WO1995030030A1 - Cermet und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

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WO1995030030A1
WO1995030030A1 PCT/DE1995/000434 DE9500434W WO9530030A1 WO 1995030030 A1 WO1995030030 A1 WO 1995030030A1 DE 9500434 W DE9500434 W DE 9500434W WO 9530030 A1 WO9530030 A1 WO 9530030A1
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cermet
binder
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PCT/DE1995/000434
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Inventor
Hans Werner Daub
Klaus Dreyer
Original Assignee
Widia Gmbh
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    • 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
    • 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
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    • Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension
    • Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
    • Y10T428/264—Up to 3 mils
    • Y10T428/265—1 mil or less

Definitions

  • the invention relates to a cermet with a hard material content of 95 to 75% by mass and 5 to 25% by mass binder as the remainder made of cobalt and / or nickel, the hard material hare consisting of carbonitrides with a cubic B1 crystal structure and 30 to 60 masses % Ti, 5 to 25 mass% W, 5 to 15 mass% Ta, of which up to 70 mass% can be replaced by Nb, 0 to 12 mass% Mo, 0 to 5 mass% V, 0 to 2 mass% Cr, 0 to
  • the (C + N) content in the carbonitride phase is> 80 mol%
  • the nitrogen content N / (C + N) is between 0.15 and 0.7 and in the binder phase up to
  • the hard material phases essentially have a core-edge structure.
  • the invention further relates to a method for producing such a cermet by mixing, grinding, granulating and pressing a starting mixture containing corresponding constituents and then sintering.
  • EP 0 344 421 A1 proposes a cermet which should either have an average grain size of the hard material phase in the surface layer compared to a core with a penetration depth of 0.05 mm, which is between 0.8 to 1.2 times the average grain size of the hard material phase in the cermet core or in the same penetration depth relates to a binder phase which corresponds to 0.7 to 1.2 times the average binder content of the cermet core or in which the hardness in the aforementioned penetration depth is between 0.95 and 1 , l times the average hardness of the cermet core.
  • the starting mixture is sintered after grinding, mixing and pre-pressing, in a first stage up to 1300 ° C.
  • EP 0 368 336 B1 describes a cermet substrate with a hard surface layer in which the region with the maximum hardness is present at a depth between 5 ⁇ m and 50 ⁇ m from the substrate surface, and the substrate surface has a hardness of 20 to 90% of maximum hardness.
  • the pre-pressed mixture is subjected to an initial temperature increase to 1100 ° C. in a vacuum, a subsequent temperature increase from 1100 ° C. to a temperature range between 1400 ° C. and 1500 ° C. in a nitrogen atmosphere and a final sintering in a vacuum .
  • EP 0 374 358 B1 describes a process for producing a cermet with 7 to 20% by weight binder phase and a hard phase made from titanium carbide, titanium nitride and / or titanium carbonitride with 35 to 59% by weight Ti, 9 to 29% by weight. %, 0.4 to 3.5% by weight of Mo, 4 to 24% by weight of at least one metal composed of Ta, Nb, V and zirconium, 5.5 to 9.5% by weight of N 2 and 4 , 5 to 12 wt .-% C.
  • the formulated mixed, dried and pre-pressed mass is sintered in such a way that the temperature is raised to 1350 ° C.
  • the nitrogen atmosphere being adjusted to 1 Torr at 1350 ° C., the nitrogen partial pressure together is gradually increased with the temperature increase from 1350 ° C. to the sintering temperature, the nitrogen atmosphere being set to 5 torr at the sintering temperature.
  • EP 0 492 059 A3 describes a cermet body, the hardness of which is not less than 1 mm higher than in the interior of the cermet, the binder content being in a layer thickness can be minimized from 0.5 to 3 ⁇ m compared to the core substrate.
  • the cermet should have a hard material coating in a thickness of 0.5 to 20 ⁇ m made of carbides, nitrides, oxides and borides of titanium and Al2O3.
  • a green compact is first heated to a temperature between 1100 ° C. and 1400 ° C. under vacuum, then nitrogen gas is admitted to a pressure at which the partial nitrogen pressure is between 5 and 10 Torr, so that the substrate surface is denatured.
  • the sintering and the final cooling are carried out under a non-oxidizing atmosphere, such as a vacuum or an inert gas atmosphere.
  • the body is coated using CVD or PVD.
  • EP 0 499 223 A1 proposes to produce a high-viscosity cermet, the relative concentration of the binder in a 10 ⁇ m thick layer near the surface to 5 to 50% of the average mean content of binder in the cermet core and in the layer below it from 10 ⁇ m to 100 ⁇ m Penetration depth to set the binder content to 70 to 100% relative to the cerium core, compressive stresses of 30 kgf / mm 2 and more being present on the surface.
  • the sintering is carried out under nitrogen gas at a constant pressure of 5 to 30 torr and the cooling under vacuum at a cooling rate of 10 to 20 ° C./min.
  • EP 0 515 340 A3 describes a cermet with a zone near the surface enriched in binder.
  • EP 0 519 895 A1 discloses a cermet with a three-layered edge zone, in which the first layer is rich in TiN to a depth of 50 ⁇ m, the next layer has a penetration depth of 50 to 150 ⁇ m with a binder enrichment and the next layer from 150 ⁇ m to 400 ⁇ m with a binder depletion relative to the inside of the cermet core.
  • the sintered body becomes this in an atmosphere of N 2 and / or NH3, optionally in combination with CH 4 , CO, C0 2 at 1100 ° C to 1350 ° C for one to 25 hours under atmospheric pressure or a pressure above 1.1 bar.
  • the cermets known from the prior art either have different binder contents on the surface, which can be recognized by their spotty appearance, or tend to adhere the binder to the sintered base, which leads to changes in the composition in the contact zone because of the reactions involved.
  • Further disadvantages of the cermets known according to the prior art are a partially high surface roughness and, in the case of increased binder metal contents in the surface, poor adhesion of wear protection layers applied there. If there is an increased proportion of nickel in the surface, CVD coating is not possible at all.
  • the disadvantages mentioned speak in particular against the use of the cermet as a cutting insert for machining.
  • the cermet mentioned in claim 1 which, in contrast to the previously known cermets, can only be measured in a surface layer determined by a penetration depth of 0.01 to 3 ⁇ m, and can be measured by an energy-dispersive micro analysis on a measuring surface> (0, 5 x 0.5) mm 2 , the content of Co and / or Ni binder in relation to the underlying cermet core areas is ⁇ 90% by mass, one in each case in the cermet core on the one hand and in the surface layer on the other uniform binder metal distribution is present.
  • the cermet is present in a homogeneous structure, which should not rule out the presence of core edge structures of the hard material phase.
  • the 0.01 to 3 ⁇ m thick surface layer relative to the underlying cermet core has a binding content of cobalt and / or nickel which is less than 30% by mass, while the titanium content is 110 to 130%.
  • the sum of the contents of tungsten, tantalum and any proportions of molybdenum, niobium, vanadium and / or chromium in the surface layer mentioned is 70 to 100 masses relative to the underlying cermet core areas -%.
  • the core areas lying under the surface layer mentioned have at least essentially a hard material phase with a core edge structure.
  • the hard material phase in the surface layer can only be present homogeneously or with the core edge structure intended for the core, and possibly also partially.
  • the cermet has a zone immediately below the surface layer to a depth of at least 50 ⁇ m, maximum 600 ⁇ m, which has a porosity according to ISO4505 of ⁇ A02 and ⁇ B02 and in the underlying core ⁇ A08 and ⁇ B04 having.
  • the further preferably low roughness depths R ⁇ ⁇ 6 ⁇ m or Rg ⁇ 5 ⁇ m have an effect.
  • the hardness HV30 is preferably constant in the surface area.
  • the cermet in the surface layer with a depth between 0.01 and 3 ⁇ m has a Co and / or Ni binder content ⁇ 90% by mass with a Ti content between 100% and 120% relative to the core area and the The sum of the contents of W, Ta and possibly Mo, Nb, V, Cr is 80 to 100% by mass.
  • the cermet can have one or more wear protection layers which consist of carbides or nitrides of titanium and / or of Al 2 O 3 , preferably applied by the CVD process.
  • the cermet described is preferably produced by the method set out in claim 10. Thereafter, a mixture containing the components determined according to claim 1 is ground, granulated and pre-pressed and then sintered, preferably in sintering furnaces with graphite heating conductors. After pressing, the green body is first heated up to the melting temperature of the binder phase under vacuum with a pressure ⁇ 10 -1 bar, then further heated up to the sintering temperature, which is between 1450 to 1530 ° C., where the temperature is 0.2 to Hold for 2 hours and then the body is cooled to 1200 ° C.
  • the last heating, holding and cooling is carried out in a gas mixture of N 2 and CO with an N 2 / (N 2 + CO) ratio between 0.1 and 0.9 under an average pressure of 10% to 80% of the mean alternately in a period between 40 and 240 sec, preferably 40 to 180 sec.
  • the N / (N 2 + C0) ratio is determined by the equation
  • the procedure described above is to be understood in such a way that an average pressure value remains constant over the entire heating up process from the melting point of the binding phase, sintering and cooling to 1200 ° C., but the pressure fluctuates periodically around this average pressure value, in particular due to a uniform deflection higher and lower values.
  • the fluctuation amplitude can be sinusoidal or sawtooth-shaped or have shapes derived therefrom.
  • only the pressure fluctuations described lead to a thin, uniform influencing of the surface layer of the type described above.
  • the sintered body can be subjected to hot isostatic pressing under argon at temperatures near the sintering temperature and pressures above 30 bar after the sintering. While the body produced without the subsequent hot isostatic pressing shows a significantly reduced binder content of less than 30% by mass in the surface layer up to a maximum penetration depth of 3 ⁇ m, the subsequently hot isostatically pressed body sometimes has higher binder contents, which, however, is still below 90%. relative to the binder content in the cermet core.
  • cermet bodies are only subjected to sintering.
  • the setting of the gas atmosphere during sintering can be seen from FIGS. 1 and 2. Show it Fig. 1 shows the linear relationship between the
  • Fig. 2 shows the dependence of the setting of the middle
  • the respective value x represents the relative nitrogen content in the cermet, namely the ratio N / (C + N) and the value y the setting of the gas mixture N 2 / (N 2 + CO).
  • the limit values are predetermined by cermet nitrogen contents between 0.15 and 0.7, to which settings of the gas mixture of 0.1 and 0.9 are assigned. All the values in between can be taken from the graphical representation, fluctuations up or down of 10% are permitted. The same applies to the representation according to FIG. 2, where the ordinate y represents the mean pressure in bar and the abscissa represents the binder content x in mass%.
  • the mean pressure to be set is 20 mbar, with a binder content of 5% by mass 6 mbar, with deviations from the mean value of up to 10% being permitted here as well.
  • the pressures set in the sintering furnace then fluctuate around a constant mean pressure value, namely by alternating at least 10% upwards and downwards.
  • step 3 with the proviso that no CO was blown in and the set N 2 pressure was constant at 20 mbar.
  • Example 1 invention-moderator cermet equal
  • the total binder content is 16.9% by mass.
  • the starting mixture was, as is known from the prior art, ground, mixed and pre-pressed. The following process steps were then used:
  • a comparative body was subjected to the same process steps 1, 2 and 4, process step 3, however, with the proviso that no CO was blown in and the N pressure was constantly 20 mbar.
  • Example 4 cermet according to the invention

