DE69809555T2 - TITANIUM-BASED CARBON NITRIDE ALLOY WITH NITRATED SURFACE ZONE - Google Patents

Abstract

According to the present invention an uncoated titanium based carbonitride cutting tool insert with superior plastic deformation resistance and wear resistance is provided. This is accomplished by heat treating the material in nitrogen atmosphere under conditions to obtain a nitrogen rich surface zone, also containing substantial amounts of binder phase.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen in flüssiger Phase gesinterten Körper einer Carbonitridlegierung mit Titan als Hauptkomponente, welche verbesserte Eigenschaften hat, besonders bei Verwendung als Schneidwerkzeugmaterial bei Schneidoperationen, die scharfe Kanten in Kombination mit hoher Verschleißbeständigkeit und Beständigkeit gegen plastische Verformung erfordern. Dies wurde durch Hitzebehandlung des Materials in einer Stickstoffatmosphäre erreicht.The present invention relates to a liquid phase sintered body of a carbonitride alloy with titanium as the main component, which has improved properties, particularly when used as a cutting tool material in cutting operations requiring sharp edges in combination with high wear resistance and resistance to plastic deformation. This was achieved by heat treating the material in a nitrogen atmosphere.

Carbonitridlegierungen auf Titanbasis, sogenannte Cermets, sind heute als Einsatzmaterial in der metallschneidenden Industrie gut eingeführt und werden besonders zur Nachbearbeitung verwendet. Sie bestehen aus harten Carbonitridbestandteilen, die in eine metallische Bindephase eingebettet sind. Die Körner der harten Bestandteile haben allgemein eine komplexe Struktur mit einem Kern, der von einer Schale umgeben ist.Titanium-based carbonitride alloys, so-called cermets, are now well established as an insert material in the metal-cutting industry and are used in particular for post-processing. They consist of hard carbonitride components embedded in a metallic binder phase. The grains of the hard components generally have a complex structure with a core surrounded by a shell.

Zusätzlich zu Titan werden Elemente der Gruppe VIa, normalerweise sowohl Molybdän als auch Wolfram und manchmal Chrom, zugegeben, um die Benetzung zwischen Bindemittel und harten Bestandteilen zu erleichtern und das Bindemittel mit Hilfe von Lösungshärtung zu festigen. Elemente der Gruppe IVa und/oder Va, d. h. Zr, Hf, V, Nb und Ta, werden auch in allen handelsüblichen Legierungen, die heute verfügbar sind, zugesetzt. Alle diese zusätzlichen Elemente werden gewöhnlich als Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zugegeben. Die Korngröße der harten Bestandteile ist gewöhnlich < 2 um. Die Bindephase ist normalerweise eine feste Lösung hauptsächlich von Kobalt und Nickel. Die Menge an Bindephase liegt allgemein bei 3 bis 25 Gew.-%. Andere Elemente werden manchmal ebenfalls zugesetzt, wie Aluminium, die die Bindephase härten und/oder die Benetzung zwischen harten Bestandteilen und Bindephase verbessern sollen.In addition to titanium, Group VIa elements, usually both molybdenum and tungsten and sometimes chromium, are added to facilitate wetting between binder and hard components and to strengthen the binder by solution hardening. Group IVa and/or Va elements, i.e. Zr, Hf, V, Nb and Ta, are also added in all commercial alloys available today. All of these additional elements are usually added as carbides, nitrides and/or carbonitrides. The grain size of the hard components is usually < 2 µm. The binder phase is usually a solid solution of mainly cobalt and nickel. The amount of binder phase is generally 3 to 25 wt%. Other elements are sometimes also added, such as aluminum, to harden the binder phase and/or improve wetting between hard components and binder phase.

