SE459862B - SINTRAD TWO-PHASE CARBON NITRID METAL AND METHOD FOR PREPARING THIS - Google Patents

Abstract

The present invention concerns an alloy for cutting tools which contains 75-97% by weight of a hard carbonitride and 3-25% by weight of a binder metal, the hard component containing titanium as the main metal constituent, together with tungsten, molybdenum, tantalum and, if appropriate, vanadium, and, as nonmetallic constituents, carbon and nitrogen. The binder metal is chosen from the group comprising iron, cobalt and nickel. The resistance of the alloy to plastic deformation has been improved by adding tantalum as a mixed carbide Ti,TaC optionally also including Nb.

Description

459 862 10 15 20 25 30 35 2 Enligt uppfinningen föreligger nu en sintrad karbonitrid innehållande 75-97 vikt-% av en hård karbonitridkomponent och 3-25 vikt-% bindemetall, där den hårda komponenten innehåller titan som den viktigaste metallkomponenten. I den hårda komponenten ingår vidare 10-40 vikt- %, företrädesvis 20-30 Vikt- %, av en eller båda av wolíram och molybden samt 3-25 vikt-%, företrädesvis 5-15 vikt-% tantal jämte h kväve, varvid halten företrädesvis 15-35 vikt-% av de -metalliska komponenterna. Bindemetallen utgörs av minst ett element ur en grupp bestående av järn, kobolt och nickel. icke-metalliska komponenter av kol oc av kväve är S-40 vikt-%, icke Legeringen kan vidare innehålla upp till 20 vikt-%, före- trädesvis 4-l0 vikt-% vanadin-karbid. According to the invention there is now a sintered carbonitride containing 75-97% by weight of a hard carbonitride component and 3-25% by weight of binder metal, the hard component containing titanium as the most important metal component. The hard component further comprises 10-40% by weight, preferably 20-30% by weight, of one or both of woliram and molybdenum and 3-25% by weight, preferably 5-15% by weight of tantalum and h nitrogen, wherein the content is preferably 15-35% by weight of the metallic components. The binder metal consists of at least one element from a group consisting of iron, cobalt and nickel. non-metallic components of carbon and of nitrogen are S-40% by weight, non The alloy may further contain up to 20% by weight, preferably 4-10% by weight of vanadium carbide.

Karbonitridkomponenten hos legeríngen är en tvåfasblandning innehållande en titan- och tantal-rik karbonitrid fast lösning som är kv ävefattig och en annan fas som är rik på komponenter av grupp VI metaller samt kväverik. Den två- fasiga mikrostrukturen bildar en struktur hos vilken den titan- och tantal-rika fasen är omgiven av den fas som är rik på grupp VI metaller samt bildar den huvudsakliga gränsytan med bindelegeringen.The carbonitride component of the alloy is a two-phase mixture containing a titanium- and tantalum-rich carbonitride solid solution which is low in nitrogen and another phase which is rich in components of group VI metals and rich in nitrogen. The biphasic microstructure forms a structure in which the titanium- and tantalum-rich phase is surrounded by the phase rich in Group VI metals and forms the main interface with the binder alloy.

Vid en alternativ utföringsform av uppfinningen är Ta helt eller delvis ersatt av Nb. Den sintrade karbonitridlege- ringen med kännetecken enligt ovanstående beskrivning har bättre motstândsförmâga mot förslitning och plastisk de- formation ân tidigare kända sintrade karbonitridlegeringar.In an alternative embodiment of the invention, Ta is completely or partially replaced by Nb. The sintered carbonitride alloy with characteristics according to the above description has better resistance to wear and plastic deformation than previously known sintered carbonitride alloys.