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Cermet mit einem Hartstoffanteil von 95 bis 75 Massen-% und 5 bis 25 Massen-% Co- und/oder Ni-Binder, wobei die Hartstoffphase aus Carbonitriden mit kubischer B1 Kristallstruktur besteht und 30 bis 60 Massen-% Ti, 5 bis 25 Massen-% W, 5 bis 15 Massen-% Ta, wovon bis zu 70 Massen-% durch Nb ersetzt sein können, 0 bis 12 Massen-% Mo, 0 bis 5 Massen-% V, 0 bis 2 Massen-% Cr, 0 bis 1 Massen-% Hf und/oder Zr enthält, der (C+N)-Gehalt in der Carbonitridphase > 80 Mol % beträgt, der Stickstoffanteil N/(C+N) zwischen 0,15 und 0,7 liegt und in der Binderphase bis zu 2 Massen-% Al und/oder metallisches W, Ti, Mo, V und/oder Cr gelöst sind. In einer durch eine Eindringtiefe von 0,01 bis 3 νm bestimmten Oberflächenschicht, meßbar durch eine energiedispersive Mikroanalyse auf der Meßfläche > (0,5 x 0,5)mm2 beträgt entweder der Gehalt an Co- und/oder Ni-Binder in bezug auf die darunterliegenden Cermet-Kernbereich < 30 Massen-%, der Ti-Gehalt 110 bis 130 % und die Summe der Gehalte an W, Ta sowie etwaige Anteile an Mo, Nb, V und/oder Cr relativ zu den darunterliegenden Kernbereichen 70 bis 100 Massen-% betragen oder in der genannten Oberflächenschicht liegt ein Co- und/oder Ni-Bindergehalt < 90 Massen-% in Verbindung mit einem Ti-Gehalt zwischen 100 bis 120 % relativ zum Kernbereich und einer Summe der Gehalte an W, Ta sowie ggf. Mo, Nb, V, Cr von 80 Massen-% bis 110 Massen-%.

