RU2116161C1 - Металлокерамический сплав с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, и способы его получения - Google Patents

Металлокерамический сплав с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, и способы его получения Download PDF

Info

Publication number
RU2116161C1
RU2116161C1 RU93056637/02A RU93056637A RU2116161C1 RU 2116161 C1 RU2116161 C1 RU 2116161C1 RU 93056637/02 A RU93056637/02 A RU 93056637/02A RU 93056637 A RU93056637 A RU 93056637A RU 2116161 C1 RU2116161 C1 RU 2116161C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
binder phase
phase
zone
surface zone
microns
Prior art date
Application number
RU93056637/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU93056637A (ru
Inventor
Густафсон Пер (SE)
Густафсон Пер
Окессон Лейф (SE)
Окессон Лейф
Эстлунд Оке (SE)
Эстлунд Оке
Original Assignee
Сандвик Актиеболаг
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
Application filed by Сандвик Актиеболаг filed Critical Сандвик Актиеболаг
Publication of RU93056637A publication Critical patent/RU93056637A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2116161C1 publication Critical patent/RU2116161C1/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C22C1/051—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides; Preparation of the powder mixture used as the starting material therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/16—Metallic particles coated with a non-metal
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/1003—Use of special medium during sintering, e.g. sintering aid
    • B22F3/1007—Atmosphere
    • 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
    • C22C29/06—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 carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/08—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 carbides, but not containing other metal compounds based on tungsten carbide
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2201/00—Treatment under specific atmosphere
    • B22F2201/10—Inert gases
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2201/00—Treatment under specific atmosphere
    • B22F2201/20—Use of vacuum
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2201/00—Treatment under specific atmosphere
    • B22F2201/30—Carburising atmosphere
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2207/00—Aspects of the compositions, gradients
    • B22F2207/01—Composition gradients
    • B22F2207/03—Composition gradients of the metallic binder phase in cermets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12014—All metal or with adjacent metals having metal particles
    • Y10T428/12021—All metal or with adjacent metals having metal particles having composition or density gradient or differential porosity
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12014—All metal or with adjacent metals having metal particles
    • Y10T428/12028—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, etc.]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12014—All metal or with adjacent metals having metal particles
    • Y10T428/12028—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, etc.]
    • Y10T428/12049—Nonmetal component
    • Y10T428/12056—Entirely inorganic

Landscapes

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

Abstract

Данное изобретение относится к покрытиям металлокерамических вставок с поверхностной зоной. Способ включает в себя обогащение связующей фазой путем растворения кубической фазы в необходимых условиях, которые вызывают образование напластованных слоев. Возможность сочетания растворения кубической фазы с образованием напластованных слоев предоставляет новые возможности для получения оптимальных свойств металлокерамических сплавов на основе карбида вольфрама для режущих инструментов. Растворение кубической фазы перемещает зону с максимальным количеством слоистой связующей фазы от поверхности к зоне, вблизи и ниже фронта растворения. Контролируют глубину растворения, промежуточное равновесие, скорость охлаждения и обеспечивают получение металлокерамического сплава с уникальным сочетанием ударной вязкости и сопротивления пластической деформации. 3 с. и 2 з.п. ф-лы, 2 ил.

