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DE68909898T3 - Hochfester, Stickstoff enthaltender Cermet und Verfahren zu seiner Herstellung. - Google Patents

Hochfester, Stickstoff enthaltender Cermet und Verfahren zu seiner Herstellung.

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Publication number
DE68909898T3
DE68909898T3 DE68909898T DE68909898T DE68909898T3 DE 68909898 T3 DE68909898 T3 DE 68909898T3 DE 68909898 T DE68909898 T DE 68909898T DE 68909898 T DE68909898 T DE 68909898T DE 68909898 T3 DE68909898 T3 DE 68909898T3
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
hard phase
titanium
carbonitride
nitrogen
strength
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
DE68909898T
Other languages
English (en)
Other versions
DE68909898D1 (de
DE68909898T2 (de
Inventor
Kozo Kitamura
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tungaloy Corp
Original Assignee
Toshiba Tungaloy Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=17880890&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=DE68909898(T3) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Toshiba Tungaloy Co Ltd filed Critical Toshiba Tungaloy Co Ltd
Publication of DE68909898D1 publication Critical patent/DE68909898D1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE68909898T2 publication Critical patent/DE68909898T2/de
Publication of DE68909898T3 publication Critical patent/DE68909898T3/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • 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
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Description

  • Diese Erfindung betrifft ein Cermet, das hauptsächlich aus Titancarbid, Titannitrid und/oder Titancarbonitrid besteht, speziell ein hochfestes stickstoffhaltiges Cermet, geeignet als Material für Schneidwerkzeuge, wie Drehbankschneidwerkzeuge, Mahlschneidwerkzeuge, Bohrer, Schaftfräsen etc., oder einen Werkstoff für abriebbeständige Werkzeuge, einschliesslich Schlitzmaschinen, Schneidblätter und Formwerkzeuge, wie Schneideisen zur Dosenherstellung etc., oder ein Material für dekorative Gegenstände, wie Uhrgehäuse, Broschen, Krawattennadeln, etc..
  • Allgemein gesagt tendiert ein N (Stickstoff)-haltiges Cermet auf TiC-Basis mit einer Grundzusammensetzung aus TiC-TiN-Ni dazu, bezüglich Festigkeit und plastischer Verformungsbeständigkeit hervorragender zu sein als ein nicht N-haltiges Cermet auf TiC-Basis mit einer Grundzusammensetzung aus TiC-Ni. Aus diesem Grund wurden N-haltige Cermets auf TiC-Basis zum Hauptziel von Forschung und Entwicklung bei Cermets auf TiC-Basis in den vergangenen Jahren.
  • Der N-haltige Cermet auf TiC-Basis war im ersten Entwicklungsstadium tendenziell geringer im N-Gehalt, etwa 5 bis 20 Gew.%, berechnet als TiN, doch als der Effekt des N-Gehalts offensichtlich wurde, nahm man Untersuchungen vor, den N-Gehalt zu erhöhen, wodurch sein Effekt noch grösser gemacht werden sollte. Als ein repräsentatives Beispiel eines Cermets auf TiC-Basis mit einem hohen N-Gehalt steht die japanische Patentveröffentlichung Nr. 3017/1988.
  • Die japanische Patentveröffentlichung Nr. 3017/1988 offenbart ein Cermet für Schneidwerkzeuge mit einer Zusammensetzung, umfassend Titannitrid: 25 bis 45 Gew.%, Titancarbid: 15 bis 35 Gew.%, Wolframcarbid: 10 bis 30 Gew.%, mindestens ein Carbid von Ta, Nb, V und Zr: 5 bis 25 Gew.%, und Co oder Co und Ni (vorausgesetzt dass Co > Ni) 7,5 bis 25 Gew.%, und dessen harte dispergierte Phasen, die aus den Zwei Phasen bestehen. Die eine ist eine Festlösungsphase vom NaCl-Typ mit einer Struktur, die Titancarbid als Kern und eine feste Lösung mindestens eines Carbids von Ta, Nb und Zr, Wolframcarbid, Titancarbid und Titannitrid um diesen herum (Rand) umfasst, und die andere ist eine Titannitridphase, während eine Verbinderphase Co oder Co und Ni, worin W und Ti als feste Lösung existieren, umfasst. Das in der veröffentlichten Beschreibung offenbarte Cermet stellt, um das Problem anzugehen, dass das Cermet des Standes der Technik auf TiC-Basis mit einem hohen TiN-Gehalt eine niedrige Sinterbarkeit hat und es schwierig ist, eine hohe Dichte zu erzielen, ein leicht sinterbares und dichtes Cermet durch Verbesserung der Benetzbarkeit zwischen der harten dispersen Phase und der Binderphase zur Verfügung, wobei kein Mo oder Mo&sub2;C zugegeben wird. Da jedoch kein Mo oder Mo&sub2;C zugegeben wird, wird die disperse Phase grob und auch die Partikelgrössen tendieren dazu, ungleichmässig zu werden, womit das Problem verbunden ist, dass der Vorteil der Zugabe einer grossen TiN-Menge zur Verbesserung der Festigkeit nicht voll zum Tragen kommt.