Description

Beschreibung
Cermet und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein Cermet mit einem Hartstoffanteil von 95 bis 75 assen-% und 5 bis 25 Massen-% Binder als Rest aus Cobalt und/oder Nickel, wobei die Hartstoff hase aus Carboni- triden mit kubischer Bl Kristallstruktur besteht und 30 bis 60 Massen-% Ti, 5 bis 25 Massen-% W, 5 bis 15 Massen-% Ta, wovon bis zu 70 Massen-% durch Nb ersetzt sein können, 0 bis 12 Massen-% Mo, 0 bis 5 Massen-% V, 0 bis 2 Massen-% Cr, 0 bis
1 Massen-% Hf und/oder Zr enthält, der (C+N)-Gehalt in der Car- bonitridphase >80 Mol% beträgt, der Stickstoffanteil N/(C+N) zwischen 0,15 und 0,7 liegt und in der Binderphase bis zu
2 % AI und/oder metallisches , Ti, Mo, V und/oder Cr gelöst sind. Die Hartstoffphasen besitzen im wesentlichen eine Kern- Rand-Struktur.
Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Cermets durch Mischen, Mahlen, Granulieren und Pressen einer entsprechende Bestandteile enthaltenden Aus- gangεmischung und anschließendem Sintern.
In der EP 0 344 421 AI wird ein Cermet vorgeschlagen, das ent¬ weder eine mittlere Korngröße der Hartstoffphase in der Ober¬ flächenschicht gegenüber einem Kern mit einer Eindringtiefe von 0,05 mm haben soll, die zwischen dem 0,8 bis l,2fachen der mittleren Korngröße der Hartstoffphaεe im Cermetkern liegt oder in derselben Eindringtiefe eine Binderphase betrifft, die 0,7 bis l,2mal dem mittleren Bindergehalt des Cermetkerns ent¬ spricht oder bei dem die Härte in der vorgenannten Eindring- tiefe zwischen dem 0,95 und l,lfachen der mittleren Härte des Cermetkerns liegt. Zur Herstellung dieses Cermets wird die Aus- gangsmischung nach dem Mahlen, Mischen und Vorpressen gesin¬ tert, wobei in einer ersten Stufe bis 1300°C oder darunter unter Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre gesintert wird, wäh¬ rend in einer zweiten stufe oberhalb 1300°C bei einem Stick¬ stoffdruck von 0,1 bis 20 Torr gesintert wird, und wobei der Stickstoffdruck mit steigender Temperatur ebenfalls steigen soll. Die Abkühlung wird ebenfalls in Anwesenheit von Stick¬ stoff vorgenommen.
Die EP 0 368 336 Bl beschreibt ein Cermet-Substrat mit einer harten Oberflächenschicht, in der die Region mit der maximalen Härte in einer Tiefe zwischen 5 μm und 50 μm von der Substrat¬ oberfläche vorliegt, und die Substratoberfläche eine Härte von 20 bis 90 % der maximalen Härte hat. Zur Herstellung dieses Cermets wird die vorgepreßte Mischung einer anfänglichen Tempe¬ raturerhöhung auf 1100°C im Vakuum, einer anschließenden Tempe¬ raturerhöhung von 1100°C auf einen Temperaturbereich zwischen 1400°C und 1500°C in einer Stickstoffatmosphäre und einem schließlichen Sintern im Vakuum unterzogen.
Die EP 0 374 358 Bl beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Cermets mit 7 bis 20 Gew.-% Binderphase und einer Hart¬ phase aus Titancarbid, Titannitrid und/oder Titancarbonitrid mit 35 bis 59 Gew.-% Ti, 9 bis 29 Gew.-% , 0,4 bis 3,5 Gew.-% Mo, 4 bis 24 Gew.-% mindestens eines Metalles aus Ta, Nb, V und Zirkonium, 5,5 bis 9,5 Gew.-% N2 und 4,5 bis 12 Gew.-% C. Die formulierte gemischte, getrocknete und vorgepreßte Masse wird derart gesintert, daß die Temperatur auf 1350°C im Vakuum erhöht wird, wobei die Stickstoffatmosphäre zu 1 Torr bei 1350°C eingestellt wird, der Stickstoffpartialdruck zusammen mit der Temperaturerhöhung von 1350°C bis zur Sintertemperatur allmählich erhöht wird, wobei die Stickstoffatmosphäre zu 5 Torr bei Sintertemperatur eingestellt wird.
Die EP 0 492 059 A3 beschreibt einen Cermetkörper, dessen Härte in einer Eindringtiefe von nicht weniger als 1 mm höher ist als im Cermet-Inneren, wobei der Bindergehalt in einer Schichtdicke von 0,5 bis 3 μm gegenüber dem Kernsubstrat minimiert sein kann. Das Cermet soll eine Hartstoffbeschichtung in einer Dicke von 0,5 bis 20 μm aus Carbiden, Nitriden, Oxiden und Boriden des Titans und AI2O3 aufweisen. Zur Herstellung dieses Körpers wird ein Grünling unter Vakuum zunächst auf eine Temperatur zwischen 1100°C und 1400°C erwärmt, anschließend Stickstoffgas eingelassen bis zu einem Druck, bei dem der Partialstickstoff- druck zwischen 5 und 10 Torr liegt, so daß die Substratoberflä¬ che entstickt wird. Die Sinterung und die abschließende Abküh¬ lung werden unter einer nichtoxidierenden Atmosphäre, wie dem Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre durchgeführt. Abschließend wird der Körper mittels CVD oder PVD beschichtet.
Zur Herstellung eines hochzähen Cermets schlägt die EP 0 499 223 AI vor, die relative Konzentration des Binders in einer 10 μm dicken oberflächennahen Schicht auf 5 bis 50 % des durchschnittlichen mittleren Gehaltes an Binder im Cermetkern und in der darunterliegenden Schicht von 10 μm bis 100 μm Ein¬ dringtiefe den Bindergehalt auf 70 bis 100 % relativ zum Cer¬ metkern einzustellen, wobei Druckspannungen von 30 kgf/mm2 und mehr an der Oberfläche bestehen. Bei dem hierzu angewendeten Verfahren wird die Sinterung unter Stickstoffgas mit einem kon¬ stanten Druck von 5 bis 30 Torr und die Abkühlung unter Vakuum mit einer Kühlrate von 10 bis 20°C/min durchgeführt.