Description

Данное изобретение относится к имеющим покрытие металлокерамическим вставкам с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, и к способу их изготовления. Конкретнее, данное изобретение относится к покрытым вставкам, в которых поверхностная зона, обогащенная связующей фазой, модифицирована таким образом, что может быть достигнуто уникальное сочетание ударной вязкости и сопротивления пластической деформации.
Покрытые металлокерамические вставки с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, в настоящее время широко применяются для механической обработки стали и нержавеющих материалов. Благодаря поверхностной зоне, обогащенной связующей фазой, достигается расширение области их применения.
Способы образования поверхностных зон, обогащенных связующей фазой, на металлокерамических сплавах, содержащих WC, кубическую фазу и связующую фазу, известны как способы градиентного спекания.
В патентах США N 4277283, N 4610931 описываются способы обогащения связующей фазой путем растворения кубической фазы вблизи поверхностной вставки. При их способах требуется, чтобы кубическая фаза содержала некоторое количество азота, поскольку для растворения кубической фазы при температуре спекания необходимо парциальное давление азота - активность азота - в спекаемой массе, превышающее парциальное давление азота в атмосфере спекания. Азот может быть добавлен с порошком и/или через атмосферу печи в начале цикла спекания. Растворение кубической фазы происходит в небольших объемах, которые будут заполнены связующей фазой, дающей необходимое обогащение связующей фазой. В результате получают поверхностную зону толщиной обычно около 25 мкм, состоящую, по существу, из WC и связующей фазы. Ниже этой зоны существует зона с обогащением кубической фазой и с соответствующим обеднением связующей фазой. В результате эта зона приобретает хрупкость и в ней легче возникают трещины.
Давно известна способность определенных металлокерамических материалов образовывать слоистую структуру. Степень обогащения связующей фазой в этой зоне и ее глубина ниже поверхности сильно зависят от промежуточного равновесия и от скорости охлаждения в стадии затвердевания после спекания. Для контролируемого образования напластованных слоев промежуточное равновесие, т.е. соотношение между количеством карбиднитридобразующих элементов и количеством углерода и азота следует контролировать в узких пределах состава.
По сравнению со слоистыми металлокерамическими сплавами металлокерамические сплавы с обогащением связующей фазой, образованные путем растворения кубической фазы, обычно отличаются довольно низкой ударной вязкостью в сочетании с очень высоким сопротивлением пластической деформации. Сравнительно низкой уровень ударной вязкости и высокое сопротивление деформации, проявляемые металлокерамическими сплавами этого типа, во многом обусловлены обогащением кубической фазой и соответствующим обеднением связующей фазой в зоне, расположенной ниже зоны с обогащенной связующей фазой.
Металлокерамические сплавы, содержащие чередующиеся градиенты связующей фазы, обычно отличаются весьма хорошей ударной вязкостью в сочетании с несколько худшим сопротивлением пластической деформации. Такая ударная вязкость обусловлена как обогащением связующей фазой, так и слоистой структурой в месте обогащения связующей фазой. Пониженное сопротивление пластической деформации в наибольшей степени вызвано местным скольжением в напластованных слоях связующей фазы, ближе всего расположенных к поверхности. Это скольжение обусловлено очень сильными сдвигающими напряжениями в зоне резания.
Как установлено, при сочетании обогащения связующей фазой посредством растворения кубической фазы с необходимыми условиями, приводящими к образованию напластованных слоев, получается уникальная структура. По сравнению с ранее известными структурами структура согласно изобретению отличается более глубоко расположенными напластованными слоями и более нижним и наименее сильным максимальным обогащением связующей фазой. Возможность сочетания растворения кубической фазы с образованием напластованных слоев предоставляет новые возможности для получения оптимальных свойств металлокерамических сплавов на основе карбида вольфрама, используемых для режущих инструментов.
На фиг. 1 с увеличением в 1200 раз показана структура поверхностной зоны, обогащенной связующей фазой в соответствии с данным изобретением. На фиг. 2 показано распределение Ti, Co и W в поверхностной зоне, обогащенной связующей фазой, согласно данному изобретению.
На фиг. 1 и 2 A+B обозначают поверхностную зону, обогащенную связующей фазой, C - внутреннюю зону и S - напластованные слои связующей фазы.
Согласно данному изобретению теперь предлагается металлокерамический сплав с поверхностной зоной A + B толщиной a менее 75 мкм, предпочтительно 20 - 50 мкм, обогащенной связующей фазой (фиг. 1 и 2). Наружная часть A этой поверхностной зоны толщиной, по крайней мере, 10 мкм, предпочтительно менее 25 мкм, обогащенной связующей фазой, по существу свободна от кубической фазы. Внутренняя часть B поверхностной зоны толщиной, по крайней мере, 10 мкм, предпочтительно менее 30 мкм, содержит кубическую фазу, а также напластованные слои связующей фазы S. В этой внутренней части поверхностной зоны напластованные слои связующей фазы являются толстыми и хорошо развитыми, в то время как в наружной части поверхностной зоны они тонкие и очень мало простирающиеся. Содержание связующей фазы в поверхностной зоне, обогащенной этой фазой, выше номинального содержания связующей фазы во всей массе и имеет максимум во внутренней части B, превышающий номинальное содержание связующей фазы в 1,5-4 раза, предпочтительно в 2-3 раза. Кроме того, содержание вольфрама во внутренней B поверхностной зоны меньше, чем номинальное содержание вольфрама во всей массе, и равно менее 0,95, предпочтительно 0,75 - 0,9 номинального содержания вольфрама. Поверхностная зона, обогащенная связующей фазой, а также расположенная ниже ее зона C толщиной около 100 - 300 мкм с по существу номинальным содержанием WC, кубической фазы и связующей фазы не содержит никакого графита. Однако внутри металлокерамического сплава, соответствующего данному изобретению, C-пористость равнялась CO4 - CO8. Наверху поверхности металлокерамического сплава имеется слой кобальта и/или графита толщиной 1 - 2 мкм.