Ein Hauptvorteil von Cermets im Vergleich mit dem Material auf WC-Co-Basis besteht darin, dass eine relativ hohe Verschleißbeständigkeit und chemische Inertheit ohne Aufbringung einer Oberflächenbeschichtung erhalten werden kann. Diese Eigenschaft wird hauptsächlich beim extremen Nachbearbeiten ausgenutzt, welches scharfe Kanten und chemische Inertheit erfordert, um bei geringem Vorschub und hoher Geschwindigkeit zu schneiden. Diese erwünschten Eigenschaften werden jedoch allgemein zu Lasten der Zähigkeit und Kantensicherheit sowie der Produktionsleichtigkeit erhalten. Die erfolgreichsten Materialien haben großen Stickstoffgehalt [N/(C + N) übersteigt oftmals 50%], welcher das Sintern in herkömmlichen Verfahren infolge der durch die Nitrifikation verursachten Porosität schwierig macht. Hoher Stickstoffgehalt macht auch das Material schwierig zu schleifen. Schleifen kann aber erforderlich sein, um scharfe defektfreie Kanten und kleine Toleranzen zu bekommen. Idealerweise hätte man für extreme Nachbearbeitung gern ein unbeschichtetes Cermet mit niedrigem bis mäßigem Stickstoffgehalt zur Erleichterung der Produktion, aber mit Verschleißbeständigkeit wie PVD- oder CVD-beschichtetes Material.A major advantage of cermets compared to WC-Co based material is that relatively high wear resistance and chemical inertness can be obtained without the application of a surface coating. This property is mainly exploited in extreme post-machining, which requires sharp edges and chemical inertness to cut at low feed and high speed. However, these desirable properties are generally obtained at the expense of toughness and edge security as well as ease of production. The most successful materials have high nitrogen content [N/(C + N) often exceeds 50%], which makes sintering in conventional processes difficult due to the porosity caused by nitrification. High nitrogen content also makes the material difficult to grind. However, grinding may be required to obtain sharp defect-free edges and small tolerances. Ideally, for extreme post-machining, one would like an uncoated cermet with low to moderate Nitrogen content to facilitate production, but with wear resistance like PVD or CVD coated material.

Die US-PS 4 447 263 beschreibt Einsätze einer Carbonitridlegierung auf Titanbasis, die mit einer verschleißbeständigen Oberflächenschicht von Carbonitrid oder Oxycarbonitrid allein oder in Kombination versehen ist, wo die Oberflächenschicht vollständig frei von Bindephase ist. Die Schicht wird durch eine Hitzebehandlung bei 1100 bis 1350ºC in einer Atmosphäre von N&sub2;, CO und/oder CO&sub2; bei Unteratmosphärendruck erhalten.US Patent 4,447,263 describes inserts of a titanium-based carbonitride alloy provided with a wear-resistant surface layer of carbonitride or oxycarbonitride, alone or in combination, where the surface layer is completely free of binder phase. The layer is obtained by heat treatment at 1100 to 1350°C in an atmosphere of N₂, CO and/or CO₂ at subatmospheric pressure.

Ein anderes Beispiel findet sich in der US-PS 5 336 292, wo die Oberflächenschicht eine kleine Menge Bindephase enthält, aber vom Inneren des Materials durch eine scharfe Grenzfläche von einer an Bindephase angereicherten Zone abgetrennt ist. Die Schicht wird durch Hitzebehandlung in einer Atmosphäre von N&sub2; und/oder NH&sub3;, gegebenenfalls in Kombination mit wenigstens einer der Verbindungen CH&sub4;, CO und CO&sub2; bei 1100 bis 1350ºC während 1 bis 25 h bei Atmosphärendruck oder höher erhalten.Another example is found in US Patent 5,336,292, where the surface layer contains a small amount of binder phase, but is separated from the interior of the material by a sharp interface from a zone enriched in binder phase. The layer is obtained by heat treatment in an atmosphere of N₂ and/or NH₃, optionally in combination with at least one of the compounds CH₄, CO and CO₂ at 1100 to 1350°C for 1 to 25 hours at atmospheric pressure or higher.

Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine gesinterte Carbonitridlegierung auf Titanbasis zu bekommen, wie in Anspruch 1 angegeben, die eine 5 bis 60 um dicke Oberflächenzone mit hohem Stickstoffgehalt, erhalten durch Hitzebehandlung, besitzt. Die Hitzebehandlung wird als eine Verfahrensstufe, die in den Kühlteil des Sinterzyklus eingeschlossen ist, oder als getrenntes Verfahren, z. B. als letzte Produktionsstufe, durchgeführt, nachdem gegebenenfalls ein Schleifen durchgeführt wurde.It is an object of the present invention to obtain a sintered titanium-based carbonitride alloy as specified in claim 1, having a 5 to 60 µm thick high nitrogen content surface zone obtained by heat treatment. The heat treatment is carried out as a process step included in the cooling part of the sintering cycle, or as a separate process, e.g. as the last production step, after grinding has been carried out if necessary.

Fig. 1 ist eine Mikrophotographie in 2000facher Vergrößerung und zeigt einen Teil eines Einsatzes der vorliegenden Erfindung.Figure 1 is a photomicrograph at 2000X magnification showing a portion of an insert of the present invention.

Fig. 2 ist eine EMPA (Elektronenmikrosondenanalyse)-Linienabtastung von Co, N, W, Ti und C in einem Teil eines Einsatzes der vorliegenden Erfindung.Figure 2 is an EMPA (Electron Microprobe Analysis) line scan of Co, N, W, Ti and C in a portion of an insert of the present invention.

Fig. 3 ist ein Röntgenstrahlenbeugungsbild der hitzebehandelten Oberfläche eines Einsatzes der vorliegenden Erfindung.Figure 3 is an X-ray diffraction pattern of the heat treated surface of an insert of the present invention.

Die gesinterte Carbonitridlegierung auf Titanbasis nach der vorliegenden Erfindung enthält 2 bis 15 Atom-%, vorzugsweise 2 bis 6 Atom-% Wolfram und/oder Molybdän. Außer Titan enthält die Legierung 0 bis 15 Atom-% Elemente der Gruppe IVa und/oder Va, vorzugsweise 0 bis 5 Atom-% Tantal und/oder Niob. Als Bindephase bildendes Element werden 5 bis 25 Atom-%, vorzugsweise 9 bis 16 Atom-% Kobalt zugegeben. Die Legierung hat ein Verhältnis N/(C +N) im Bereich von 10 bis 40 Atom-%, vorzugsweise 10 bis 40 Atom-%. am meisten bevorzugt werden keine Elemente zusätzlich zu C, N, Ti, W, Ta und Co zugesetzt. In einer 5 bis 60 um, vorzugsweise 15 bis 50 um, am meisten bevorzugt 20 bis 40 um dicken Oberflächenzone nimmt der Stickstoffgehalt zu der Oberfläche hin zu. Diese Anreicherung beruht hauptsächlich auf der Anwesenheit von TiN-Körnern, die während der Hitzebehandlung gebildet werden und durch Röntgenstrahlenbeugung identifiziert werden können. Diese TiN-Körner können getrennt, aber auch epitaxial unter Bildung einer Außenschale, die wenigstens teilweise die Carbonitridkörner umgibt, wachsen. Weiterhin hat die an Stickstoff angereicherte Zone einen Bindephasengehalt, der etwa gleich wie in der Masse ist und über die ganze Strecke auswärts zu der Oberfläche hin verteilt ist. Der Co-Gehalt an der Oberfläche ist 50 bis 150%, vorzugsweise 75 bis 130%, am meisten bevorzugt 90 bis 125% des Massenwertes, abhängig davon, ob ein Co-Gradient zu der Oberfläche hin in dem Material vor der Hitzebehandlung vorlag. So ist die angereicherte Zone nicht ein Überzug und nicht eine im wesentlichen bindephasenfreie Hartphasenschicht. Der Co-Gehalt in der Oberflächenzone ist im wesentlichen der gleiche wie in dem inneren Teil des Körpers. In einem Röntgenstrahlenbeugungsbild der Oberfläche ist Tihaltige harte Phase als zwei bestimmte Peaks zu sehen, ein Peak, der von TiN stammt, und der andere Peak, der von einer gemischten kubischen Carbonitridphase stammt. Das Intensitätsverhältnis TiN(200)/TiCN(200) soll > 0,5, vorzugsweise > 1, am meisten bevorzugt > 1,5 sein. In demselben Röntgenstrahlenbeugungsbild ist auch ein deutlicher Peak zu sehen, der von Bindephase auf Co-Basis stammt.The sintered titanium-based carbonitride alloy according to the present invention contains 2 to 15 atomic %, preferably 2 to 6 atomic %, of tungsten and/or molybdenum. In addition to titanium, the alloy contains 0 to 15 atomic % of elements of group IVa and/or Va, preferably 0 to 5 atomic % of tantalum and/or niobium. As a binder phase forming element, 5 to 25 atomic %, preferably 9 to 16 atomic % of cobalt is added. The alloy has a ratio N/(C + N) in the range of 10 to 40 atomic %, preferably 10 to 40 atomic %. Most preferably, no elements in addition to C, N, Ti, W, Ta and Co are added. In a surface zone 5 to 60 µm, preferably 15 to 50 µm, most preferably 20 to 40 µm thick, the nitrogen content increases towards the surface. This enrichment is mainly due to the presence of TiN grains formed during heat treatment and identified by X-ray diffraction. These TiN grains can be separated, but also epitaxially grown to form an outer shell that at least partially covers the carbonitride grains. Furthermore, the nitrogen-enriched zone has a binder phase content approximately the same as in the bulk and is distributed all the way outward toward the surface. The Co content at the surface is 50 to 150%, preferably 75 to 130%, most preferably 90 to 125% of the bulk value, depending on whether a Co gradient toward the surface existed in the material before heat treatment. Thus, the enriched zone is not a coating and is not a substantially binder phase-free hard phase layer. The Co content in the surface zone is substantially the same as in the interior part of the body. In an X-ray diffraction pattern of the surface, Ti-containing hard phase is seen as two distinct peaks, one peak originating from TiN and the other peak originating from a mixed cubic carbonitride phase. The intensity ratio TiN(200)/TiCN(200) should be > 0.5, preferably > 1, most preferably > 1.5. In the same X-ray diffraction pattern, a clear peak originating from Co-based binder phase is also seen.