TiC baserade hârdmetaller med tillsatser av andra karbider såsom WC och Mo2C för att förbättra vätníngsegenskaperna bildar i allmänhet en tvâfasstruktur bestående av nästan oförändrade TiC-kärnor med en ytzon rik på WC och Mo 2C som bildar den huvudsakliga gränsytan med bindefasen. 10 15 20 25 30 35 459 862 3 Den sistnämnda fasen som är en fast lösning är emellertid benägen för korntillväxt under sintringen och följaktligen erhålls en tämligen stor kornstorlek. Detta är till förfâng för både hållfasthets- och slitstyrkeegenskaperna.TiC-based cemented carbides with additives of other carbides such as WC and Mo2C to improve the wetting properties generally form a two-phase structure consisting of almost unchanged TiC cores with a surface zone rich in WC and Mo 2C forming the main interface with the binder phase. However, the latter phase which is a solid solution is prone to grain growth during sintering and consequently a rather large grain size is obtained. This is to the detriment of both strength and abrasion resistance properties.

Tillsatser av TiN reducerar korntillväxten drastiskt hos TiC baserade hârdmetaller väsentligen på grund av att den sekundära fasen i kontakt med bindemedlet, nu består av en karbonitrid som är mindre benägen för upplösning i binde- fasen. TiN har därför en gynnsam effekt på hållfasthet och brottseghet hos legeringen. TiN har också en högre termisk ledningsförmàga än TiC och följaktligen ökas den termiska ledningsförmågan hos legeringen vilket leder till lägre temperaturer hos skäreggen och en jämnare temperaturfördel- ning vid en given kombination av skärdata.Additions of TiN drastically reduce the grain growth of TiC-based cemented carbides substantially because the secondary phase in contact with the binder now consists of a carbonitride which is less prone to dissolution in the binder phase. TiN therefore has a beneficial effect on the strength and fracture toughness of the alloy. TiN also has a higher thermal conductivity than TiC and consequently the thermal conductivity of the alloy is increased, which leads to lower temperatures of the cutting edge and a more even temperature distribution with a given combination of cutting data.

TiN har därför en gynnsam inverkan på motståndet mot termisk sprickbildning, temperaturstyrda förslitningsmekanismer såsom upplösning/diffusionsförslitning samt motståndet mot plastisk deformation.TiN therefore has a beneficial effect on the resistance to thermal cracking, temperature-controlled wear mechanisms such as dissolution / diffusion wear and the resistance to plastic deformation.

Mo2C och WC förbättrar vätningsegenskaperna hos den hårda fasen vilket förbättrar hállfastheten hos legeringen.Mo2C and WC improve the wetting properties of the hard phase, which improves the strength of the alloy.

Molybden och wolfram reducerar också tendensen till plastisk deformation på grund av en fast lösningsförstärkning eller härdning av bindelegeringen.Molybdenum and tungsten also reduce the tendency to plastic deformation due to a solid solution reinforcement or hardening of the binder alloy.

VC har visat sig ytterligare förbättra fasslitstyrkan vid tillsats till legeringen enligt uppfinningen.VC has been found to further improve the phase abrasion resistance when added to the alloy of the invention.

För att ytterligare öka motståndet mot plastisk deformation är det väsentligt att också undersöka den hårda komponentens betydelse. Den består väsentligen av centrala kärnor, rika på titan och kol från TiC råmaterialet, omgivna av en sekundär fas som väsentligen är en karbonitrid rik på de andra legeringselementen. TiC kärnorna upptar således en ganska stor volymandel av den hårda komponenten. 459 862 10 15 20 25 30 35 4 Plastisk deformation av verktyget vid högre temperaturer kommer att äga rum både i bindefasen och den hårda fasen.In order to further increase the resistance to plastic deformation, it is essential to also examine the significance of the hard component. It consists essentially of central cores, rich in titanium and carbon from the TiC raw material, surrounded by a secondary phase which is essentially a carbonitride rich in the other alloying elements. The TiC cores thus occupy a fairly large volume fraction of the hard component. 459 862 10 15 20 25 30 35 4 Plastic deformation of the tool at higher temperatures will take place in both the bonding phase and the hard phase.