Данное изобретение применимо к металлокерамическим сплавам с варьируемыми количествами связующей фазы и кубической фазы. Связующая фаза предпочтительно содержит кобальт и растворенные карбидообразующие элементы, такие как вольфрам, титан, тантал и ниобий. Однако нет никаких оснований полагать, что намеренное или ненамеренное добавление никеля или железа должно заметно повлиять на результат. Небольшие добавки металлов, которые могут образовывать междуметаллические фазы со связующей фазой или любой другой формой дисперсии, также заметно не повлияют на результат.
Количество элементов, образующих связующую фазу, может изменяться в пределах между 2 и 10 мас.%, предпочтительно между 4 и мас.%. Количество элементов, образующих кубическую фазу, может изменяться довольно свободно. Этот процесс применим для металлокерамических сплавов с разным количеством титана, тантала, ниобия, ванадия, вольфрама и/или молибдена. Оптимальное сочетание ударной вязкости и сопротивления деформации достигается при количестве кубического карбида, соответствующем 4 - 15 мас.% элементов, образующих кубический карбид, титана, тантала, ниобия и т.д., предпочтительно 7 - 10 мас. %. Количество добавленного азота, введенного с порошком или в процессе спекания, определяет скорость растворения кубической фазы при спекании. Оптимальное количество азота зависит от количества кубической фазы и может изменяться в пределах между 0,1 и 3 мас.% на 1 мас.% элементов группы IVБ и VБ.
Количество углерода в связующей фазе, необходимое для достижения желаемой слоистой структуры в соответствии с данным изобретением, совпадает с эвтектическим составом, т. е. с насыщением графитом. Таким образом, оптимальное количество графита является функцией всех других элементов, и его невозможно легко определить. Содержание углерода можно контролировать либо очень точным проведением процесса смешивания и спекания, либо науглероживанием в связи со спеканием.
Производство металлокерамических сплавов в соответствии с данным изобретением наиболее предпочтительно осуществлять путем спекания предварительно спеченной или уплотненной азотсодержащей массы, которое для образования напластованных слоев проводится при вышеобсуждавшемся оптимальном количестве углерода, в инертной атмосфере или вакууме, в течение 15 - 180 мин, при 1380 - 1520oC, и последующего медленного охлаждения со скоростью 20 - 100 град/ч, предпочтительно 40 - 75 град/ч через зону затвердевания 1300 - 1220oC, предпочтительно 1290 - 1250oC. Альтернативный процесс включает спекание слегка субэвтектической массы в науглероживающей атмосфере, содержащей смесь CH4H2 и/или CO2/CO, в течение 30 - 180 мин при 1380 - 1520oC и последующее медленное охлаждение согласно вышеизложенному в аналогичной атмосфере, предпочтительно в инертной атмосфере или в вакууме.
На вставки из металлокерамических сплавов, соответствующие данному изобретению, предпочтительно наносят сами по себе известные тонкие износостойкие покрытия с применением метода химического парового осаждения (ХПО). Предпочтительно вначале наносят самое нижнее покрытие из карбида, нитрида, карбонитрида, оксикарбида, оксинитрида или оксикарбонитрида, например, предпочтительно титана, а затем окисное верхнее покрытие, предпочтительно из окиси алюминия. Перед нанесением покрытия удаляют кобальтовый и/или графитовый слой наверху поверхности металлокерамического сплава, например, электролитическим травлением или струйной очисткой.
Пример 1. Вставки для точения C11MG 120408 прессовали из порошкообразной смеси, состоящей из 2,2 мас.% Ti C, 0,4 мас.% TI CN, 3,6 мас.% TaC, 2,4 мас. % NbC, 6,5 мас.% Co и остальное - WC с содержанием 0,25 мас.% сверхстехиометрического углерода. Вставки спекали в H2 при температуре вплоть до 450oC для обеспарафинирования, а затем в вакууме до 1350oC и после этого в защитной атмосфере Ar в течение 1 ч при 1450oC. Эта часть процесса соответствует обычной практике. Охлаждение осуществляли при хорошо контролируемом понижении температуры со скоростью 60 град/ч в интервале температур 1200 - 1240oC в этой же защитной атмосфере, что и при спекании. После этого охлаждение продолжали подобно нормальному охлаждению в печи с сохранением защитной атмосферы.
По структуре поверхностная зона вставок, обогащенная связующей фазой, имела наружную часть A толщиной 15 мкм с умеренным обогащением связующей фазой и с по существу отсутствием кубической фазы, в которой была слабо развита слоистая структура связующей фазы. Ниже этой наружной части была расположена зона B толщиной 20 мкм, содержащая кубическую фазу и имеющая сильное обогащение связующей фазой в виде слоистой структуры связующей фазы. Максимальное содержание кобальта в этой части составляло около 17 мас.%. Еще ниже этой части B имелась зона C толщиной около 150 - 200 мкм c по существу номинальным содержанием кубической фазы и связующей фазы, но без графита. Внутри вставки графит присутствовал до содержания в CO8. На поверхности имелась тонкая пленка кобальта и графита. Эту пленку удаляли электрохимическим способом в сочетании со скруглением кромок. На вставки наносили покрытия толщиной около 10 мкм из Ti CN и Al2O3 с использованием известного метода ХПО.