Die Legierung darf kein Nickel und/oder Eisen außer unvermeidbarer Verunreinigungen enthalten. Für höhere Gehalte dieser bindemittelbildenden Elemente kann die erwünschte Mikrostruktur nicht erzeugt werden. Stattdessen wird eine im wesentlichen an Bindephase freie harte Phasenoberflächenschicht gebildet. Solche Schichten wurden von früheren Erfindern als eine Alternative zu teuren Beschichtungen präsentiert, besitzen aber im Vergleich zu PVD- und CVD-Beschichtungen schlechtere Eigenschaften.The alloy must not contain nickel and/or iron except for unavoidable impurities. For higher contents of these binder-forming elements, the desired microstructure cannot be produced. Instead, a hard phase surface layer essentially free of binder phase is formed. Such layers have been presented by previous inventors as an alternative to expensive coatings, but have inferior properties compared to PVD and CVD coatings.

Die gesinterten Carbonitridlegierungen nach der vorliegenden Erfindung werden nach einer Methode hergestellt, bei welcher die Pulver von Carbiden, Carbonitriden und/oder Nitriden mit Co zu einer vorgeschriebenen Zusammensetzung vermischt und zu Rohlingskörpern erwünschter Form gepresst werden. Die Rohlingskörper werden in flüssiger Phase im Vakuum oder in einer gesteuerten Gasatmosphäre bei einer Temperatur im Bereich von 1370 bis 1500ºC, vorzugsweise unter Verwendung der in der schwedischen Patentanmeldung Nr. 9 701 858-4 beschriebenen Technik gesintert. Entweder direkt nach dem Kühlen von Sintertemperatur oder als ein getrenntes Verfahren werden die Einsätze bei einer Temperatur von 1150 bis 1250ºC in einer Atmosphäre, die 500 bis 1500 mbar, vorzugsweise 1000 bis 1500 mbar Stickstoffgas umfasst, während 1 bis 40 h, vorzugsweise 10 bis 25 h hitzebehandelt.The sintered carbonitride alloys according to the present invention are manufactured by a method in which the powders of carbides, carbonitrides and/or nitrides are mixed with Co to a prescribed composition and pressed into blank bodies of desired shape. The blank bodies are sintered in liquid phase in vacuum or in a controlled gas atmosphere at a temperature in the range of 1370 to 1500°C, preferably using the technique described in Swedish Patent Application No. 9 701 858-4. Either directly after cooling from sintering temperature or as a separate process, the inserts are heat treated at a temperature of 1150 to 1250°C in an atmosphere comprising 500 to 1500 mbar, preferably 1000 to 1500 mbar nitrogen gas for 1 to 40 hours, preferably 10 to 25 hours.