Die EP 0 515 340 A3 beschreibt hingegen ein Cermet mit einer an Binder angereicherten oberflächennahen Zone.
Die EP 0 519 895 AI offenbart ein Cermet mit einer dreischich¬ tigen Randzone, bei der die erste Schicht bis zu einer Tiefe von 50 μm TiN-reich, die nächste Schicht von 50 bis 150 μm Ein¬ dringtiefe mit einer Binderanreicherung und die nächste Schicht von 150 μm bis 400 μm mit einer Binderverarmung relativ zum Cermetkerninneren ausgebildet ist. Der Sinterkörper wird hierzu in einer Atmospähre aus N2 und/oder NH3, ggf. in Kombination mit CH4, CO, C02 bei 1100°C bis 1350°C eine bis 25 Stunden unter Atmosphärendruck oder einem Druck oberhalb 1,1 bar behan¬ delt.
Die nach dem Stand der Technik bekannten Cermets besitzen an der Oberfläche entweder unterschiedliche Bindergehalte, was durch fleckiges Aussehen erkennbar ist, oder neigen zu Anhaf- tungen des Binders mit der Sinterunterlage, was wegen der damit verbundenen Reaktionen zu Änderungen der Zusammensetzung in der Kontaktzone führt. Weitere Nachteile der nach dem bisherigen Stand der Technik bekannten Cermets sind eine teilweise hohe Oberflächenrauhigkeit sowie bei erhöhten Bindemetallgehalten in der Oberfläche eine schlechte Haftung von dort aufgebrachten Verschleißschutzschichten. Sofern Nickelanteile in der Oberfläche erhöht auftreten, ist erst gar keine CVD-Beschich- tung möglich. Die genannten Nachteile sprechen insbesondere gegen die Verwendung des Cermets als Schneideinsatz zur spa¬ nenden Bearbeitung.
Es ist daher Aufgabe der Erfindung, das eingangs genannte Cer¬ met durch Beeinflussung der oberflächennahen Zone dahingehend zu verbessern, daß es für Zerspanungsoperationen besser geeig¬ net ist, gleichgültig, ob es unbeschichtet oder mit einer Ein- oder Viellagenbeschichtung eingesetzt werden soll.
Diese Aufgabe wird durch das im Anspruch 1 genannte Cermet gelöst, das im Unterschied zu den bisher bekannten Cermets nur in einer durch eine Eindringtiefe von 0,01 bis 3 μm bestimmten Oberflächenschicht, meßbar durch eine energiediεpersive Mikro¬ analyse auf einer Meßfläche >(0,5 x 0,5)mm2, der Gehalt an Co- und/oder Ni-Binder in bezug auf die darunterliegenden Cermet- Kernbereiche <90 Massen-% beträgt, wobei jeweils im Cermet-Kern einerseits und in der Oberflächenschicht andererseits eine gleichmäßige Bindemetallverteilung vorliegt. Abgesehen von der zuvor definierten, extrem dünnen Randzone liegt demnach das Cermet in einer homogenen Struktur vor, was das Vorliegen von Kern-Randstrukturen der Hartstoffphase nicht ausschließen soll.
Weiterbildungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen 2 bis 13 beschrieben.
So besitzt vorzugsweise die 0,01 bis 3 μm dicke Oberflächen¬ schicht relativ zu dem darunterliegenden Cermetkern einen Bin¬ dergehalt an Cobalt und/oder Nickel, der kleiner als 30 Massen-% ist, während der Titangehalt bei 110 bis 130 % liegt.
Nach einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung liegt die Summe der Gehalte an Wolfram, Tantal sowie etwaige Anteile an Molyb¬ dän, Niob, Vanadium und/oder Chrom in der genannten Oberflä¬ chenschicht relativ zu den darunterliegenden Cermet-Kernberei- chen bei 70 bis 100 Massen-%.
Die unter der genannten Oberflächenschicht liegenden Kernberei¬ che besitzen zumindest im wesentlichen eine Hartstoffphase mit einer Kern-Randεtruktur. Demgegenüber kann die Hartstoffphase in der Oberflächenschicht ausschließlich homogen oder mit der für den Kern bestimmten Kernrandstruktur ggf. auch teilweise vorliegen.
Nach einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung besitzt das Cermet eine Zone unmittelbar unter der Oberflächenschicht bis zu einer Tiefe von mindestens 50 μm, maximal 600 μm, die eine Porosität nach ISO4505 von <A02 und <B02 und im darunterlie¬ genden Kern <A08 und <B04 aufweist.
Insbesondere für den Fall der Verwendung der Cermets zu Schneidoperationen wirken sich die weiterhin vorzugsweise geringen Rauhtiefen Rτ < 6 μm oder Rg < 5 μm aus. Vorzugsweise ist die Härte HV30 im Oberflächenbereich konstant. Nach einer alternativen Ausführungsform besitzt das Cermet in der Oberflächenschicht mit einer Tiefe zwischen 0,01 und 3 μm einen Co- und/oder Ni-Bindergehalt <90 Massen-% bei einem Ti-Gehalt zwischen 100 % bis 120 % relativ zum Kernbereich und die Summe der Gehalte an W, Ta sowie ggf. Mo, Nb, V, Cr beträgt 80 bis 100 Massen-%.
Das Cermet kann eine oder mehrere Verschleißschutzschichten aufweisen, die aus Carbiden oder Nitriden des Titan und/oder aus AI2O3 bestehen, vorzugsweise aufgetragen nach dem CVD-Ver- fahren.