Hårdheten hos TiC är ganska låg och mycket underlägsen den hos WC vid höga temperaturer även om motsatsen råder vid rumstemperatur.The hardness of TiC is quite low and very inferior to that of WC at high temperatures even if the opposite prevails at room temperature.

Det är ett ändamål hos föreliggande uppfinning att förbättra motståndet mot plastisk deformation genom att förbättra varmhàrdheten hos TiC kärnorna.It is an object of the present invention to improve the resistance to plastic deformation by improving the heat hardness of the TiC cores.

Det har nu överraskande visat sig att om Ta är närvarande som en blandkarbid (Ti,Ta)C i kärnorna hos kornen enligt ovanstående beskrivning så erhålles en avsevärd ökning beträffande motståndet mot plastisk deformation.It has now surprisingly been found that if Ta is present as a mixed carbide (Ti, Ta) C in the cores of the grains as described above, a considerable increase in the resistance to plastic deformation is obtained.

Ta kan delvis ersättas av Nb.Ta can be partially replaced by Nb.

Kornstorleken är i allmänhet <5 /um med huvuddelen av kornen <2/um.The grain size is generally <5 / um with the majority of the grains <2 / um.

Uppfinningen är ytterligare illustrerad genom figurerna 1, 2 och 3, som utgör SEM (Scanning Electron Microscope) foton av legeringar utnyttjande “tillbakaspridda elektroner" vid en förstoring av 4000 gånger.The invention is further illustrated by Figures 1, 2 and 3, which constitute SEM (Scanning Electron Microscope) photos of alloys utilizing "backscattered electrons" at a magnification of 4000 times.

Figur 1 visar en legering enligt tidigare känd teknik. A hänvisar till kärnor av TiC.Figure 1 shows an alloy according to the prior art. A refers to nuclei of TiC.

Figur 2 och 3 visar legeringar enligt uppfinningen där B är (Ta,Ta,Nb)-kärnor och C är (Ti,Ta)C-kärnor.Figures 2 and 3 show alloys according to the invention where B is (Ta, Ta, Nb) nuclei and C is (Ti, Ta) C nuclei.

Figur 1, 2 och 3 visar att antalet TiC-kärnor reduceras drastiskt när legerat TiC-pulver användes. TiC framstår som svarta och (Ti,Ta)C samt (Ti,Ta,N framstår som gråa beroende på det högre genoms atomnumret hos de senare. -kärnorna b)C-kärnorna nittliga Uppfinningen består också av en metod för tillverkning av en sintrad legering innehållande karbider och nitrider av Ti, 10 15 20 25 30 459 862 5 Ta och/e1ler Nb. Metoden innefattar uppvärmning av en primär pulverblandning av TiC och (Ta,Nb)C och/eller TaC under sådana betingelser att den resulterande primära produkten innehåller en fast lösning av (Ti,Ta)C eller (Ti,Ta,Nb)C.Figures 1, 2 and 3 show that the number of TiC cores is drastically reduced when alloyed TiC powder is used. The TiC appears to be black and (Ti, Ta) C and (Ti, Ta, N appear to be gray depending on the atomic number of the higher genome of the latter. Nuclei b) The C nuclei of the invention also consist of a method for producing a sintered alloy containing carbides and nitrides of Ti, 10 15 20 25 30 459 862 5 Ta and / or Nb. The method comprises heating a primary powder mixture of TiC and (Ta, Nb) C and / or TaC under such conditions that the resulting primary product contains a solid solution of (Ti, Ta) C or (Ti, Ta, Nb) C.

Nämnda produkt krossas till pulver, varpå pulvret blandas med karbider och/eller nítrider av metaller valda ur grupperna IV, V och VI företrädesvis Ti, W, V, Mo samt med en eller flera av Co, Ni och Fe som bindemedel i pulverform varefter pressning och sintring utförs såsom är känt enligt tidigare teknik.Said product is crushed into powder, whereupon the powder is mixed with carbides and / or nitrides of metals selected from groups IV, V and VI preferably Ti, W, V, Mo and with one or more of Co, Ni and Fe as binder in powder form after which pressing and sintering is performed as is known in the prior art.