Es zeigte sich rechts überraschend, dass für die oben angegebenen Zusammensetzungen eine Nitrifikation verwendet werden kann, um chemische Inertheit, Verschleißbeständigkeit und Beständigkeit gegen plastische Verformung von Cermets zu verbessern, ohne dass man eine Oberflächenschicht von harter Phase erhält. Der Grund hierfür ist, wie sich ergab, eine Bindephase auf Co-Basis und ein relativ hoher Stickstoffdruck in dem Ofen. Stickstoffdiffusion von der Oberfläche ist deutlich schneller als Titandiffusion. Aus diesem Grund werden TiN- Keime im Inneren des Materials eher als an der Oberfläche gebildet. Die Geschwindigkeit der TiN-Bildung in einer bestimmten Tiefe von der Oberfläche aus wird durch die Stickstoffaktivität in jener Tiefe bestimmt. Ti wird am wahrscheinlichsten vorherrschend von den Kanten der Hartphasenkörner genommen. So werden die Kanten wenigstens etwas gelöst, was zu verminderter Korngröße führt. Überschüssige Elemente der Gruppen V und VI von den Kanten diffundieren von der Oberfläche weg und fallen auf vorhandenen Körnern harter Phase im Inneren des Materials aus. Infolge dieses letzteren Verfahrens kann eine leichte Bindephasenanreicherung der nitrierten Oberflächenzone wenigstens bei längeren Arbeitszeiten auftreten. Wenn dies nicht erwünscht ist, kann dem durch Bildung einer mäßigen Bindephasenverarmung in der Oberflächenzone des Einsatzes vor der Hitzebehandlung entgegenwirkt werden. Dies geschieht vorzugsweise durch Verwendung der in der oben zitierten Patentanmeldung beschriebenen Technik. Sobald eine merkliche Menge an Ni oder Fe zu der Legierung zugegeben wird, nimmt die Löslichkeit von Titan in der Bindephase drastisch zu. Dies steigert seinerseits die Diffusionsgeschwindigkeit von Titan, und stattdessen bildet sich eine Oberflächenschicht aus harter Phase.It was found, quite surprisingly, that for the above compositions, nitrification can be used to improve chemical inertness, wear resistance and resistance to plastic deformation of cermets without obtaining a surface layer of hard phase. The reason for this, as it turned out, is a Co-based binder phase and a relatively high nitrogen pressure in the furnace. Nitrogen diffusion from the surface is significantly faster than titanium diffusion. For this reason, TiN nuclei are formed inside the material rather than at the surface. The rate of TiN formation at a certain depth from the surface is determined by the nitrogen activity at that depth. Ti is most likely to be taken predominantly from the edges of the hard phase grains. Thus, the edges are at least somewhat dissolved, resulting in reduced grain size. Excess Group V and VI elements from the edges diffuse away from the surface and precipitate on existing hard phase grains in the interior of the material. As a result of this latter process, a slight binder phase enrichment of the nitrided surface zone may occur, at least during longer working times. If this is not desired, this can be counteracted by forming a moderate binder phase depletion in the surface zone of the insert prior to heat treatment. This is preferably done using the technique described in the patent application cited above. As soon as an appreciable amount of Ni or Fe is added to the alloy, the solubility of titanium in the binder phase increases dramatically. This in turn increases the diffusion rate of titanium, and a surface layer of hard phase is formed instead.

