SE452341C - Sätt att framställa en sintrad hårdmetallprodukt med två dispersa faser och en bindefas - Google Patents

Description

452 341 Ett ändamål med föreliggande uppfinning är åstadkommande av ett sätt för framställning av en hårdmetallegering med ett lågt pris.

Ett annat ändamål med föreliggande uppfinning är åstadkommande av ett sätt för framställning av en WC-baserad eller (Mo, W)C-baserad hårdmetallegering med bättre mekanisk seghet och termisk sprick- beständighet än de tidigare förekommande hârdmetallegeringarna av WC-TiC-TaC-Co-typ.

Vidare är ett ändamål med föreliggande uppfinning erhållande av ett sätt för framställning av en WC-baserad eller (Mo, W)C-baserad hård- metallegering, i vilken kristaller av B1-typ är homogent fördelade i form av mikropartiklar.

Dessa ändamål kan uppaås genom ett sätt att framställa en sintrad hårdmetallprodukt med en struktur bestående av två dispersa faser och en kontinuerlig metallisk bindemedelsfas, där de dispersa fa- serna utgörs av en kristallisk karbidfas bestående av WC- eller (Mo, W)C-kristaller respektive en kristallisk fas av B1-typ med ett Nb/(Ta + Nb)-molförhållande av minst 0,5 och ett N/(C + N)-mol- förhållande av 0,1-0,5 och bindemedelsfasen består av järnmetall, varvid 8-75 vikt-% WC- och/eller (Mo, W)C-kristallpulver, 6-66 vikt-% kristallpulver av blandad karbonitrid, 4-39 vikt-% pulver av É1- faskristaller innehållande Nb, eventuellt upp till 2 vikt-% TaC- eller TaN-kristallpulver, eventuellt upp till 8 vikt-% (Ti, W)C- kristallpulver samt 6-14 vikt-% järnmetallpulver blandas, varpå blandningen utsätts för sintring vid en temperatur av 1350-150OOC under ett kvävepartialtryck av 0,1 - 500 torr, varvid kvävepartial- trycket upprätthålls kontinuerligt eller intermittent under stegen av temperaturökning, temperaturupprätthållande och kylning, vil- ket kännetecknas av att kristallpulvret av blandad karbonitrid har sammansättningen (TixWy)(CuNv)Z, vari x+y = 1, u+v = 1, 0,7íxí0,9, 0,1íyí0,3, 0,7íuí0,9, 0,1íví0,3 och zí1,0, så att B1-kristallerna i den bildade hårdmetallprodukten blir i form av fina partiklar, ÄR; varigenom utmärkta skäregenskaper hos produkten uppnås.

Pâ bifogade ritningar illustreras fördelarna med legeringen fram- ställd med sättet enligt föreliggande uppfinning, varvid fig. 1 är ett mikrofotografi med 1500 gångers förstoring, vilket visar 3 452 341 strukturen av en legering (legering A) framställd enligt förelig- gande uppfinning, och fig. 2 är ett mikrofotografi av samma för- storing, vilket visar strukturen för en legering (legering L) en' ligt tidigare teknik.

Det har visat sig genom omfattande undersökningar av WC-baserade hårdmetallegeringar innehållande Nb i kristaller av B1-typ, att även om mängden Nb är större än mängden Ta, är kristallerna av B1- typ homogent fördelade i form av mikropartiklar, så att därigenom den mekaniska segheten och termiska sprickbeständigheten ökas ge- nom införande av kväve.

Detta innebär att i enlighet med föreliggande uppfinning framstäl- les en hårdmetallegering innehållande Nb i en större mängd än Ta i kristaller av B1-typ, varvid legeringen uppvisar utmärkt slitstyr- ka och har ett lågt pris genom användningen av Nb, som är stabil i fråga om tillgång och pris. Kristallerna av B1-typ är i form av mikropartiklar och är homogent fördelade på grund av halten kväve.

Sålunda uppvisar denna hårdmetallegering en ökad termisk lednings- förmåga, ökad hàllfasthet och är utmärkt i fråga om termisk sprick- beständighet liksom även i fråga om mekanisk seghet.

Det är således väsentligt att den sintrade hârdmetallegeringen en- ligt föreliggande uppfinning uppvisar en metallisk struktur av tre faser, innefattande åtminstone en karbidfas bestående av WC- eller (Mo, W)C-kristaller, en kristallisk fas av B1-typ med ett Nb/ (Ta + Nb)-molförhàllande av minst 0,5, och Fe-metall, varvid kristallen av B1-typ uppvisar ett N/(C + N)~molförhållande av 0,1- 0,5 och är i form av fina partiklar. Halten kväve i legeringen sta- biliseras genom sintring i en kvävgasatmosfär och B1-typkristal- lerna innehållande kväve har benägenhet att vara i form av mikro- partiklar. Hårdmetallprodukten enligt föreliggande uppfinning upp- visar bättre slitstyrka, mekanisk seghet och termisk sprickbestän- dighet än legeringar enligt tidigare teknik av WC-TiC-TaC-Co-typ.