Das beschriebene Cermet wird vorzugsweise durch das im Anspruch 10 dargelegte Verfahren hergestellt. Hiernach wird eine die nach Anspruch 1 bestimmten Bestandteile enthaltende Mischung gemahlen, granuliert und vorgepreßt sowie anschließend gesintert, vorzugsweise in Sinteröfen mit Graphitheizleitern. Nach dem Pressen wird der Grünling zunächst bis zu der Schmelz¬ temperatur der Binderphase unter Vakuum mit einem Druck < 10-1 bar aufgeheizt, anschließend weiterhin aufgeheizt bis zur Sintertemperatur, die zwischen 1450 bis 1530°C liegt, wo die Temperatur 0,2 bis 2 Stunden gehalten und anschließend der Körper auf 1200°C abgekühlt wird. Das letzte Aufheizen, Halten und Abkühlen wird in einem Gasgemisch aus N2 und CO mit N2/(N2+CO)-Verhältnis zwischen 0,1 und 0,9 unter einem um einen mittleren Druck um 10 % bis 80 % des Mittelwertes alternierend in einer Periodendauer zwischen 40 und 240 sec, vorzugsweise 40 bis 180 sec, durchgeführt. Das N /(N2+C0)-Verhältnis wird bestimmt durch die Gleichung
16 - y = (—- x - 0,12) ± 10 %, wobei x = N/(C+N) in Massen-% im Cer¬ met und y = Massen-% des Verhältnisses des Stickstoffes zur Gesamtmenge an Stickstoff und Kohlenmonoxid im Gasgemisch und anschließend werden die fertig gesinterten Körper unter Inert¬ gas, wie Argon, Stickstoff oder Vakuumatmosphäre abgekühlt. Der mittlere Druck bestimmt sich durch den linearen Zusammen-
7 hang y = (--■ x + 2,5) ± 10 %, wobei y der mittlere Druck (mbar) und x der Bindegehalt in Massen-% ist. Dies bedeutet für einen Bindergehalt von 5 Massen-% einen Druck von 6 mbar ± 0,6 mbar als Druckmittelwert und bei 25 Massen-% einen Druck von 20 mbar ± 2 mbar.
Die vorbeschriebene Verfahrensführung ist so zu verstehen, daß ein Druckmittelwert über den gesamten Ablauf des Aufheizens ab dem Schmelzpunkt der Bindephase, Sinterns und Abkühlenε bis 1200°C konstant bleibt, jedoch um diesen Druckmittelwert der Druck periodisch schwankt, insbesondere durch eine gleichför¬ mige Auslenkung zu höheren und niedrigeren Werten. Die Schwan¬ kungsamplitude kann sinusförmig oder sägezahnförmig sein oder hiervon abgeleitete Formen besitzen. Im Gegensatz zu den nach dem Stand der Technik bekannten Druckbehandlungen führen nur die geschilderten Druckschwankungen zu einer dünnen gleichmä¬ ßigen Oberflächenschichtbeeinfluεsung der vorbeschriebenen Art.
Nach einer Ausführungsvariante kann der gesinterte Körper nach dem Sintern einem heißisostatischen Presεen unter Argon bei Temperaturen nahe der Sintertemperatur und Drücken oberhalb von 30 bar unterzogen werden. Während der ohne das nachfolgende heißisostatische Pressen hergestellte Körper einen erheblich verminderten Bindergehalt von weniger als 30 Massen-% in der Oberflächenschicht bis zu einer Eindringtiefe von maximal 3 μm zeigt, hat der anschließend heißisostatisch gepreßte Körper zum Teil höhere Bindergehalte, die jedoch noch unter 90 % relativ zum Bindergehalt im Cermet-Kern liegen.
In einer ersten Ausführungsvariante werden Cermet-Körper nur einem Sintern unterzogen. Die Einstellung der Gasatmoεphäre beim Sintern ist aus Fig. 1 und 2 ersichtlich. Es zeigen Fig. 1 den linearen Zusammenhang zwischen dem
Verhältnis N/(C+N) im Cermet und der Einstel¬ lung des Gehaltes N2/(N2+CO) im Gasgemisch und
Fig. 2 die Abhängigkeit der Einstellung des mittleren
Druckes vom Bindemetallgehalt in der Ausgangε- mischung bzw. im Cermet.
Wie aus Fig. 1 zu entnehmen, stellt der jeweilige Wert x den relativen Stickstoffgehalt im Cermet dar, nämlich das Verhält¬ nis N/(C+N) und der Wert y die Einstellung des Gasgemischeε N2/(N2+CO). Die Grenzwerte εind durch Cermet-Stickεtoffgehalte zwischen 0,15 und 0,7 vorgegeben, denen Einstellungen des Gas¬ gemischeε von 0,1 und 0,9 zugeordnet εind. Alle dazwischenlie¬ genden Werte können jeweils der graphischen Darstellung entnom¬ men werden, wobei Schwankungen nach oben oder unten von jeweils 10 % erlaubt sind. Entεprechendes gilt für die Darstellung nach Fig. 2, wo die Ordinate y den mittleren Druck in bar und die Absziεεe den Bindergehalt x in Massen-% darstellt. Bei einem Bindergehalt von 25 Masεen-% iεt der einzustellende mittlere Druck 20 mbar, bei einem Bindergehalt von 5 Massen-% 6 mbar, wobei auch hier Abweichungen vom Mittelwert von bis zu 10 % erlaubt sind. Um einen konεtanten Druckmittelwert schwanken dann die im Sinterofen eingestellten Drücke, und zwar um jeweils nach oben und nach unten alternierend mindeεtenε 10 %.
In einem ersten Ausführungsbeispiel der Erfindung ist von fol¬ gender Ausgangεmiεchung auεgegangen worden (Angaben in Maε- sen-%) :
35,2 TiC 9,0 TaC
15.1 TiN 1,0 NbC
19.2 WC 4,8 Ni 7,1 Mθ2C 8,6 Co Die Pulverteilchendurchmesser lagen zwischen 1 bis 2 μm. Hier¬ aus ergibt sich ein Stickstoffgehalt von 3,4 Massen-% und ein Kohlenstoffgehalt von 9,3 Maεεen-%, εo daß daε Verhältniε N/(N+C) = 0,27 ist. Der Gesamtbindergehalt liegt bei 13,4 Massen-%. Die Ausgangsmiεchung wurde, wie nach dem Stand der Technik bekannt, gemahlen, gemiεcht und vorgepreßt. Anschließend wurden folgende Verfahrensεchritte angewendet:
1. Entwachεen biε 500°c
2. Aufheizen von 500 biε 1300°C unter Vakuum mit einer Auf¬ heizgeschwindigkeit von 400°C/h