Da das Verfahren durch reaktive Gase in der Sinteratmosphäre gesteuert wird, ist es ein definitiver Vorteil, die Einsätze auf einer Oberfläche anzuordnen, welche in dieser Atmosphäre inert ist. Ein gutes Beispiel hierfür sind mit Yttriumoxid beschichtete Graphitböden, wie sie in der WO 97/40 203 beschrieben sind.Since the process is controlled by reactive gases in the sintering atmosphere, it is a definite advantage to place the inserts on a surface that is inert in this atmosphere. A good example of this is graphite trays coated with yttria, as described in WO 97/40 203.

Beispiel 1example 1

Ein Pulvergemisch mit einer chemischen Zusammensetzung (Atomprozente) 40,78% Ti, 3,6% W, 30,4% C, 13,9% N und 11,4% Co wurde aus Ti(C, N), WC und Co als Rohmaterialpulver hergestellt. Die mittlere Korngröße des Ti(C, N)- und WC-Pulvers war 1,4 um. Das pulverisierte Gemisch wurde naß vermahlen, getrocknet und zu Rohlingskörpern der Einsatztype TNMG 160408-PF gepresst. Die Körper wurden in flüssiger Phase bei 1430ºC während 90 min in einer Ar-Atmosphäre von 10 mbar gesintert. Beim Sintern wurde die Technik mit umgekehrtem Schmelzen angewendet, bei der sich in der Mitte die flüssige Bindephase bildet und nach außen zu der Oberfläche hin wandert, um in dem gesamten Material einen makroskopischen Co-Gradienten zu bekommen, wobei der Co-Gehalt in der Oberfläche 85% desjenigen in der Mitte der Legierung ist. Dieses Verfahren ist in der schwedischen Patentanmeldung Nr. 9 701 858-4 beschrieben. In dem Kühlteil des Verfahrens wurde eine Nitrierstufe einbezogen, in der die Körper in Stickstoffgas von 1013 mbar bei 1200ºC während 20 h hitzebehandelt wurden.A powder mixture with a chemical composition (atomic percentage) 40.78% Ti, 3.6% W, 30.4% C, 13.9% N and 11.4% Co was prepared from Ti(C, N), WC and Co as raw material powder. The average grain size of the Ti(C, N) and WC powder was 1.4 µm. The pulverized mixture was wet ground, dried and pressed into blank bodies of the insert type TNMG 160408-PF. The bodies were sintered in the liquid phase at 1430ºC for 90 min in an Ar atmosphere of 10 mbar. During sintering, the reverse melting technique was used, in which the liquid binder phase forms in the middle and migrates outwards towards the surface to obtain a macroscopic Co gradient throughout the material, with the Co content in the surface being 85% of that in the middle of the alloy. This process is described in Swedish patent application No. 9 701 858-4. In the cooling part of the process, a nitriding step was included, in which the bodies were heat-treated in nitrogen gas of 1013 mbar at 1200ºC for 20 h.

Polierte Querschnitte der Einsätze wurden nach metallographischen Standardtechniken hergestellt und unter Verwendung optischer Mikroskopie und von Elektronenmikrosondenanalyse (EMPA) gekennzeichnet. Optische Mikroskopie zeigte, dass die Einsätze eine goldene bis bronzefarbige, etwa 40 um dicke Oberflächenzone, Fig. 1, hatten. Fig. 2 zeigt eine EMPA- Linienabtastanalyse von Co, N, W, Ti und C im Bereich von der Oberfläche bis 500 um in das Material hinein. Selbstverständlich nimmt in einer etwa 30 um dicken Oberflächenzone der Stickstoffgehalt zu der Oberfläche hin wesentlich zu, steigert sich der Ti-Gehalt, während der W- und C-Gehalt abnimmt. In derselben Zone nimmt der Kobaltgehalt zu und erreicht etwa 125% des Massengehaltes an der Oberfläche. Fig. 3 zeigt ein Röntgenstrahlenbeugungsbild der Wärmebehandlungsoberfläche. Selbstverständlich ergibt die harte Phase auf Ti-Basis zwei bestimmte Peakreihen, eine, die von TiN stammt, mit einer Intensität von etwa dem Zweifachen jener der anderen, welche von einer Carbonitridphase stammt. Co-Peaks sind auch in dem Beugungsbild vorhanden.Polished cross sections of the inserts were prepared using standard metallographic techniques and characterized using optical microscopy and electron microprobe analysis (EMPA). Optical microscopy showed that the inserts had a golden to bronze colored surface zone about 40 µm thick, Fig. 1. Fig. 2 shows an EMPA line scan analysis of Co, N, W, Ti and C in the range from the surface to 500 µm into the material. Of course, in a surface zone about 30 µm thick the As the nitrogen content increases substantially towards the surface, the Ti content increases while the W and C content decreases. In the same zone, the cobalt content increases and reaches about 125% of the mass content at the surface. Fig. 3 shows an X-ray diffraction pattern of the heat treatment surface. Of course, the Ti-based hard phase gives two distinct series of peaks, one originating from TiN, with an intensity about twice that of the other, which originates from a carbonitride phase. Co peaks are also present in the diffraction pattern.