  • Die vorliegende Erfindung hat das oben beschriebene Problem gelöst, und speziell ist ihr Ziel, ein stickstoffhaltiges Cermet, das eine optimale Menge an Mo oder Mo&sub2;C in einem Cermet auf TiC-Basis mit hohem Stickstoffgehalt umfasst, das eine feine und einheitliche harte Phase und ebenso eine ausgezeichnete Festigkeit aufweist, und ein Verfahren zu seiner Herstellung zur Verfügung zu stellen.
  • Die Erfinder haben Untersuchungen angestellt, um den Effekt des N-Gehalts maximal auszunutzen, indem sie die harte Phase des Cermets auf TiC-Basis mit hohem N-Gehalt fein und einheitlich herstellten, wodurch ein Cermet hoher Festigkeit hergestellt wurde, und bemerkten als Folge davon als erste, dass Mo und W Nitride unter Schwierigkeiten bilden; und obwohl beide einen grossen Effekt bei der Bildung von feinen Partikeln aus harten Phasen durch Inhibierung des Lösungs-Ausfällungs- Mechanismus haben, hat W einen grösseren Effekt bei der Bildung von Feinpartikeln einer harten Phase durch Inhibierung des Auflösungs-Fällungs-Mechanismus aufgrund von grösseren Schwierigkeiten bei der Nitridbildung, und daher besteht die Möglichkeit, dass eine hohe Festigkeit mit einer feinen Partikelstruktur auch erhalten werden kann, wenn kein Mo oder Mo&sub2;C überhaupt zugesetzt wird, wie in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 3017/1988. Jedoch beträgt die Temperatur des Auftretens einer flüssigen Phase 1270ºC für das TiC-Ni-System, 1370 bis 1445ºC für das WC-Ni-System, und ist somit höher für das WC-Ni-System, wodurch ein TiC-Verbindungswachstum auftritt, bevor eine Flüssigphase, die eine grosse Menge WC enthält, auftritt, wodurch ein erster Befund erhalten wurde, dass die Legierungsstruktur, obwohl sie fein ist, zu einer nicht-einheitlichen Struktur wird, die teilweise grobe TiC-Partikel enthält.
  • Weiterhin beträgt die Temperatur des Auftretens einer flüssigen Phase des Mo&sub2;C-Ni-Systems 1252ºC, was niedriger ist als die Temperatur des TiC-Ni-Systems, und ein Rand aus Mo-haltigem Carbonitrid wird um die TiC-Partikel herum gebildet, bevor TiC-Verbindungswachstum auftritt, womit ein zweiter Befund erhalten wurde, dass eine feine Partikelstruktur durch Inhibierung des TiC- Verbindungswachstums gebildet wird, und dass auch die harten Phasen fein und gleichmässig durch den optimalen Mo- oder Mo&sub2;C-Gehalt werden, selbst im Fall eines hohen N-Gehalts.
  • Die vorliegende Erfindung beruht auf dem ersten und zweiten Befund.
  • Spezieller umfasst das hochfeste stickstoffhaltige Cermet der vorliegenden Erfindung 7 bis 20 Gew.% einer Binderphase aus Co und/oder Ni, wobei der Rest eine harte Phase aus Titancarbid, Titannitrid und/oder Titancarbonitrid und unvermeidlichen Verunreinigungen ist, dadurch gekennzeichnet, dass die harte Phase 35 bis 59 Gew.% Titan (Ti), 9 bis 29 Gew.% Wolfram (W), 0,5 bis 3,5 Gew.% Molybdän (Mo), 4 bis 24 Gew.% mindestens eines Metalls aus Tantal (Ta), Niob (Nb), Vanadium (V) und Zirconium (Zr), 5,5 bis 9,5 Gew.% Stickstoff (N) und 4,5 bis 12 Gew.% Kohlenstoff (C) und die weiteren Merkmale gemäß Anspruch 1 umfaßt.