Пример 2. Вставки для точения CNMG 120408 прессовали из порошкообразной смеси, подобной смеси в примере 1, но с содержанием около 0,20 мас% сверхстехиометрического углерода. Вставки спекали в H2 при температуре вплоть до 450oC для обеспарафирования, и затем в вакууме до 1350oC и после этого в течение 1 ч в науглероживающей атмосфере CH4/H2 при давлении 1 бар и температуре 1450oC. Охлаждение осуществляли в защитной инертной атмосфере при хорошо контролируемом понижении температуры со скоростью 60 град/с в интервале температур 1290 - 1240oC. После этого охлаждение продолжали подобно нормальному охлаждению в печи с сохранением защитной атмосферы.
Структура вставок была по существу идентичная структура вставок в предшествующем примере. Травление вставок, скругление их кромок и нанесение покрытий производили согласно примеру 1.
Пример 3. Сравнительный пример.
Из порошкообразной смеси, подобной смеси в примере 1, но с использованием Ti C вместо TI CN прессовали вставки аналогичного типа, которые спекали в соответствии с примером 1. По сравнению со структурой поверхностной зоны в примере 1, структура этой зоны вставок в этом примере отличалась тем, что зона A почти отсутствовала (менее 5 мкм), т.е. зона B с кубической фазой и сильным обогащением связующей фазой распространялась до поверхности, и отчетливый максимум кобальт составлял около 25 мас.%. Зона C имела такую же структуру, как и в примере 1. Травление вставок, скругление их кромок и нанесение покрытий производили согласно примеру 1.
Пример 4. Вставки для точения CNMG 120408 прессовали из порошкообразной смеси, состоящей из 2,7 мас.% T C, 3,6 мас.% TaC, 2,4 мас.% NbC, 6,5 мас.% Co и остальное - WC с содержанием 0,30 мас.% сверхстехиометрического углерода. Вставки спекали в H2 при температуре вплоть до 450oC для обеспарафинирования, затем в вакууме до 1350oC и после этого в защитной атмосфере Ar в течение 1 ч, при 1450oC. Эта часть процесса соответствует обычной практике.
Охлаждение осуществляли при хорошо контролируемом понижении температуры со скоростью 70 град/ч в интервале температур 1295 - 1230oC в той же защитной атмосфере, что и при спекании. После этого охлаждение продолжали подобно нормальному охлаждению в печи с сохранением защитной атмосферы.
По структуре поверхностная зона вставок имела наружную часть A толщиной 25 мкм с умеренным обогащением связующей фазой при по существу отсутствии кубической фазы и слоистой структуры связующей фазы. Ниже этой наружной части была расположена зона B толщиной 15 мкм, содержащая кубическую фазу и имевшая умеренное обогащение связующей фазой в виде слоистой структуры связующей фазы. Максимальное содержание кобальта в этой части составляло около 10 мас. %. Зона C и внутренняя часть вставок были такими же, как и в примере 1. Травление вставок, округление их кромок и нанесение покрытий производили согласно примеру 1.
Пример 5. Сравнительный пример.
Из порошкообразной смеси, подобной смеси в примере 1, прессовали вставки аналогичного типа, которые спекали в соответствии с примером 4, но без стадии контролируемого охлаждения.
По структуре поверхностная зона вставок имела самую наружную зону толщиной 20 - 25 мкм, умеренно обогащенную связующей фазой и по существу свободную от кубической фазы. Отсутствовала какая-либо тенденция к образованию слоистой связующей фазы. Ниже этой поверхностной зоны находилась зона толщиной около 75 - 100 мкм, обедненная связующей фазой и обогащенная кубической фазой. Минимальное содержание кобальта в этой зоне составляло около 5 мас.%. Внутренняя часть вставок имела C-пористость, CO8. Травление вставок, скругление их кромок и нанесение покрытий производили согласно примеру 4.
Пример 6. Вставки CN MG 120408 из примеров 1, 2, 3, 5 и 4 испытывали при прерывистой токарной обработке нелегированной стали с твердостью по Бринелю, равной 110. Испытание проводили при следующем режиме резания:
Скорость резания - 80 м/мин
Подача - 0,30 мм/об
Глубина резания - 2 см
30 режущих кромок каждого варианта работали до излома или максимум 10 мин. Ниже показан средний срок службы режущего инструмента.
Примеры - Средний срок службы режущего инструмента, мин
Пример 1 (изобретение) - 10 (без излома)
Пример 2 (изобретение) - 10 (без излома)
Пример 3 (известный способ) - 10 (без излома)
Пример 4 (изобретение) - 4,5
Пример 5 (известный способ) - 0,5
Чтобы по возможности сделать различия между примерами 1, 2 и 3, было повторено аналогичное испытание, но со смазочно-охлаждающей жидкостью. Получены следующие результаты:
Примеры - Средний срок службы режущего инструмента, мин
Пример 1 (изобретение) - 10 (все еще без излома)
Пример 2 (изобретение) - 10 )все еще без излома)
Пример 3 (известный способ) - 10 (все еще без излома)
Пример 4 (изобретение) - 1,5
Пример 5 (известный способ) - 0,1
Пример 7. Вставки из примеров 1, 2, 3, 4 и 5 испытывали при непрерывной токарной обработке сильнозакаленной стали с прочностью по Бринелю, равной 280. Использовали следующий режим резания:
Скорость резания - 250 м/мин
Подача - 0,25 мм/об
Глубина резания - 2 мм.
При работе возникала пластическая деформация режущей кромки, которая могла наблюдаться в виде износа задней грани на задней поверхности вставки. Время до износа задней грани в размере 0,4 мм измеряли для пяти режущих кромок, для каждой из которых получены следующие результаты:
Примеры - Средний срок службы режущего инструмента, мин
Пример 1 (изобретение) - 8,3
Пример 2 (изобретение) - 8,0
Пример 3 (известный способ) - 3,5
Пример 4 (изобретение) - 18,5
Пример 5 (известный способ) - 20,3
Как видно из примеров 6 и 7, вставки согласно данному изобретению (пример 4) показывают значительно лучшую ударную вязкость, чем вставки по известному способу, причем без значительного ухудшения их сопротивления деформации. Кроме того, вставки по данному изобретению в примерах 1 и 2 по сравнению с вставками по известному способу имеют явно лучшее сопротивление деформации без потери ударной вязкости. Очевидно, что может быть получен большой разброс в режущих свойствах и, следовательно, в области применения.