Exempel 1 Pulver av fasta lösningar enligt uppfinningen framställdes med användning av TiC, (Ta,Nb)C 80/20 och TaC pulver som först blandades mekaniskt samt sedan värmebehandlades vid 2450°C i 2,5 h i vätgas. Den resulterande produkten krossades därefter till en kornstorlek <5/um.Example 1 Powders of solid solutions according to the invention were prepared using TiC, (Ta, Nb) C 80/20 and TaC powders which were first mixed mechanically and then heat treated at 2450 ° C for 2.5 hours in hydrogen gas. The resulting product was then crushed to a grain size <5 .mu.m.

Röntgendiffraktionsanalys av pulvren visade att de fasta lösningarna var enfasiga med en gitterparameter av 4,33 A för (Ti,Ta,Nb)C och 4,34 Å för (Ti,Ta)C.X-ray diffraction analysis of the powders showed that the solid solutions were single phase with a lattice parameter of 4.33 Å for (Ti, Ta, Nb) C and 4.34 Å for (Ti, Ta) C.

Exempel 2 Wolframkarbid, titankarbid, molybdenkarbid,tantalniobkarbid (80/20 vikt-%), titan-tantal-niob-karbid (80/16/4 vikt-%) F" (Exempel 1) och titan-tantal-karbid (80/20 vikt-%) (Exempel 1) samt järngruppmetaller tjänstgörande som bindemedel användes i de proportioner som är angivna i tabell 1 nedan för att ge prover med samma generella sammansättning.Example 2 Tungsten carbide, titanium carbide, molybdenum carbide, tantalum niobium carbide (80/20% by weight), titanium tantalum niobium carbide (80/16/4% by weight) F "(Example 1) and titanium tantalum carbide (80 / 20% by weight) (Example 1) and ferrous metals serving as binders were used in the proportions given in Table 1 below to give samples of the same general composition.

Pulvren blandades och maldes i kulkvarn med användning av hàrdmetallkulor i 30 h. Det torkade pulvret blev därefter pressat, sintrat i vakuum vid 1410°C i 90 minuter. ~ 459 862 10 15 20 25 30 6 Tabell 1 Prov nr 1 2 3 (tidigare känd teknik) Sammansättníng, vikt-% wc 16,3 -------- --> MOZC 9,5 ' -------- --> 'ric 37,5 7,7 15,1 (Ti,Ta)C (80/20) - - 29,7 (Ti,Ta,Nb)C (80/16/4) 37,1 - (Ta,Nb)C (80/20) 7,3 - - TiN 12,0 -------- --> vc 4,0 ------- --.-> Co 7,9 -------- --> Ni 5,5 -------- --> HV3 1598 1615 1599 Figur 1-3 visar mikrostrukturen hos proven 1-3, resp.The powders were mixed and ground in a ball mill using cemented carbide balls for 30 hours. The dried powder was then pressed, sintered in vacuo at 1410 ° C for 90 minutes. ~ 459 862 10 15 20 25 30 6 Table 1 Sample No. 1 2 3 (prior art) Composition, weight% wc 16.3 -------- -> MOZC 9.5 '---- ---- ->'ric 37.5 7.7 15.1 (Ti, Ta) C (80/20) - - 29.7 (Ti, Ta, Nb) C (80/16/4) 37 , 1 - (Ta, Nb) C (80/20) 7.3 - - TiN 12.0 -------- -> vc 4.0 ------- --.-> Co 7.9 -------- -> Ni 5.5 -------- -> HV3 1598 1615 1599 Figure 1-3 shows the microstructure of samples 1-3, resp.