  • Auch ist das Verfahren zur Herstellung des hochfesten stickstoffhaltigen Cermets ein Verfahren, mit dem man ein Cermet erhält, das 7 bis 20 Gew.% einer Binderphase, bestehend aus Co und/oder Ni, umfasst, wobei der Rest eine harte Phase ist, zusammengesetzt aus Titancarbid, Titannitrid und/oder Titancarbonitrid und unvermeidlichen Verunreinigungen, dadurch gekennzeichnet, dass die harte Phase 35 bis 59 Gew.% Ti, 9 bis 29 Gew.% W, 0,4 bis 3,5 Gew.% Mo, 4 bis 24 Gew.% mindestens eines Metalls aus Ta, Nb, V und Zr, 5,5 bis 9,5 Gew.% N und 4,5 bis 12 Gew.% C umfasst, und zwar durch die Schritte des Formulierens, Mischens, Trocknens, Formens und Sinterns von Co und/oder Ni-Pulver, mindestens einem Pulver aus Titancarbid, Titancarbonitrid und Titannitrid, Wolframcarbidpulver, Molybdän und/oder Molybdäncarbid, und mindestens einem Pulver aus Carbiden von Ta, Nb, V und Zr, worin der Sinterschritt ausgeführt wird, indem die Temperatur bis auf 1350ºC im Vakuum erhöht wird, wobei die Stickstoffatmosphäre zu 133 Pa (1 Torr) bei 1350ºC eingestellt wird, der Stickstoffpartialdruck allmählich mit der Temperaturerhöhung von 1350ºC auf die Sintertemperatur erhöht wird, wobei die Stickstoffatmosphäre zu 667 Pa (5 Torr) bei der Sintertemperatur eingestellt wird und mit den weiteren Merkmalen gemäß Anspruch 10.
  • Die Binderphase im hochfesten stickstoffhaltigen Cermet der vorliegenden Erfindung umfasst Co oder Ni oder Co und Ni, und die Elemente zur Bildung der harten Phase, wie Ti, W, Mo und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V, Zr und/oder Verunreinigungen, wie Fe, Cr usw., die aus den Herstellungsschritten eingebracht wurden, können manchmal in winziger Menge als feste Lösung in der Binderphase existieren. Falls die Binderphase weniger als 7 Gew.% ausmacht, wird es schwierig, ein dichtes und hochfestes Cermet zu erhalten, während andererseits, wenn sie über 20 Gew.% hinausgeht, die plastische Verformungsbeständigkeit und Hitzebeständigkeit verschlechtert werden. Aus diesem Grund ist die Binderphase von 7 bis 20 Gew.% definiert.
  • Die harte Phase im hochfesten stickstoffhaltigen Cermet der vorliegenden Erfindung schliesst die Fälle ein, die ein Carbonitrid, ein Carbonitrid und ein Carbid; oder ein Carbonitrid, ein Carbid und ein Nitrid umfassen. Insbesondere wird der Fall bevorzugt, in dem die Hauptzusammensetzung einer harten Phase mit einer einen Kern enthaltenden Struktur, einen Kern aus Titancarbid oder Titancarbonitrid und einen Rand umfasst, der diesen Kern umschliesst und darin ein Carbonitrid, enthaltend Ti, W, Mo, und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr, umfasst; bevorzugt, da er es ermöglicht, eine einheitliche feinkörnige Struktur und hohe Festigkeit zu erreichen. Die harte Phase der Struktur mit einem Kern kann eine erste harte Phase mit dem Kern aus Titancarbid und dem Rand aus Carbonitrid, enthaltend Ti, W, Mo, und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr, und eine zweite harte Phase mit dem Kern aus Titancarbonitrid und dem Rand aus einem Carbonitrid, enthaltend Ti, W, Mo, und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr, einschliessen. Als Form der harten Phase in der vorliegenden Erfindung kann beispielsweise der Spezialfall eingeschlossen sein, der die erste harte Phase, die zweite harte Phase und eine dritte harte Phase, umfassend Titannitrid, umfasst, der Fall, der die erste harte Phase und die dritte harte Phase umfasst, der Fall, der die zweite harte Phase und die dritte harte Phase umfasst, der Fall, der die erste harte Phase und die zweite harte Phase umfasst, oder der Fall, der die zweite harte Phase umfasst. Diese Hartphasenformen können voneinander in Abhängigkeit der Ausgangsmaterialien, der Herstellungsbedingungen, wie Sintertemperatur usw., und der Zusammensetzung der Komponenten verschieden sein.