3. Aufheizen von 1300 bis 1480°C unter einem Gasgemisch aus N2 und CO, bei dem das Verhältnis N2/(N2+CO) = 0,27 betrug. Nach Erreichen der Sintertemperatur wurde die Tem¬ peratur und die nachfolgend noch beschriebene Druckbehand¬ lung eine Stunde gehalten, anschließend wurde der Sinter¬ körper von 1480°C auf 1200°C mit einer Abkühlgeschwindig¬ keit von 250°C/h abgekühlt. Das Aufheizen von 1300°C auf 1480° , das Halten der Temperatur sowie das anschließende Abkühlen εind bei einem mittleren Druck von 10 mbar durch¬ geführt worden, wobei der Druck periodiεch bei einer Peri¬ odendauer von 150 εec um 3 mbar zu höheren und zu niedri¬ geren Werten (13 mbar und 7 mbar) schwankte.
4. Als letzter Verfahrenεεchritt εchloß εich daε weitere Ab¬ kühlen unter Argon an.
Bei einem Vergleichεkörper wurden dieεelben Verfahrens¬ schritte 1, 2 und 4 durchgeführt, aber Schritt 3 mit der Ma߬ gabe, daß kein CO eingeblasen wurde und der eingestellte N2-Druck konstant bei 20 mbar lag.
Bei der Analyse der Oberflächenεchichten nach dem Sintern wur¬ den folgende Werte feεtgeεtellt: Beiεpiel 1 : erfindungεςje- Ver- mäßer Cermet gleichε
Cermet
Ti-(Oberflächenεchicht) / Ti-(Kern): 1,3 1,4 Binder-(Oberflachenschicht) / Binder-(Kerrnn)) 00,,1122 0,6 Gesamtmenge (W,Mo,Ta,Nb) (Oberfläche) / Gesamtmenge (W,Mo,Ta,Nb) (Kern) 0,9 0,6 Dicke der Randschicht 0,5 μm 10 μ Zone unterhalb der Randεchicht mit einer Poroεität <A02 und <B02 200 μm 250 μm und einer Poroεität im Kern <A06 und <B02
Rauhtiefe der Oberfläche R- 5 μm 15 μm
Rz 3,8 μm 11 μm
Die entεprechenden Analyεen der Oberflachenschicht nach einem heißiεostatischen Preεεen ergaben folgende Werte:
Beiεpiel 2: erfindungεge- Ver¬ mäßer Cermet gleichε- Cermet
Ti-(Oberflächenεchicht) / Ti-(Kern) 1,23 1,00
Binder-(Oberflächenschicht) / Binder-(Kern) 0,15 1,20
Gesamtmenge (W,Mo,Ta,Nb) (Oberfläche) /
Geεamtmenge (W,Mo,Ta,Nb) (Kern) 0,98 0,8
Poroεität durchgehend <A02 und <B02 alle übrigen Werte wie im Beispiel 1.
In einem weiteren Beispiel der Erfindung ist von folgender Auε- gangsmischung auεgegangen worden (Angaben in Maεsen-%):
26,1 TiC 1,1 NbC
27,1 TiN 8,2 Ni
20,1 WC 8,7 Co 8,7 TaC Die Pulverteilchendurch esεer lagen zwiεchen 1 biε 2 μm. Hier- auε ergibt εich ein Stickεtoffgehalt von 6,1 Massen-% und ein Kohlenstoffgehalt von 7,2 Masεen-%, εo daß daε Verhältniε N/(N+C) = 0,46 ist. Der Gesamtbindergehalt liegt bei 16,9 Masεen-%. Die Auεgangεmiεchung wurde, wie nach dem Stand der Technik bekannt, gemahlen, gemiεcht und vorgepreßt. Anschließend wurden folgende Verfahrenεεchritte angewendet:
1. Entwachεen bis 500°C
2. Aufheizen von 500 bis 1320°C unter Vakuum mit einer Auf¬ heizgeschwindigkeit von 400°C/h
3. Aufheizen von 1320 bis 1480°C unter einem Gasgemisch aus N2 und CO, bei dem das Verhältnis N /(N +CO) = 0,54 betrug. Nach Erreichen der Sintertemperatur wurde die Tem¬ peratur und die nachfolgend noch beschriebene Druckbehand¬ lung eine Stunde gehalten, anschließend wurde der Sinter¬ körper von 1480°C auf 1200°C mit einer Abkühlgeεchwindig- keit von 250°C/h abgekühlt. Daε Aufheizen von 1320°C auf 1480° , das Halten der Temperatur sowie daε anεchließende Abkühlen sind bei einem mittleren Druck von 15 mbar durch¬ geführt worden, wobei der Druck periodisch bei einer Peri¬ odendauer von 120 sec um 5mbar zu höheren und zu niedrige¬ ren Werten (20 mbar und 10 mbar) schwankte.
4. Als letzter Verfahrenεεchritt εchloß sich das weitere Ab¬ kühlen unter Argon an.
Ein Vergleichskörper wurde denselben Verfahrensεchritten l, 2 und 4, Verfahrenεεchritt 3 jedoch mit der Maßgabe unterzogen, daß kein CO eingeblaεen wurde und der N -Druck konεtant 20 mbar betrug.
Bei der Analyεe der Oberflächenεchichten nach dem Sintern wur¬ den folgende Werte feεtgeεtellt: Beiεpiel 3 erfindungεge- Ver¬ mäßer Cermet gleichs
Cermet
Ti-(Oberflächenschicht) / Ti-(Kern) 1,32 1,00 Binder-(Oberflachenschicht) / Binder-(Keimrn)) 00,,2277 0,50 Gesamtmenge (W,Ta,Nb) (Oberfläche) / Gesamtmenge (W,Ta,Nb) (Kern) 0,82 1,5 Dicke der Randschicht 0,3 μm 5 μ: Zone unterhalb der Randschicht mit einer Poroεität <A02 und <B02 100 μm 120 μm
Poroεität im Kern <A08 und <B02
Rauhtiefe R- 3,5 μm 13 μm
Rz 2,8 μm 9 μm
Die entsprechenden Analysen der Oberflächenεchicht nach einem heißiεostatiεchen Preεεen ergaben folgende Werte:
Beispiel 4: erfindungsge¬ Ver¬ mäßer Cermet gleichs
Cermet
Ti-Oberflachenschicht / Ti-Kern 1,21 1,00
Binder-Oberflächenεchicht / Binder-Kern 0,69 1,60
Geεamtmenge (W,Ta,Nb) Oberfläche /
Geεamtmenge (W,Ta,Nb) Kern 0,78 0,4
Poroεität durchgehend <A02 und <B02 alle übrigen Werte wie in Beiεpiel 3.
Die nach obengenannten Beiεpielen hergestellten Cermets sind folgenden Zerspanungεunterεuchungen unterzogen worden:
Drehen im glatten Schnitt, trocken Werkεtückstoff: 42 CrMσ4V Wendeschneidplatten-Form: CnMG 120408-22 Schneidkantenverrundung: 30 - 50 μm Schnittbedingungen: Schnittgeschwindigkeit Vc = 140 m/min Schnittiefe aπ = 2 mm
Vorschub f = 0,3 mm
Standzeit (min)
Beispiel erfindungεge- Vergleichε- mäßer Cermet Cermet
1 16 5 2 18 9 3 25 12
4 32 13
Schnittzeitkriterium: Plastische Deformation

