Ref document number: 59006418

Country of ref document: DE

Date of ref document: 19940818

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SE

Effective date: 19941013

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: AT

Effective date: 19941022

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 19941031

EN Fr: translation not filed
GBV Gb: ep patent (uk) treated as always having been void in accordance with gb section 77(7)/1977 [no translation filed]

Effective date: 19941013

GBV Gb: ep patent (uk) treated as always having been void in accordance with gb section 77(7)/1977 [no translation filed]

Effective date: 19940713

GBV Gb: ep patent (uk) treated as always having been void in accordance with gb section 77(7)/1977 [no translation filed]

Free format text: DATE CORRECTED TO 940713

PLBI Opposition filed

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009260

26 Opposition filed

Opponent name: WIDIA GMBH

Effective date: 19950403

PLBO Opposition rejected

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS REJO

PLBN Opposition rejected

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009273

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: OPPOSITION REJECTED

27O Opposition rejected

Effective date: 19980518

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 20060914

Year of fee payment: 17

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20080501