  • In der harten Phase ist die Ti-Menge im Bereich von 35 bis 59 Gew.% festgesetzt. Falls die Ti-Menge weniger als 35 Gew.% beträgt, wird die Abriebbeständigkeit herabgesetzt. Falls sie andererseits 59 Gew.% übersteigt, wird die Festigkeit herabgesetzt.
  • Die Menge an W wird im Bereich von 9 bis 29 Gew.%, bevorzugt im Bereich von 15 bis 25 Gew.% festgesetzt. Indem die W-Menge in diesem Bereich festgesetzt wird, ist der Rand der harten Phase relativ stabil und einheitlich ausgebildet, und W ist in der Binderphase in Form einer festen Lösung zur Stärkung der Binderphase geschmolzen. Falls die Menge weniger als 9 Gew.% beträgt, ist der obige Effekt unzureichend, während, wenn sie 29 Gew.% übersteigt, eine WC-Phase auftritt, so dass die Festigkeit herabgesetzt wird.
  • Die Menge an Mo ist im Bereich von 0,4 bis 3,5 Gew.% festgesetzt. In diesem Bereich wird das Cermet zu einer einheitlichen und feinteiligen Zusammensetzung mit guter Sinterfähigkeit, selbst bei hohem N-Gehalt, und dennoch erhöht sich die Festigkeit des Cermets. Falls die Menge weniger als 0,4 Gew.% beträgt, wird die Partikelgrösse der harten Phase uneinheitlich und die Festigkeit des Cermets wird herabgesetzt. Falls sie 3,5 Gew.% übersteigt, wird die sinterfähigkeit niedriger.
  • Die Menge mindestens eines Metalls aus Ta, Nb, V und Zr wird im Bereich von 4 bis 24 Gew.% festgesetzt. In diesem Bereich sind die Metalle in der harten Phase in Form einer festen Lösung geschmolzen, wobei sie am Rand der harten Phase stabil wachsen und die Festigkeit des Cermets erhöhen. Auch haben sie die Funktion der Verbesserung der plastischen Deformationsbeständigkeit des Cermets. Falls die Menge kleiner ist als 4 Gew.%, können die obigen Effekte nicht erhalten werden, während, falls sie 24 Gew.% übersteigt, ein weicher Rand zu dick wird, wodurch die Abriebbeständigkeit niedrig wird. Falls das Verhältnis von (mindestens einem Metall aus Ta und Nb) : (mindestens einem Metall aus V und Zr) im Bereich von (70 bis 98) : (30 bis 2), ausgedrückt als Gewichtsverhältnis (entsprechend 3,92 bis 23,52 Gew.% mindestens eines Metalls aus Ta und Nb und 0,08 bis 7,2 Gew.% mindestens eines Metalls aus V und Zr im Cermet) liegt, sind diese Metalle in der harten Phase in Form einer festen Lösung eingeschmolzen, wodurch die Festigkeit der harten Phase erhöht wird. Wenn sie mindestens ein Metall aus Ta und Nb umfasst, beträgt die Menge vorzugsweise 4 bis 10 Gew.% im Cermet. Wenn sie mindestens ein Metall aus Ta und Nb und mindestens ein Metall aus V und Zr umfasst, betragen deren Mengen vorzugsweise 0,1 bis 4 Gew.% mindestens einen Vertreters aus V und Zr und als Rest mindestens einen Vertreter aus Ta und Nb im Cermet.