Claims

Patentansprüche
1. Cermet mit einem Hartεtoffanteil von 95 biε 75 Maεεen-% und 5 biε 25 Maεsen-% Co- und/oder Ni-Binder, wobei die Hartstoffphase aus Carbonitriden mit kubischer Bl Kri¬ stallstruktur besteht und 30 bis 60 Massen-% Ti, 5 bis 25 Massen-% W, 5 bis 15 Maεεen-% Ta, wovon bis zu
70 Masεen-% durch Nb erεetzt sein können, 0 bis 12 Masεen-% Mo, 0 biε 5 Maεεen-% V, 0 biε 2 Maεεen-% Cr, 0 biε 1 Maεεen-% Hf und/oder Zr enthält, der (C+N)-Gehalt in der Carbonitridphaεe >80 Mol% beträgt, der Stickεtoffan¬ teil N/(C+N) zwischen 0,15 und 0,7 liegt und in der Bin¬ derphase biε zu 2 Massen-% AI enthalten und/oder metalli¬ sches W, Ti, Mo, V und/oder Cr gelöst ist, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, daß nur in einer durch eine Eindringtiefe von 0,01 biε 3 μm bestimmten Oberflächenschicht, meßbar durch eine energiedisperεive Mikroanalyεe auf einer Meßfläche >(0,5 x 0,5)mm2 ,
1. der Gehalt an Co- und/oder Ni-Binder in bezug auf die darunterliegenden Cermet-Kernbereiche <30 Maεεen-%
2. der Ti-Gehalt 110 biε 130 % relativ zu den darunter¬ liegenden Cermet-Kernbereichen beträgt, wobei jeweils im Cer et-Kern einerseits und in der Oberflächenschicht andererseits eine gleichmäßige Bin¬ demetallverteilung vorliegt und
3. die Summe der Gehalte an W, Ta sowie etwaige Anteile an Mo, Nb, V und/oder Cr in der 0,01 bis 3 μm dicken Oberflächenschicht relativ zu den darunterliegenden Cermet-Kernbereichen 70 bis 100 Maεsen-% beträgt.
2. Cermet mit einem Hartstoffanteil von 95 bis 75 Maεsen-% und 5 bis 25 Maεsen-% Co- und/oder Ni-Binder, wobei die Hartstoffphaεe aus Carbonitriden mit kubiεcher Bl Kri- εtallεtruktur beεteht und 30 bis 60 Maεεen-% Ti, 5 biε 25 Masεen-% W, 5 biε 15 Maεεen-% Ta, wovon biε zu 70 Maεsen-% durch Nb ersetzt sein können, 0 biε 12 Massen-% Mo, 0 bis 5 Massen-% V, 0 bis 2 Masεen-% Cr, 0 bis 1 Massen-% Hf und/oder Zr enthält, der (C+N)-Gehalt in der Carbonitridphase >80 Mol% beträgt, der Stickεtoffan¬ teil N/(C+N) zwiεchen 0,15 und 0,7 liegt und in der Bin- derphaεe bis zu 2 Masεen-% AI enthalten und/oder metalli¬ sches W, Ti, Mo, V und/oder Cr gelöst ist, dadurch gekenn¬ zeichnet, daß der Co- und/oder Ni-Bindergehalt in der Oberflächenschicht mit einer Eindringtiefe von 0,01 bis 3 μm, meßbar durch eine einergiedispersive Mikroanalyse, relativ zu den darunterliegenden Schichten <90 Massen-% bei einem Ti-Gehalt zwischen 100 % bis 120 % relativ zum Kernbereich beträgt und die Summe der Gehalte an W, Ta sowie ggf. Mo, Nb, V, Cr zwischen 80 Massen-% und 110 Maεsen-% liegt.
3. Cermet nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die unter der Oberflächenεchicht liegenden Kernberei¬ che, zumindeεt im weεentlichen eine Hartεtoffphaεe mit einer Kern-Rand-Struktur aufweiεen.
4. Cermet nach einem der Anεprüche 1 bis 3, dadurch gekenn¬ zeichnet, daß in der Oberflächenschicht die Hartεto fphase auεεchließlich homogen vorliegt.
5. Cermet nach einem der Anεprüche 1, 3 oder 4 , dadurch gekennzeichnet, daß die Zone unmittelbar unter der Ober¬ flächenεchicht biε zu einer Tiefe von mindeεtenε 50 μm, maximal 600 μm, eine Poroεität <A02 und <B02 (nach ISO4505) und im darunterliegenden Kern <A08 und <B04 auf¬ weist.
6. Cermet nach Anspruch 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Körper eine durchgehende Poroεität <A02 und <B02 aufweiεt.
7. Cermet nach einem der Anεprüche 1 biε 6, dadurch gekenn¬ zeichnet, daß die oberflächenrauhtiefe Rτ < 6 μm oder
Rz ≤ 5 μm beträgt.
8. Cermet nach einem der Anεprüche 1 biε 7, dadurch gekenn¬ zeichnet, daß die Härte HV 30 im Oberflächenbereich kon¬ stant iεt.
9. Cermet nach einem der Anεprüche 1 bis 8, gekennzeichnet durch eine ein- oder mehrlagige Beschichtung auε Carbiden oder Nitriden deε Ti und/oder auε Al2θ3, vorzugsweise nach dem CVD-Verfahren aufgetragen.
10. Verfahren zur Herεtellung eines Cermets nach einem der
Ansprüche 1 oder 3 bis 9 durch Mischen, Mahlen, Granulie¬ ren und Pressen einer entsprechenden die Bestandteile ent¬ haltenden Ausgangεmiεchung und anεchließendem Sintern, vorzugεweiεe in Sinteröfen mit Graphitheizleitern, gekenn¬ zeichnet durch ein Aufheizen bis zum Schmelzpunkt der Binderphase unter Vakuum mit einem Druck <10-1 mbar, weiteres Aufheizen von der Schmelztemperatur der Binder¬ phase biε zur Sintertemperatur, 0,2- biε 2-εtündiges Hal¬ ten der Sintertemperatur und anεchließendeε Abkühlen auf 1200°C, wobei daε weitere Aufheizen, Halten und Abkühlen in einem Gaεgemiεch auε N2 und CO mit N /(N2+CO)-Verhält- niε zwiεchen 0,1 und 0,9 unter einem um einen mittleren Druck von 10 % biε 80 % des Mittelwertes alternierend in einer Periodendauer zwischen 40 und 240 εec, vorzugεweiεe
40 biε 180 sec, mit einem mittleren Druck, der bestimmt
7 ist durch den linearen Zusammenhang y = (—— x + 2,5) ±
10 %, wobei y = mittlerer Druck (mbar) und x = Bindergehalt in Maεsen-% sind, und einem N2/(N2+CO)-Verhältniε y, daε beεtimmt iεt durch
- 16 y = ( - x - 0,12) ± 10 % mit x = N/(C+N) im Cermet, und anεchließender Abkühlung unter Inertgaε, wie Argon, Stickεtoff oder unter Vakuum.
11. Verfahren nach Anεpruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß bei der Aufheizung im Schmelzpunktbereich (Ts ± 80°C) unter Einlaß von Stickεtoff ein Druck von 0,2 mbar gere¬ gelt wird.
12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeich¬ net, daß der gepreßte Körper zunächst auf 1020°C unter Vakuum mit einem Druck <0,1 mbar aufgeheizt wird, bevor während des Aufheizens von 1020°C bis 1370°C unter Einlaß von Stickstoff ein Druck von 0,2 mbar geregelt wird.
13. Verfahren zur Herstellung eines Cermets nach einem der Ansprüche 2 bis 4 oder 6 bis 8 oder 10 biε 12, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Sintern ein heißiεoεtatiεches Presεen unter Argon bei Temperaturen nahe der Sintertempe¬ ratur und Drücken oberhalb von 30 bar durchgeführt wird.
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1998051831A1 (en) * 1997-05-15 1998-11-19 Sandvik Ab Titanium based carbonitride alloy with nitrided surface zone
EP0947594A2 (de) * 1998-03-31 1999-10-06 Ngk Spark Plug Co., Ltd Cermet-Werkzeug und Verfahren zu seiner Herstellung
US6017488A (en) * 1998-05-11 2000-01-25 Sandvik Ab Method for nitriding a titanium-based carbonitride alloy