Claims (5)

1. Металлокерамический сплав с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, содержащий WC и кубические фазы в связующей фазе, отличающийся тем, что поверхностная зона имеет наружную часть, по существу свободную от кубической фазы, и внутреннюю часть, содержащую кубическую фазу и напластованные слои связующей фазы.
2. Сплав по п.1, отличающийся тем, что поверхностная зона имеет толщину менее 75 мкм, предпочтительно 20 - 50 мкм, наружная часть больше 10 мкм, предпочтительно менее 25 мкм, а внутренняя часть больше 10 мкм, предпочтительно менее 30 мкм.
3. Сплав по п.1 или 2, отличающийся тем, что во внутренней части максимальное содержание связующей фазы в 1,5 - 4,0, предпочтительно в 2 - 3 раза больше номинального содержания связующей фазы и минимальное содержание вольфрама менее 0,95 номинального содержания вольфрама в металлокерамическом сплаве.
4. Способ получения металлокерамического сплава с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, включающий спекание предварительно спеченной или необработанной массы, содержащей азот, с оптимальным количеством углерода, отличающийся тем, что спекание осуществляют в инертной атмосфере или в вакууме 15 - 180 мин при 1380 - 1520oC с последующим медленным охлаждением со скоростью 20 - 100 град/ч, предпочтительно 40 - 75 град/ч, через зону затвердевания 1300 - 1220oC, предпочтительно 1290 - 1250oC.
5. Способ получения металлокерамического сплава с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, отличающийся тем, что спекают слегка субэвтектическую массу в науглероживающей атмосфере, содержащей смесь CH4/H2 и/или CO2/CO, 30 - 180 мин при 1380 - 1520oC с последующим медленным охлаждением в той же атмосфере или предпочтительно в инертной атмосфере или вакууме.
RU93056637/02A 1992-12-18 1993-12-17 Металлокерамический сплав с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, и способы его получения RU2116161C1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE9203851-2 1992-12-18
SE9203851A SE505425C2 (sv) 1992-12-18 1992-12-18 Hårdmetall med bindefasanrikad ytzon