  • Die Menge an N ist im Bereich von 5,5 bis 9,5 Gew.% festgesetzt. Indem die Menge in obigem Bereich festgesetzt wird, wird die Struktur des Cermets fein, die Binderphase wird verstärkt und das Cermet wird eine Legierung mit ausgezeichneter plastischer Deformationsbeständigkeit und Abriebbeständigkeit ebenso wie ausgezeichneter thermischer Schlagzähigkeit Wenn sie weniger als 5,5 Gew.% beträgt, wird die Struktur grob, die Binderphase wird weicher und die plastische Deformationsbeständigkeit, Wärmeleitfähigkeit und thermische Schlagzähigkeit werden geringer. Wenn sie 9,5 Gew.% übersteigt, wird die Sinterfähigkeit herabgesetzt, wodurch die Festigkeit des Cermets ebenfalls geringer wird, und darüber hinaus wird die harte Phase weicher, wodurch die Abriebbeständigkeit verringert wird.
  • Die Menge an C ist im Bereich von 4,5 bis 12 Gew.% festgesetzt. In diesem Bereich bildet sich weder freier Kohlenstoff noch eine ausgefällte Phase, zusammengesetzt aus dem TiNi&sub3;-, M&sub6;C- und M&sub1;&sub2;C-Typ (worin M ein Metallelement darstellt, das enthalten ist, und hauptsächlich Ti).
  • Unvermeidbare Verunreinigungen im hochfesten stickstoffhaltigen Cermet können solche einschliessen, die von den Ausgangsmaterialien und vom Ablauf der Herstellungsschritte herrühren. Als eine unvermeidbare Verunreinigung, die in der gesinterten Legierung verbleibt und sowohl von den Ausgangsmaterialien wie auch von den Herstellungsschritten herrührt, ist Sauerstoff zu nennen. Die Sauerstoffmenge, die in der Legierung verbleibt, beträgt zulässigerweise 1 Gew.% oder weniger, doch zur Herstellung einer dichten feinen und gleichmässigen Struktur ist es besonders bevorzugt, wenn sie 0,5 Gew.% oder weniger beträgt.
  • Das hochfeste stickstoffhaltige Cermet der vorliegenden Erfindung kann nach dem Pulvermetallurgie- Herstellungsverfahren hergestellt werden, das im Stand der Technik durchgeführt wurde, doch ist besonders bevorzugt, das Verfahren wie oben beschrieben durchzuführen, da die Denitrifizierung der Legierung verhindert werden kann und die Kontrolle der enthaltenen Stickstoffmenge doch leichter wird.
  • Beim Verfahren zur Herstellung des hochfesten stickstoffhaltigen Cermets der vorliegenden Erfindung bedeutet Vakuum einen Druck von beispielsweise 13,3 bis 0,013 Pa (10&supmin;¹ bis 10&supmin;&sup5; Torr) und die Sintertemperatur bedeutet beispielsweise eine Temperatur von 1450 bis 1550ºC, wobei dieser Temperaturzustand 30 bis 90 Minuten aufrechterhalten wird.
  • Das hochfeste stickstoffhaltige Cermet der vorliegenden Erfindung weist Titan auf, das in harten Phasen zusammen mit C und N vorliegt, hauptsächlich als Titancarbid, Titancarbonitrid, Titannitrid, und unter diesen haben Titancarbonitrid und Titannitrid die Wirkung, die harte Phase feiner zu machen und die Wirkung, die Binderphase in der Legierungsstruktur zu verstärken, und Titancarbid und Titancarbonitrid wirken zur Verstärkung der Abriebfestigkeit. Auch Mo, das in der harten Phase existiert, hat die Wirkung, die harten Phasen einheitlich und fein zu machen, wodurch die Festigkeit der Legierung erhöht wird. Darüber hinaus hat unter den Metallen W, Ta, Nb, V und Zr das W die Wirkung, die Binderphase zu verstärken und gleichzeitig die harte Phase feiner zu machen, und die anderen metallischen Elemente bilden zusammengesetzte Carbonitride zusammen mit Ti, Mo und W, wodurch sie zur Verbesserung der Festigkeit, plastischen Deformationsbeständigkeit und Hitzebeständigkeit der Legierung beitragen.