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE511846C2 (sv) * 1997-05-15 1999-12-06 Sandvik Ab Sätt att smältfassintra en titanbaserad karbonitridlegering
SE512133C2 (sv) * 1997-07-10 2000-01-31 Sandvik Ab Metod att framställa titanbaserade karbonitridlegeringar fria från bindefasytskikt
SE514053C2 (sv) * 1999-05-03 2000-12-18 Sandvik Ab Metod för tillverkning Ti(C,N)-(Ti,Ta,W) (C,N)-Co legeringar för skärverktygstillämpningar
SE525745C2 (sv) * 2002-11-19 2005-04-19 Sandvik Ab Ti(C-(Ti,Nb,W)(C,N)-Co-legering för svarvskärtillämpningar för finbearbetning och medelfin bearbetning
DE10342364A1 (de) * 2003-09-12 2005-04-14 Kennametal Widia Gmbh & Co.Kg Hartmetall-oder Cermetkörper und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102008048967A1 (de) * 2008-09-25 2010-04-01 Kennametal Inc. Hartmetallkörper und Verfahren zu dessen Herstellung
US8834594B2 (en) 2011-12-21 2014-09-16 Kennametal Inc. Cemented carbide body and applications thereof
CN116162838B (zh) * 2023-04-26 2023-06-30 崇义章源钨业股份有限公司 一种金属陶瓷及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61281835A (ja) * 1985-06-07 1986-12-12 Sumitomo Electric Ind Ltd サ−メツトの焼結法
JPS62133025A (ja) * 1985-12-04 1987-06-16 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒素含有サ−メツトの製造法
EP0368336A2 (de) * 1988-11-11 1990-05-16 Mitsubishi Materials Corporation Schneidkörperblatt und Verfahren zu dessen Herstellung
EP0515341A2 (de) * 1991-05-24 1992-11-25 Sandvik Aktiebolag Gesinterte Karbonitridlegierung mit hochlegierter Bindemetallphase
WO1994000612A1 (en) * 1992-06-22 1994-01-06 Sandvik Ab Sintered extremely fine-grained titanium based carbonitride alloy with improved toughness and/or wear resistance
EP0591121A1 (de) * 1992-09-30 1994-04-06 Sandvik Aktiebolag Carbonitridlegierung auf Titanbasis mit gesteuerter Struktur
JPH1152228A (ja) * 1997-08-05 1999-02-26 Nikon Corp 広角レンズ

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01152228A (ja) * 1987-12-10 1989-06-14 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒素含有サーメットの製造法
SE467257B (sv) * 1989-06-26 1992-06-22 Sandvik Ab Sintrad titanbaserad karbonitridlegering med duplexa strukturer
SE9101865D0 (sv) * 1991-06-17 1991-06-17 Sandvik Ab Titanbaserad karbonitridlegering med slitstarkt ytskikt

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61281835A (ja) * 1985-06-07 1986-12-12 Sumitomo Electric Ind Ltd サ−メツトの焼結法
JPS62133025A (ja) * 1985-12-04 1987-06-16 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒素含有サ−メツトの製造法
EP0368336A2 (de) * 1988-11-11 1990-05-16 Mitsubishi Materials Corporation Schneidkörperblatt und Verfahren zu dessen Herstellung
EP0515341A2 (de) * 1991-05-24 1992-11-25 Sandvik Aktiebolag Gesinterte Karbonitridlegierung mit hochlegierter Bindemetallphase
WO1994000612A1 (en) * 1992-06-22 1994-01-06 Sandvik Ab Sintered extremely fine-grained titanium based carbonitride alloy with improved toughness and/or wear resistance
EP0591121A1 (de) * 1992-09-30 1994-04-06 Sandvik Aktiebolag Carbonitridlegierung auf Titanbasis mit gesteuerter Struktur
JPH1152228A (ja) * 1997-08-05 1999-02-26 Nikon Corp 広角レンズ

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 11, no. 141 (C - 421) 8 May 1987 (1987-05-08) *
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 11, no. 361 (C - 459) 25 November 1987 (1987-11-25) *
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 13, no. 414 (C - 635) 13 September 1989 (1989-09-13) *

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1998051831A1 (en) * 1997-05-15 1998-11-19 Sandvik Ab Titanium based carbonitride alloy with nitrided surface zone
US6193777B1 (en) 1997-05-15 2001-02-27 Sandvik Ab Titanium-based carbonitride alloy with nitrided surface zone
EP0947594A2 (de) * 1998-03-31 1999-10-06 Ngk Spark Plug Co., Ltd Cermet-Werkzeug und Verfahren zu seiner Herstellung
EP0947594A3 (de) * 1998-03-31 2002-08-14 Ngk Spark Plug Co., Ltd Cermet-Werkzeug und Verfahren zu seiner Herstellung
US6017488A (en) * 1998-05-11 2000-01-25 Sandvik Ab Method for nitriding a titanium-based carbonitride alloy

Also Published As

Publication number Publication date
JPH09512308A (ja) 1997-12-09
US5856032A (en) 1999-01-05
EP0758407A1 (de) 1997-02-19
ES2112053T3 (es) 1998-03-16
EP0758407B1 (de) 1998-02-11
ATE163203T1 (de) 1998-02-15

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