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU93056637A RU93056637A (ru) 1997-03-10
RU2116161C1 true RU2116161C1 (ru) 1998-07-27

Family

ID=20388197

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU93056637/02A RU2116161C1 (ru) 1992-12-18 1993-12-17 Металлокерамический сплав с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, и способы его получения

Country Status (10)

Country Link
US (2) US5451469A (ru)
EP (1) EP0603143B1 (ru)
JP (1) JPH06228700A (ru)
KR (1) KR100261521B1 (ru)
CN (1) CN1057570C (ru)
AT (1) ATE189707T1 (ru)
BR (1) BR9305109A (ru)
DE (1) DE69327838T2 (ru)
RU (1) RU2116161C1 (ru)
SE (1) SE505425C2 (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2664497C2 (ru) * 2013-07-03 2018-08-17 Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб Спеченное изделие и способ получения спеченного изделия

Families Citing this family (56)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5494635A (en) * 1993-05-20 1996-02-27 Valenite Inc. Stratified enriched zones formed by the gas phase carburization and the slow cooling of cemented carbide substrates, and methods of manufacture
DE69523342T2 (de) * 1994-05-19 2002-06-27 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Stickstoffenthaltende hartgesinterte Legierung
US6057046A (en) * 1994-05-19 2000-05-02 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Nitrogen-containing sintered alloy containing a hard phase
SE514283C2 (sv) * 1995-04-12 2001-02-05 Sandvik Ab Belagt hårmetallskär med bindefasadanrikad ytzon samt sätt för dess tillverkning
SE9504304D0 (sv) * 1995-11-30 1995-11-30 Sandvik Ab Coated milling insert
BR9611781A (pt) 1995-11-30 1999-02-23 Sandvik Ab Inserção revestida para torneamento e método de fabricação da mesma
SE510778C2 (sv) * 1996-07-11 1999-06-21 Sandvik Ab Belagt skär för finfräsning av grått gjutjärn
US5976707A (en) * 1996-09-26 1999-11-02 Kennametal Inc. Cutting insert and method of making the same
US5955186A (en) * 1996-10-15 1999-09-21 Kennametal Inc. Coated cutting insert with A C porosity substrate having non-stratified surface binder enrichment
US5752155A (en) * 1996-10-21 1998-05-12 Kennametal Inc. Green honed cutting insert and method of making the same
BR9712413A (pt) * 1996-10-21 1999-10-19 Kennametal Inc Método para produzir um corpo, aparelho para tratar um corpo parcialmente denso tendo uma rebarba, aparelho para tratar e transportar um corpo parcialmente denso produzido por uma prensa e aparelho para tratar um corpo parcialmente denso tendo uma rebarba através da incidência de uma corrente de fluido
US6214247B1 (en) * 1998-06-10 2001-04-10 Tdy Industries, Inc. Substrate treatment method
US6110603A (en) * 1998-07-08 2000-08-29 Widia Gmbh Hard-metal or cermet body, especially for use as a cutting insert
DE19845376C5 (de) * 1998-07-08 2010-05-20 Widia Gmbh Hartmetall- oder Cermet-Körper
ATE221140T1 (de) 1998-07-08 2002-08-15 Widia Gmbh Hartmetall- oder cermet-körper und verfahren zu seiner herstellung
SE9802488D0 (sv) * 1998-07-09 1998-07-09 Sandvik Ab Coated grooving or parting insert
SE9802487D0 (sv) 1998-07-09 1998-07-09 Sandvik Ab Cemented carbide insert with binder phase enriched surface zone
DE19907749A1 (de) 1999-02-23 2000-08-24 Kennametal Inc Gesinterter Hartmetallkörper und dessen Verwendung
SE9901244D0 (sv) 1999-04-08 1999-04-08 Sandvik Ab Cemented carbide insert
SE519828C2 (sv) 1999-04-08 2003-04-15 Sandvik Ab Skär av en hårdmetallkropp med en bindefasanrikad ytzon och en beläggning och sätt att framställa denna
US6217992B1 (en) 1999-05-21 2001-04-17 Kennametal Pc Inc. Coated cutting insert with a C porosity substrate having non-stratified surface binder enrichment
US6638474B2 (en) 2000-03-24 2003-10-28 Kennametal Inc. method of making cemented carbide tool
CN100378239C (zh) * 2000-03-24 2008-04-02 钴碳化钨硬质合金公司 硬质合金工具及其制备方法
JP4132004B2 (ja) * 2000-10-31 2008-08-13 京セラ株式会社 超硬合金部材の製造方法
SE520253C2 (sv) * 2000-12-19 2003-06-17 Sandvik Ab Belagt hårdmetallskär
SE0101241D0 (sv) * 2001-04-05 2001-04-05 Sandvik Ab Tool for turning of titanium alloys
US6589602B2 (en) * 2001-04-17 2003-07-08 Toshiba Tungaloy Co., Ltd. Highly adhesive surface-coated cemented carbide and method for producing the same