    • BEISPIEL 1
  • Unter Verwendung von TiC-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 2 µm, TiN-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 1,26 µm, Ti(C,N)-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 1,5 µm, WC-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 1,5 µm, TaC-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 1,0 µm, NbC-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 1,2 µm, VC-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 2,5 µm, ZrC-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 1,4 µm, Mo&sub2;C-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 1,5 µm, Co-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 1,3 µm und Ni-Pulver mit einer durchschnittlichen Partikelgrösse von 5 µm als Ausgangsmaterialien wurden jeweils Proben, wie in Tabelle 1 gezeigt, formuliert, und diese Proben wurden gemischt und zusammen mit Kugeln aus zementiertem Carbid in einer nassen Kugelmühle mit Aceton als Lösungsmittel 40 Stunden pulverisiert. Nach Zugabe von Paraffin, Trocknen und Pressformen wurden die Produkte der vorliegenden Erfindung durch Erhöhung der Temperatur bis auf 1350ºC in einem im Vakuum von 1,33 Pa (10&supmin;² Torr) gesintert, wobei die Atmosphäre zu einer 1 Torr-Stickstoffatmosphäre bei 1350ºC gemacht wurde und bezüglich des Stickstoffpartialdrucks mit Temperaturerhöhung von 1350 auf 1500ºC allmählich erhöht wurde, und wobei die Sintertemperatur auf 1500ºC 1 Stunde gehalten wurde; und die Vergleichsprodukte Nr. 1 bis 6 wurden gesintert, indem die Atmosphäre bis 1500ºC wie in Tabelle 1 eingestellt wurde und eine Temperatur von 1500ºC 1 Stunde aufrecht erhalten wurde.
  • Die Produkte der vorliegenden Erfindung Nrn. 1 bis 9 und Vergleichsprodukte Nrn. 1 bis 6 wurden durch ein metallurgisches Mikroskop beobachtet und die Klassifizierung der Poren, die in der gesinterten Legierung erzeugt wurden, gemäss ISO-Standard 4505, wird in Tabelle 2 gezeigt, und ebenfalls werden die gesinterten Legierungszusammensetzungen zusammen in Tabelle 2 gezeigt. Auch wurden die konstituierenden Strukturen der harten Phasen, die in den gesinterten Legierungen der jeweiligen Beispiele auftreten, der Sauerstoffgehalt in den Legierungen und die Anzahl der Hartphasenpartikel mit Partikelgrössen von 1,5 µm oder mehr, die durch Ansicht mit einem metallurgischen Mikroskop mit einer Vergrösserung von 2000 beobachtet werden, bestimmt und in Tabelle 3 gezeigt. Ferner wurden die Härten und Biegebruchfestigkeiten der jeweiligen Proben bestimmt und die erhaltenen Ergebnisse werden in Tabelle 4 gezeigt. Die Schneidetests wurden ebenfalls unter den Bedingungen (A) und (B), die unten angegeben sind, durchgeführt, wodurch die in Tabelle 4 gezeigten Ergebnisse erhalten wurden. TABELLE 1
  • * 1 Pa = 1,33 x 10² Torr TABELLE 2 TABELLE 3
  • *betrachtet mit einem metallurgischen Mikroskop mit 2000-facher Vergrösserung
    • (A) KONTINUIERLICHER DREHBANK-SCHNEIDETEST
  • Werkstück: S48C (HB 236)
  • Schneidgeschwindigkeit: 250 m/min
  • Vorschub: 0,3 mm/Umdrehung
  • Schneidtiefe: 1,5 mm
  • Spitzenform: SPGN 120308 (0,1 x -30º, ausgestattet mit Vorverhornung)
  • Auswertung: durchschnittlicher Flankenabrieb (VB) und Frontabrieb (KT) nach 5 Minuten Schneiden wurde gemessen
    • (B) UNTERBROCHENER DREHBANK-SCHNEIDETEST
  • Werkstück: S48C (HB 226) mit vier Rillen
  • Schneidgeschwindigkeit: 100 m/min
  • Vorschub: 0,2 mm/Umdrehung
  • Schneidtiefe: 1,5 mm
  • Spitzenform: SPGN 120308 (0,1 x -30º, ausgestattet mit Verhornung)
  • Auswertung: Zahl der Stösse bis zum Bruch (Mittel aus 4 Wiederholungen) TABELLE 4
  • Das hochfeste stickstoffhaltige Cermet der vorliegenden Erfindung hat Hartphasenpartikel, die gleichmässiger fein sind, hat eine etwas erhöhte Härte und Biegebruchfestigkeit und eine etwas bessere Flankenabriebbeständigkeit und Frontabriebbeständigkeit im Vergleich zu den Cermets ausserhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, wobei der Effekt auftritt, dass die Bruchfestigkeit im Schneidetest bemerkenswert verbessert wurde. Das heisst, wenn die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung zur Verbesserung der Bruchfestigkeit hergestellt wird, kann die Bruchfestigkeit ohne eine merkliche Abnahme der Abriebfestigkeit verbessert werden. Auch wenn ihre Zusammensetzung so hergestellt wird, dass die Abriebfestigkeit verbessert wird, kann die Abriebfestigkeit ohne bemerkenswerte Abnahme in der Bruchfestigkeit bemerkenswert verbessert werden. Von diesen Fakten her ist das hochfeste stickstoffhaltige Cermet der vorliegenden Erfindung ein industriell nützlicher Werkstoff, welcher, ausgehend vom Verwendungsbereich für ein stickstoffhaltiges Cermet des Standes der Technik, einem Verwendungsbereich, wo ausserdem Schlagfestigkeit gefordert wird, zugänglich gemacht wurde.