På fig. 1 visas ett mikrofotografi, som visar strukturen för en legering framställd enligt föreliggande uppfinning, där finare par- tiklar av kristaller av B1-typ är fördelade än vad som förekommer i legeringen enligt tidigare teknik, som visas i fig. 2.

Skälen till att kompositionen för legeringen, som framställes en- ligt uppfinningen, specificerad enligt ovan, åskâdliggöres i det 452 341 följande: I en sintrad hàrdmetallprodukt med en metallisk struktur beståen- de väsentligen av tre faser, innefattande minst en kristallisk karbidfas bestående av WC- och (Mo, W)C-kristaller, en kristallisk fas av B1-typ med ett Nb/(Nb + Ta)-molförhållande av minst 0,5 och en Fe-metall, är N/(C + N)-molförhållandet för kristallerna av B1- typ begränsat till 0,1-0,5. Då mängden Nb ökas inom omrâdet för ett Nb/(Ta + Nb)-molförhållande av minst 0,5, bildar kristallerna av É1-typ eg mikropartiklar, om N/(C + N)-molförhållandet är mind- re än 0,1, och sintring är otillfredsställande och resulterar i dålig inverkan på resultatet om förhållandet är över 0,5.

De blandade karbonitriderna, som representeras genom den generel- la formeln (Ti W )(C N ) , varvid x, y, u, v och z uppfyller sam- XY “V2 << << <> << = 1, 0,7=x=0,9, 0,1=y=0,3, O,7=u=0,9, 0,1=v=O,3 och z§1,0, är stabila vid denitrifiering upp till 1500°C och då de tillsättes till en legering är de i stånd att ge utmärkta skär- egenskaper på grund av de föreliggande fina partiklarna däri. banden x+y = 1, u+v Då X < 0,7 är ej kväve stabilt upplöst och då x > 0,9 blir den blandade karbonitriden i sig själv spröd. Då y < 0,1 blir själva den blandade karbonitriden spröd och då y > 0,3 är kvävet ej stabilt upplöst för bildning av WC och (T, W)(C, N). Då u < 0,7 och v < 0,3 har kvävet benägenhet att lätt avges, och då u > 0,9 och v > 0,1 är effekten av kvävets upplösning liten och den blandade karbonitriden blir i sig själv grov, då den tillsättes till legeringar. Då z > 1,0 föreligger fritt kol i den blandade karbonitriden.

Vid framställningen av legeringar enligt uppfinningen blandas pul- ver, som består av WC-kristaller och/eller (Mo, W)C-kristaller, kristaller av B1-typ och Fe-metaller, och utsättes därefter för sintring, varvid pulvret hålles intermittent eller kontinuerligt under ett kvävepartialtryck av 0,1 - 500 torr under stegen för temperaturökning, upprätthållande av temperaturen och kylning.

Som kristaller av B1-typ innehållande Nb användes en eller flera karbider, nitrider och karbonitrider av Nb, som t.ex. NbC, NbN.

Sintringstemperaturen är 1350-1500oC.

Vidare resulterar användningen av ett råmaterial innehållande kvä- 452 341 ve i kristallerna av B1-typ, t.ex. (TiO'7Nb0'1W0,2)(Co'8N0'2),I&N, NbCN etc, i en tendens till att kristallerna av B1-typ är i form av fina partiklar. Även om syre införes i kristallen av B1-typ, pâverkas effekterna eller fördelarna enligt föreliggande uppfin- ninf knappast. Vidare kan WC i en hårdmetallegering ersättas med beräknad mängd av molybdenmonokarbid innehållande volframmonokar- bid och 10-100 molprocent molybdenmonokarbid, dvs (Mo, W)C, utan försämring eller förlust av effekterna enligt föreliggande uppfin- ning.

Legeringen framställd enligt föreliggande uppfinning är naturligt- vis lämplig som ett substrat för ett verktyg bestående av en hård- metallegering överdragen med ett eller flera hårda skikt av TiC, TiCN, TiN, Al2O3, HfC-etc.

Följande exempel presenteras för att illustrera föreliggande upp- finning mera detaljerat utan att den begränsas därav.