Beispiel 2 (Vergleichsbeispüel)Example 2 (comparative example)

Als ein Vergleichsbeispiel für das Testen der Leistung wurden Einsätze TNMG 160408- PF aus einem Pulvergemisch hergestellt, das (in Atomprozenten) aus Co 8,3, Ni 4,2, Ti 34,8, Ta 2,5, Nb 0,8, W 4,2, Mo 2, C 26,6 und N 16,6 bestand, und in herkömmlichem Verfahren wurde in flüssiger Phase gesintert. Diese Einsätze wurden mit einer etwa 4 um dicken Ti(C, N)- Schicht und einer weniger als 1 um dicken TiN-Schicht unter Verwendung der physikalischen Abscheidungstechnik aus der Dampfphase (PVD) überzogen. Dies ist eine weitverbreitete Cermetqualität mit PVD-Beschichtung innerhalb des P25-Bereiches für Drehen.As a comparative example for performance testing, TNMG 160408-PF inserts were made from a powder mixture consisting (in atomic percent) of Co 8.3, Ni 4.2, Ti 34.8, Ta 2.5, Nb 0.8, W 4.2, Mo 2, C 26.6 and N 16.6 and sintered in liquid phase using the conventional process. These inserts were coated with a Ti(C,N) layer approximately 4 µm thick and a TiN layer less than 1 µm thick using the physical vapor deposition (PVD) technique. This is a widely used cermet grade with PVD coating within the P25 range for turning.

Beispiel 3Example 3

Ein Längsdreharbeiten erfolgte, um die Verschleißbeständigkeit und Beständigkeit gegen plastische Verformung der Einsätze der Beispiele 1 und 2 zu untersuchen. Das Kriterium für die Standzeit des Werkzeugs war Kantenbruch infolge plastischer Verformung oder Flankenverschleiß größer als 0,3 mm. Ein Test wurde unter Kühlen durchgeführt, um hauptsächlich die Verschleißbeständigkeit zu testen. Der andere Test wurde ohne Kühlung durchgeführt, um hauptsächlich die Beständigkeit gegen plastische Verformung zu prüfen. Die Zeit, die erforderlich war, um das Ende der Werkzeugstandzeit zu erreichen, wurde für jede Schneidkante gemessen. In jedem Test wurden drei Kanten je Variante geprüft. Die Geschwindigkeit war 275 m/min. der Vorschub 0,2 mm/U, die Schneidtiefe 2 mm und das Arbeitsstückmaterial SS2541. Das Ergebnis findet sich in Tabelle 1 nachfolgend. Tabelle 1 A longitudinal turning operation was carried out to examine the wear resistance and plastic deformation resistance of the inserts of Examples 1 and 2. The criterion for tool life was edge breakage due to plastic deformation or flank wear greater than 0.3 mm. One test was carried out under cooling to mainly test the wear resistance. The other test was carried out without cooling to mainly test the plastic deformation resistance. The time required to reach the end of the tool life was measured for each cutting edge. In each test, three edges per variant were tested. The speed was 275 m/min, the feed 0.2 mm/rev, the cutting depth 2 mm and the workpiece material SS2541. The result is shown in Table 1 below. Table 1