Exemgel 3 Pâ väsentligen sama sätt som i Exempel 2 framställdes skärplattor med samansättningar enligt tabell 2 användande en sintringstemperatur av 1430°C. 10 15 20 25 30 35 Tabell 2 Prov nr (tidigare Sammansättning, vikt-% (Ti,Ta)C (80/20) (Ti,Ta,Nb)C (80/16/4) (Ta,Nb)C (80/20) TíN VC Co Ni Exemgel 4 känd teknik) 459 862 4 5 6 16,2 --------- --> 9,5 -------- --> 30,3 2,0 9,0 - - 28,4 35,4 - 7,1 - - 15,9 ------ -----> s,o --------- --> 7,8 --------- --> 5,2 --------- --> Sammansättningarna enligt Exempel 2 användes för att be- stämma skärlivslängden vid maskinbearbetning av stål SS 2541 vid skärhastighet 370 m/min och en matningshastighet av 0,20 mm/varv och ett skârdjup av 1,5 mm. Skärtyp var TNMG 160408-QF. Kriterium för skärlivslängden var dålig ytfinish hos arbetsstycksmaterialet förorsakat av smâ bristningar vid den sekundära skäreggen till följd av plastisk deformation. Den genomsnittliga skärlivslängden bestämdes vid nio tester.Example Gel 3 In substantially the same manner as in Example 2, cutting plates were prepared with compositions according to Table 2 using a sintering temperature of 1430 ° C. Table 15 Sample No. (previous Composition,% by weight (Ti, Ta) C (80/20) (Ti, Ta, Nb) C (80/16/4) (Ta, Nb) C ( 80/20) TíN VC Co Ni Exemgel 4 prior art) 459 862 4 5 6 16.2 --------- -> 9.5 -------- -> 30.3 2.0 9.0 - - 28.4 35.4 - 7.1 - - 15.9 ------ -----> s, o --------- -> 7.8 --------- -> 5.2 --------- -> The compositions according to Example 2 were used to determine the cutting life in machining of steel SS 2541 at cutting speed 370 m / min and a feed rate of 0.20 mm / rev and a cutting depth of 1.5 mm. Cutting type was TNMG 160408-QF. Criterion for the cutting life was poor surface finish of the workpiece material caused by small cracks in the secondary cutting edge due to plastic deformation. The average cutting life was determined in nine tests.

Prov Skärlivslängd, min 1 (tidigare känd teknik) 2 3 6,0 10,6 13,5 - 459 862 10 15 20 Exemgel 5 Verktyg av typ SNGN 120404 tillverkades från sammans ättning- arna 4, 5 och 6 och användes f ör maskinbearbetning av ss 2541 vid 'en skärnastighet av son m/min vid en matnings- hastighet av 0,15 mm/varv och skärdjupet 0,5 mm. Kriterium för skärlivslängden var brott förorsakat av en föregående plastisk deformation av huvudskäreggen.Sample Cutting life, min 1 (prior art) 2 3 6.0 10.6 13.5 - 459 862 10 15 20 Example gel 5 Tools of type SNGN 120404 were manufactured from assemblies 4, 5 and 6 and were used for machining of ss. 2541 at a cutting speed of son m / min at a feed speed of 0.15 mm / rev and a cutting depth of 0.5 mm. The criterion for the cutting life was fracture caused by a previous plastic deformation of the main cutting edge.

Den genomsnittliga skärlivslängden bestämdes vid sju olika tester.The average cutting life was determined in seven different tests.

Prov Skärlivslängd, min 4 (tidigare känd teknik) 3,9 5 7,3 6 10,0 Såsom framgår av Exempel 4 och 5 har sammans enligt uppfinningen, prov 2, 3, 5 och 6, visat ett ökat motstånd mot plastisk deformation. ättningarnaSample Cutting life, min 4 (prior art) 3.9 5 7.3 6 10.0 As can be seen from Examples 4 and 5, together according to the invention, samples 2, 3, 5 and 6, have shown an increased resistance to plastic deformation. the descendants

Claims (1)