Exempel 1 Pulvriserade råmaterial med den i tabell 1 visade sammansättnin- gen blandades och 1,5 viktprocent paraffin tillsattes dessutom som presshjälpmedel, varpå blandningen maldes i kulkvarn i aceton un- "der 100 timmar med användning av ett kärl av 18-8 rostfritt stål och kulor av en hård WC-Co-legering. Blandningen torkades däref- ter, pressades under ett tryck av 1,5 ton/cmz för bildning av en insats för skärning, hölls vid 400OC i vakuum för avlägsnande av paraffinet och hölls därefter vid en sintringstemperatur av 1400oC i en reducerad kvävgasatmosfär med ett kvävepartialtryck av 50 torr under 1 timme, varigenom en sintrad kropp erhölls.

Egenskaperna för de erhållna legeringarna och resultaten av skär- prov visas i tabell 2, varav klart framgår att legeringarna enligt föreliggande uppfinning uppvisar bättre egenskaper än jämförelse- legeringarna. 452 341 Tabell 1 (vikt~%) 8,0 i :šïv (Tioflwmïš) ' ggpš. wc (C0,0N0,2) (T*0,6W0,4)C 'rac Nbc A 69,0 15,0 - - 7,0 5 60,0 15,0 - 1, 4,0 c 59,0 24,0 - 1, 0,0 D 62,0 20,0 - - 11,0 _0 0,0 60,0 0,0 - 12,0 F 10,0 66,0 - - 15,0 G 75,0 6,0 - - 10,0 H 63,0 25,0 - - 0,0 I 36,5 16,0 - - 39,0 J som zfio - - 4» K - 14,0 - - 0,5 L 54,0 - 27,0 12,0 - M 56,0 - 20,0 6,0 1,0 N 52,0 - 25,0 - - 0 7,0 - 67,0 15,0 3,0 (Tao 80001210 Tan Nbn (M6O'5w0,5)c co Ni A - - - - 9,0 - 0 - - - - 9,0 - c - - 1,0 - 7,0 - 0 - 1,0 - - 6,0. - 0 - - 2,0 - 10,0 - F - - - - 9,0 - 0 - - - ~ 9,0 - H - 1,0 - - 0,0 - I - - - - 0,5 - J - 2,0 10,0 - 13,0 1,0 K - - - 60,0 5,0 4,5 L - - - - 0,0 - M - - - - 9,0 - N 16,0 - - - 7,0 - O _ _ _ _.

Prov* Legeríngsegenskap 452 341 T a b e l 1 2 Slitstyrke- _ Seghets- Termiskt hårdhet tvarbrott- prov prov sprickbestän- hållfa thet VB Flank- Brottför- dighetsprov (H ) (KP/mm ) ~ - hållande** Antal värme- RA notnlng . k ( Sprlc Ûr' A 91,1 200 0,12 31,0 U B 90,0 205 0,13 -33,0 M C 91,3 200 0,12 35,0 U D 91,M 210 0,12 32,0 5 E 92,0 190 0,08 00,0 7 F 91,9 191 0,09 01,0 8 G 89,0 212 0,1u 26,5 2 H 90,1 200 0,13 32,0 U I 90,9 210 __ 0,12 38,0 M J 91,2 213 0,12 32,0 U K 90,9 210 0,10 33,0 5 L 91,1 207 0,18 50,0 11 M 91,7 198 0,16 65,0 15 N 91,0 210 0,17 05,0 12 O 92,0 190 0,08 60,0 15 Anm: * Prov A - K Legeringar enligt föreliggande upp- finníng Prov L - O Jämförelselegeríngar *i Antal avbrutna hörn Anta testnörn X 100 Slitstgrkeprov scM 3 (Hx = 36), sN0 N32 V = 120 m/min, d = 2 mm, f = 0,30 mm/varv, T = 10 min.

Seghetsgrov SCM 3 (spårad, Hx = 36), 15,2 cm skär, SPG N22 V = 80 m/min, d = 2 mm, f = 0,00 mm/kant, T = I min.

Termiswzsprickbeständighetsprov SCM 3 (Hx = 36), 15,2 1H0 m/min d = 3 mm, f = 0,50 mm/kant, T = 10 min. cm skär, SPG H25, V = 452 541 Exempel 2 En nårdlödd fräs framställdes av legering A, framställd en- ligt exempel 1, och utsattes för ett test. Sålunda erhölls en hårdmetallfräs, vars flanknötning reducerats till unge- fär hälften för en kommersiell hårdlödd fräs av hårdmetall- legering, och legeringen enligt föreliggande uppfinning gav mycket bättre resultat ifråga om spånavgivande slitage, så- som framgår i följande tabell: T a b e l l 3: Testresultat för fräs Enligt uppfinningen Normal förslitning, (legering C)'° VB = 0,05 mm Jämförelseprov, kommersi- ella hårdmetallegeringar Spånavgivande slitage, P 20-P30 VB = 0,08 mm Testbetingelser: Arbetsstycke: S H5 C (HB = 180) Använt verktyg: Fräs m (modul) = 1,25 (antal tän- der = 12) Wi V = 250 m/min f 3 mm/varv Kylmedel: vattenlösligt oljehaltigt medel.