Vergleicht man die Ergebnisse, so ist klar, dass das Nitrierungsverfahren sowohl die Verschleißbeständigkeit als auch die Beständigkeit gegen plastische Verformung drastisch verbessert. Es sei bemerkt, dass unbeschichtete Einsätze, die nach Beispiel 1 ausgenommen die Nitrierungsstufe hergestellt wurden, sinnvollerweise nicht in diesen Test einbezogen wurden. Selbst mit Kühlmittel wäre ihre Widerstandsfähigkeit gegen plastische Verformung nicht ausreichend, um mehr als 1 bis 3 min zu widerstehen.Comparing the results, it is clear that the nitriding process dramatically improves both wear resistance and resistance to plastic deformation. Note that uncoated inserts made according to Example 1 except for the nitriding step were sensibly not included in this test. Even with coolant, their resistance to plastic deformation would not be sufficient to withstand more than 1 to 3 minutes.

Claims (3)

1. Schneidwerkzeugeinsatz aus gesinterter Carbonitridlegierung auf Titanbasis mit einem Gehalt an harten Bestandteilen auf der Basis von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und/oder W in einer Kobaltbindephase, wobei diese Legierung kein Ni und/oder Fe enthält und eine 50 bis 60 um, vorzugsweise 15 bis 50 um, am meisten bevorzugt 20 bis 40 um dicke, an Stickstoff angereicherte Oberflächenzone mit einem Bindephasengehalt aufweist, der etwa der gleiche wie in der Masse ist und vollständig bis zur Oberfläche hin verteilt ist, und einem Co-Gehalt an der Oberfläche im Bereich von 50 bis 150%, vorzugsweise 75 bis 130%, am meisten bevorzugt 90 bis 125% des Massenwertes.1. Cutting tool insert made of sintered titanium-based carbonitride alloy with a content of hard components based on Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo and/or W in a cobalt binder phase, said alloy containing no Ni and/or Fe and having a 50 to 60 µm, preferably 15 to 50 µm, most preferably 20 to 40 µm thick, nitrogen-enriched surface zone with a binder phase content which is approximately the same as in the bulk and is completely distributed to the surface, and a Co content at the surface in the range of 50 to 150%, preferably 75 to 130%, most preferably 90 to 125% of the bulk value. 2. Schneidwerkzeugeinsatz nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass ein Röntgenstrahlendiffraktogramm der Oberfläche zwei Gruppen von Peaks enthält, die von harter Phase auf Ti-Basis stammen, und eine Gruppe von Peaks enthält, die von einer Bindephase auf Co-Basis stammen, wobei das Intensitätsverhältnis TiN(200)/TiCN(200) > 0,5, vorzugsweise > 1, am meisten bevorzugt > 1,5 ist.2. Cutting tool insert according to claim 1, characterized in that an X-ray diffractogram of the surface contains two groups of peaks originating from a Ti-based hard phase and one group of peaks originating from a Co-based binder phase, wherein the intensity ratio TiN(200)/TiCN(200) is > 0.5, preferably > 1, most preferably > 1.5. 3. Schneidwerkzeugeinsatz nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass er außer unvermeidbaren Verunreinigungen zusätzlich zu Titan 2 bis 15, vorzugsweise 2 bis 7 Atom-% Wolfram und/oder Molybdän, 0 bsi 15 Atom-% Elemente der Gruppe IVa and/oder Va außer Titan, Wolfram und/oder Molybdän, vorzugsweise 0 bis 5 Atom-% Tantal und/oder Niob, 5 bis 25, vorzugsweise 9 bis 16 Atom-% Kobalt und mit einem mittleren N/(C+N)-Verhältnis im Bereich von 10 bis 60, vorzugsweise 10 bis 40 Atom-% enthält.3. Cutting tool insert according to one of the preceding claims, characterized in that, in addition to unavoidable impurities, it contains, in addition to titanium, 2 to 15, preferably 2 to 7 atomic % of tungsten and/or molybdenum, 0 to 15 atomic % of elements of group IVa and/or Va other than titanium, tungsten and/or molybdenum, preferably 0 to 5 atomic % of tantalum and/or niobium, 5 to 25, preferably 9 to 16 atomic % of cobalt and with an average N/(C+N) ratio in the range of 10 to 60, preferably 10 to 40 atomic %.