SE526604C2 (sv) 2002-03-22 2005-10-18 Seco Tools Ab Belagt skärverktyg för svarvning i stål
JP4313587B2 (ja) * 2003-03-03 2009-08-12 株式会社タンガロイ 超硬合金及び被覆超硬合金部材並びにそれらの製造方法
JP2005248309A (ja) * 2004-03-08 2005-09-15 Tungaloy Corp 超硬合金および被覆超硬合金
US7581906B2 (en) * 2004-05-19 2009-09-01 Tdy Industries, Inc. Al2O3 ceramic tools with diffusion bonding enhanced layer
SE529302C2 (sv) 2005-04-20 2007-06-26 Sandvik Intellectual Property Sätt att tillverka en belagd submikron hårdmetall med bindefasanriktad ytzon
AT501801B1 (de) * 2005-05-13 2007-08-15 Boehlerit Gmbh & Co Kg Hartmetallkörper mit zähem oberflächenbereich
SE529590C2 (sv) * 2005-06-27 2007-09-25 Sandvik Intellectual Property Finkorniga sintrade hårdmetaller innehållande en gradientzon
SE0602815L (sv) * 2006-12-27 2008-06-28 Sandvik Intellectual Property Belagt hårdmetallskär speciellt användbart för tunga grovbearbetningsoperationer
SE531670C2 (sv) * 2007-02-01 2009-06-30 Seco Tools Ab Texturerat alfa-aluminiumoxidbelagt skär för metallbearbetning
SE530850C2 (sv) 2007-03-12 2008-09-30 Sandvik Intellectual Property Sätt att tillverka ett keramiskt skär och ett keramiskt skär
SE0700602L (sv) * 2007-03-13 2008-09-14 Sandvik Intellectual Property Hårdmetallskär och metod att tillverka detsamma
US8889063B2 (en) 2007-12-21 2014-11-18 Sandvik Intellectual Property Ab Sintering furnace and method of making cutting tools
CN101921975A (zh) * 2010-05-20 2010-12-22 长沙华信合金机电有限公司 一种消除硬质合金中非化合碳相的生产工艺
JP5978671B2 (ja) * 2012-03-15 2016-08-24 住友電気工業株式会社 刃先交換型切削チップ
CN102672184B (zh) * 2012-06-05 2015-08-12 赣县世瑞新材料有限公司 矿用纳米稀土表面强化梯度硬质合金复合球齿及其制备方法
GB201302345D0 (en) * 2013-02-11 2013-03-27 Element Six Gmbh Cemented carbide material and method of making same
CN104249153B (zh) * 2013-06-25 2016-04-20 株洲钻石切削刀具股份有限公司 多气氛控制下的硬质合金烧结方法及烧结产品
EP3198045A1 (en) 2014-09-26 2017-08-02 Diamond Innovations, Inc. Cutters comprising polycrystalline diamond attached to a hard metal carbide substrate
KR101675649B1 (ko) * 2014-12-24 2016-11-11 한국야금 주식회사 절삭공구
CN104525952A (zh) * 2015-01-22 2015-04-22 四川科力特硬质合金股份有限公司 一种可适应常规机械加工的硬质合金压坯的制备方法
JP6879935B2 (ja) * 2015-04-30 2021-06-02 サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ 切削工具
CN108367355A (zh) 2015-12-16 2018-08-03 戴蒙得创新股份有限公司 具有非催化材料添加物的多晶金刚石刀具及其制造方法
US10287824B2 (en) 2016-03-04 2019-05-14 Baker Hughes Incorporated Methods of forming polycrystalline diamond
US11396688B2 (en) 2017-05-12 2022-07-26 Baker Hughes Holdings Llc Cutting elements, and related structures and earth-boring tools
US11292750B2 (en) 2017-05-12 2022-04-05 Baker Hughes Holdings Llc Cutting elements and structures
US11536091B2 (en) 2018-05-30 2022-12-27 Baker Hughes Holding LLC Cutting elements, and related earth-boring tools and methods
CN110284038B (zh) * 2019-04-26 2020-07-28 中南大学 一种具有强(111)织构的pvd涂层及其制备方法
CN110408829B (zh) * 2019-08-26 2021-07-16 广东技术师范大学 一种梯度多层涂层与梯度硬质合金相结合的刀具及其制备方法
CN114941097B (zh) * 2022-04-27 2023-02-17 山东大学 一种脱氮工艺制备表面富立方相梯度结构硬质合金的方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5487719A (en) * 1977-12-23 1979-07-12 Sumitomo Electric Industries Super hard alloy and method of making same
US4610931A (en) * 1981-03-27 1986-09-09 Kennametal Inc. Preferentially binder enriched cemented carbide bodies and method of manufacture
JPS6134103A (ja) * 1984-07-26 1986-02-18 Hitachi Metals Ltd 切削用コ−テイングチツプの製造方法
US4579713A (en) * 1985-04-25 1986-04-01 Ultra-Temp Corporation Method for carbon control of carbide preforms
US4649084A (en) * 1985-05-06 1987-03-10 General Electric Company Process for adhering an oxide coating on a cobalt-enriched zone, and articles made from said process
JPS63169356A (ja) * 1987-01-05 1988-07-13 Toshiba Tungaloy Co Ltd 表面調質焼結合金及びその製造方法
CA1319497C (en) * 1988-04-12 1993-06-29 Minoru Nakano Surface-coated cemented carbide and a process for the production of the same
JP2684721B2 (ja) * 1988-10-31 1997-12-03 三菱マテリアル株式会社 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具およびその製造法
US5310605A (en) * 1992-08-25 1994-05-10 Valenite Inc. Surface-toughened cemented carbide bodies and method of manufacture
JP2700216B2 (ja) * 1992-10-26 1998-01-19 株式会社エース電研 パチンコ機