Exempel 3 Med användning av legering B (tabell 1), framställd enligt exempel 1, utfördes ett test genom ett stort kantskär. Som jämförelsematerial användes en kommersiell hårdmetallege- ring, P 30. Resultaten visas i följande tabell, varav fram- går att legeringen enligt föreliggande uppfinning är över- lägsen jämförelsematerialet. 9 T a b e 1 1 H 452 341 Resultat för stort kantskär Legering enligt Verktygets livs- Typ av brott för uppfinningen längd verktyget (Antal arbetsstycken) 1000 eller mer Normal förslitning (ingen spånbildning) Jämförelsematerial (kommersiell hård- 1000 Spånbildning från metallegering P 30) sprickor Testbetíngelser: 3 Arbetsstycke: S 50 C (HS = 38) Använt verktyg: Stort kantskär 63,5 cm Skärbetingelser: V = f = 0,32 mm/t. 130 m/min, d = 2-H mm, di!

Claims (1)

1. 0 15 20 452 341 10 Patentkrav Sätt att framställa en sintrad hårdmetallprodukt med en struktur bestående av två dispersa faser och en kontinuerlig metallisk bindemedelsfas, där de dispersa faserna utgörs av en kristallisk karbidfas bestående av WC-kristaller respekti- ve en kristallisk fas av Bl-typ med ett Nb/(Ta + Nb)-molför- hållande av minst 0,5 och ett N/(C + N)-molförhållande av 0,1-0,5 och bindemedelsfasen består av järnmetall, varvid 8- 75 vikt-% WC-kristallpulver, 6-66 vikt-% kristallpulver av blandad karbonitrid, 4-39 vikt-% pulver av Bl-faskristaller innehållande Nb, eventuellt upp till 2 vikt-% TaC- eller TaN- kristallpulver, eventuellt upp till 8 vikt-% (Ti, W(C-kris- tallpulver samt 6-14 vikt-% järnmetallpulver blandas, varpå blandningen utsätts för sintring vid en temperatur av 1300- l500°C under ett kvävepartialtryck av 0,1-500 torr, varvid kvävepartialtrycket upprätthålls kontinuerligt eller inter- mittent under stegen av temperaturökning, temperaturupprätt- hållande och kylning, kännetecknat av att kristallpulvret av blandad karbonitrid har sammansättningen (Tixwy) (CuNv)Z, vari x+y = 1, u+v = 1, O,7íx¿O,9, O,l5y50,3, 0,7íu50,9, O,15v¿O,3 och z51,0, så att Bl-kristallerna i den bildade hårdmetall- produkten blir i form av fina partiklar, varigenom utmärkta skäregenskaper hos produkten uppnås. 11 Sammandrag Sätt att framställa en Sintrad hårdmetallprodukt med utmärkta skäregenskaper och med en struktur bestående av två dispersa faser och en kontinuerlig metallisk bindemedelsfas, där de dis- persa faserna utgörs av en kristallisk karbidfas bestående av WC- eller (Mo, W)C-kristaller respektive en kristallisk fas av B1-typ med eU;Nb/(Ta + Nb)-molförhållande av minst 0,5 och ett N/(C + N)-molförhållande av 0,1-0,5 och bindemedelsfasen består av järnmetall, varvid 8-75 vikt-% WC- och/eller (Mo, W)C-kristall- pulver, 6-66 vikt-% kristallpulver av blandad karbonitrid med sammansättningen (TiXWy)(CuNV)z, vari x+y = 1, u+v = 1, 0,7íx 50,9, 0,1íyí0,3, O,7§uí0,9, 0,1íví0,3 och zí1,0, 4-39 vikt-% pulver av B1-faskristaller innehållande Nb, eventuellt upp till 2 vikt-% TaC- eller TaN-kristallpulver, eventuellt upp till 8 vikt-% (Ti, W)C-kristallpulver samt 6-14 vikt-% järnmetallpulver blandas, varpå blandningen utsätts för sintring vid en temperatur av 1350- 1500oC under ett kvävepartialtryck av 0,1 - 500 torr, varvid kvä- vepartialtrycket upprätthålls kontinuerligt eller intermittent under stegen av temperaturökning, temperaturupprätthållande och kylning.