1. 0 15 20 25 30 351. 0 15 20 25 30 35 1. 459 862 Patentkrav Legering för skärande verktyg innehållande 75-97 vikt-% av en hård karbonitridkomponent och 3-25 vikt-% binde- metall, där nämnda hårda komponent innehåller titan som den metalliska huvudbeståndsdelen, 10-40 vikt-% före- trädesvis 20-30 vikt-% av den ena eller båda av wolfram och molybden samt 3-25 vikt-% företrädesvis 5-15 vikt-% tantal och icke-metalliska beståndsdelar av kol och kväve, varvid kväveandelen är S-40 vikt-% företrädesvis 15-35 vikt-% av de icke-metalliska betàndsdelarna och bindemetallen utgörs av minst ett element valt från en grupp bestående av järn, kobolt och nickel, kännetecknat av, att karbonitridkomponenten hos legeringen är en tvàfasblandning innehållande en titan- och tantalrik fas samt en annan fas som är rik på Cr, Mo och/eller W, varvid tvåfasblandningen bildar en struktur där den titan- och tantalrika fasen är omgiven av den fas som är rik på Cr, Mo och/eller W och vilken bildar den huvudsakliga gränsytan med bindelegeringen. Legering enligt kravet 1, kännetecknad av, att den innehåller upp till 20 vikt-% företrädesvis 4-10 vikt-% vanadinkarbid. Legering enligt något av föregående krav, kännetecknad av, att Ta år helt eller delvis ersatt av Nb. Legering enligt något av föregående krav, kännetecknad av, att legeringen innefattar andra hårda enfaskomponen- ter såsom WC. . Metod för framställning av en sintrad legering innehål- lande karbider och nitrider av Ti, Ta och/eller Nb, kännetecknad av, att en pulverblandning av TiC samt (Ta,Nb)C och/eller TaC upphettas under sådana betingelser att den resulterande produkten innehåller en fast lösning av (Ti,Ta)C eller (Ti,Ta,Nb)C, varefter man 459 862 ¿ 10 krossar nämnda produkt till ett pulver, blandar pulvret med karbider och nitrider eller karbonitrider av metaller valda ur grupperna IV, V och VI företrädesvis Ti, W, V, Mo samt med en eller flera av Co, Ni och Fe som bindemedel i pulverform, varefter pressning och síntríng utförs såsom är känt enligt tidigare teknik.Alloy for cutting tools containing 75-97% by weight of a hard carbonitride component and 3-25% by weight of binder metal, said hard component containing titanium as the main metallic component, 10-40% by weight of preferably 20-30% by weight of one or both of tungsten and molybdenum and 3-25% by weight, preferably 5-15% by weight of tantalum and non-metallic constituents of carbon and nitrogen, the nitrogen content being S-40% by weight. preferably 15-35% by weight of the non-metallic elements and the binder metal consists of at least one element selected from a group consisting of iron, cobalt and nickel, characterized in that the carbonitride component of the alloy is a two-phase mixture containing a titanium- and tantalum-rich phase and another phase rich in Cr, Mo and / or W, the two-phase mixture forming a structure in which the titanium- and tantalum-rich phase is surrounded by the phase rich in Cr, Mo and / or W and which forms the main interface with the bond alloy. Alloy according to Claim 1, characterized in that it contains up to 20% by weight, preferably 4-10% by weight of vanadium carbide. Alloy according to one of the preceding claims, characterized in that Ta år is wholly or partly replaced by Nb. Alloy according to one of the preceding claims, characterized in that the alloy comprises other hard single-phase components such as WC. . Method for producing a sintered alloy containing carbides and nitrides of Ti, Ta and / or Nb, characterized in that a powder mixture of TiC and (Ta, Nb) C and / or TaC is heated under such conditions that the resulting product contains a solid solution of (Ti, Ta) C or (Ti, Ta, Nb) C, after which the product is crushed into a powder, the powder is mixed with carbides and nitrides or carbonitrides of metals selected from groups IV, V and VI preferably Ti, W, V, Mo and with one or more of Co, Ni and Fe as binder in powder form, after which pressing and sintering is performed as is known in the prior art.