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
2. US, патент, 4610931, кл . B 22 F 3/16, 1986. *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2664497C2 (ru) * 2013-07-03 2018-08-17 Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб Спеченное изделие и способ получения спеченного изделия

Also Published As

Publication number Publication date
DE69327838D1 (de) 2000-03-16
US5649279A (en) 1997-07-15
SE505425C2 (sv) 1997-08-25
CN1089532A (zh) 1994-07-20
EP0603143B1 (en) 2000-02-09
US5451469A (en) 1995-09-19
CN1057570C (zh) 2000-10-18
BR9305109A (pt) 1994-07-05
KR940013677A (ko) 1994-07-15
JPH06228700A (ja) 1994-08-16
ATE189707T1 (de) 2000-02-15
KR100261521B1 (ko) 2000-07-15
DE69327838T2 (de) 2000-10-12
EP0603143A3 (en) 1995-09-27
SE9203851D0 (sv) 1992-12-18
SE9203851L (sv) 1994-06-19
EP0603143A2 (en) 1994-06-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2116161C1 (ru) Металлокерамический сплав с поверхностной зоной, обогащенной связующей фазой, и способы его получения
US4548786A (en) Coated carbide cutting tool insert
US4497874A (en) Coated carbide cutting tool insert
US5310605A (en) Surface-toughened cemented carbide bodies and method of manufacture
JP3448304B2 (ja) 切削工具インサート
US5374471A (en) Multilayer coated hard alloy cutting tool
EP1348779A1 (en) Coated cutting tool for turning of steel
USRE35538E (en) Sintered body for chip forming machine
US20090011267A1 (en) Sintered Cemented Carbides Using Vanadium as Gradient Former
US5306326A (en) Titanium based carbonitride alloy with binder phase enrichment
JPH07503996A (ja) 富バインダ相表面領域を有する超硬質合金炭化物
US6468680B1 (en) Cemented carbide insert with binder phase enriched surface zone
KR20040084760A (ko) 피복 절삭공구 인서트
EP1314790A2 (en) Cemented carbide with binder phase enriched surface zone
US7939013B2 (en) Coated cemented carbide with binder phase enriched surface zone
JP3269305B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JPH04231467A (ja) 被覆ＴｉＣＮ基サーメット
JP2927181B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JP3230372B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性および耐欠損性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JP2771336B2 (ja) 被覆ＴｉＣＮ基サーメット
JP2660180B2 (ja) 被覆超硬工具
JP3265885B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JP2927182B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
IL107976A (en) Glued carbide with the help of a surface enriched in the phase of a binder and a method for its production
JP3230373B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性および耐欠損性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具

Legal Events

Date Code Title Description
RH4A Copy of patent granted that was duplicated for the russian federation

Effective date: 20050629

PC4A Invention patent assignment

Effective date: 20060420

PC4A Invention patent assignment

Effective date: 20061009