Claims (13)

1. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet, umfassend 7 bis 20 Gew.% einer Binderphase aus Co und/oder Ni, und als Rest eine Hartphase aus Titancarbid, Titannitrid und/oder Titancarbonitrid und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei diese Hartphase 35 bis 59 Gew.% Titan (Ti), 9 bis 29 Gew.% Wolfram (W), 0,4 bis 3,5 Gew.% Molybdän (Mo), insgesamt 4 bis 24 Gew.% mindestens eines Metalls aus Tantal (Ta) und Niob (Nb) und mindestens eines Metalls aus Vanadium (V) und Zirconium (Zr), so daß das Verhältnis von (wenigstens einem Metall aus Ta und Nb) : (wenigstens einem Metall aus V und Zr) in Gewichtsanteilen (70 bis 98) : (30 bis 2) beträgt, 5,5 bis 9,5 Gew.% Stickstoff (N) und 4,5 bis 12 Gew.% Kohlenstoff (C) umfasst.
2. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet gemäss Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die harte Phase aus einem Carbonitrid, einem Carbonitrid und einem Carbid, oder einem Carbonitrid, einem Carbid und einem Nitrid zusammengesetzt ist.
3. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet gemäss Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die harte Phase eine Struktur mit einem Kern und einem Rand, der diesen Kern umschliesst, hat.
4. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet gemäss Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Kern aus Titancarbid oder Titancarbonitrid besteht, und der Rand aus einem Carbonitrid, das Ti, W, Mo und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr enthält, besteht.
5. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet gemäss Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die harte Phase eine erste harte Phase mit einem Kern aus Titancarbid und einem Rand aus einem Carbonitrid, das Ti, W, Mo und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr enthält, und eine zweite Hartphase mit einem Kern aus Titancarbonitrid und dem Rand aus einem Carbonitrid, das Ti, W, Mo und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr enthält, einschliesst.
6. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet gemäss Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartphase weiterhin eine dritte Hartphase umfasst, die aus Titannitrid besteht.
7. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet gemäss Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartphase eine erste Hartphase mit einem Kern aus Titancarbid und einem Rand aus einem Carbonitrid, das Ti, W, Mo und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr enthält, und eine dritte Hartphase, die aus Titannitrid besteht, einschliesst.
8. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet gemäss Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartphase eine zweite Hartphase mit einem Kern aus Titancarbonitrid und dem Rand aus einem Carbonitrid, das Ti, W, Mo und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr enthält, und eine dritte Hartphase, die aus Titannitrid besteht, einschliesst.
9. Hochfestes stickstoffhaltiges Cermet gemäss Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartphase eine zweite Hartphase mit einem Kern aus Titancarbonitrid und dem Rand aus einem Carbonitrid, das Ti, W, Mo und mindestens ein Metall aus Ta, Nb, V und Zr enthält, einschliesst.
10. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten stickstoffhaltigen Cermets, das ein Verfahren zum Erhalt eines Cermets ist, das 7 bis 20 Gew.% einer Binderphase aus Co und/oder Ni und als Rest eine Hartphase umfasst, die aus Titancarbid, Titannitrid und/oder Titancarbonitrid und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammengesetzt ist, worin die Hartphase 35 bis 59 Gew.% Titan (Ti), 9 bis 29 Gew.% Wolfram (W), 0,4 bis 3,5 Gew.% Molybdän (Mo), insgesamt 4 bis 24 Gew.% mindestens eines Metalls aus Tantal (Ta) und Niob (Nb) und mindestens eines Metalls aus Vanadium (V) und Zirconium (Zr), so daß das Verhältnis von (wenigstens einem Metall aus Ta und Nb) : (wenigstens einem Metall aus V und Zr) in Gewichtsanteilen (70 bis 98) : (30 bis 2) beträgt, 5,5 bis 9,5 Gew.% Stickstoff und 4,5 bis 12 Gew.% Kohlenstoff (C), umfasst, über die Schritte des Formulierens, Mischens, Trocknens, Formens und Sinterns von Co- und/oder Ni-Pulver, mindestens eines Pulvers aus Titancarbid, Titancarbonitrid und Titannitrid, Wolframcarbidpulver, Molybdän und/oder Molybdäncarbid, und mindestens einem Pulver aus Carbiden von Ta, Nb, V und Zr, wobei der Sinterschritt ausgeführt wird, indem die Temperatur bis auf 1350ºC im Vakuum erhöht wird, wobei die Stickstoffatmosphäre zu 133 Pa (1 Torr) bei 1350ºC eingestellt wird, der Stickstoffpartialdruck zusammen mit der Temperaturerhöhung von 1350ºC bis zur Sintertemperatur allmählich erhöht wird, wobei die Stickstoffatmosphäre bei der Sintertemperatur auf 667 Pa (5 Torr) eingestellt wird.
11. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten stickstoffhaltigen Cermets gemäss Anspruch 10, worin das Vakuum ein Druck von 13,3 bis 0,013 Pa (10&supmin;¹ bis 10&supmin;&sup5; Torr) ist.
12. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten stickstoffhaltigen Cermets gemäss Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Sintertemperatur 1450 bis 1550ºC ist.
13. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten stickstoffhaltigen Cermets gemäss Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Sintertemperatur w"hrend 30 bis 90 Minuten gehalten wird.
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Families Citing this family (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3546113A1 (de) * 1985-12-24 1987-06-25 Santrade Ltd Verbundpulverteilchen, verbundkoerper und verfahren zu deren herstellung
ATE102659T1 (de) * 1988-12-27 1994-03-15 Hitachi Metals Ltd Cermet-legierung.
JP2571124B2 (ja) * 1989-03-28 1997-01-16 東芝タンガロイ株式会社 窒素含有サーメット及びその製造方法並びに被覆窒素含有サーメット
SE467257B (sv) * 1989-06-26 1992-06-22 Sandvik Ab Sintrad titanbaserad karbonitridlegering med duplexa strukturer
EP0495101A4 (en) * 1990-07-30 1993-02-03 Nippon Carbide Kogyo Kabushiki Kaisha Hard alloy
SE469384B (sv) * 1990-12-21 1993-06-28 Sandvik Ab Saett att framstaella en sintrad karbonitridlegering foer finfraesning
SE9004122D0 (sv) * 1990-12-21 1990-12-21 Sandvik Ab Saett att tillverka extremt finkornig titanbaserad karbonitridlegering
US5552108A (en) * 1990-12-21 1996-09-03 Sandvik Ab Method of producing a sintered carbonitride alloy for extremely fine machining when turning with high cutting rates
EP0505991B1 (de) * 1991-03-27 1995-11-08 Hitachi Metals, Ltd. Verbundkörper auf Titankarbidbasis
SE9101385D0 (sv) * 1991-05-07 1991-05-07 Sandvik Ab Sintrad karbonitridlegering med styrd korn- storlek
JPH04354839A (ja) * 1991-05-31 1992-12-09 Sumitomo Electric Ind Ltd 時計用外装部品及びその製造方法
WO1994021835A1 (de) * 1993-03-23 1994-09-29 Krupp Widia Gmbh Cermet und verfahren zu seiner herstellung
SE501913C2 (sv) * 1993-10-21 1995-06-19 Sandvik Ab Skär för skärande verktyg
DE4340652C2 (de) * 1993-11-30 2003-10-16 Widia Gmbh Verbundwerkstoff und Verfahren zu seiner Herstellung
US5585176A (en) * 1993-11-30 1996-12-17 Kennametal Inc. Diamond coated tools and wear parts
DE4423451A1 (de) * 1994-05-03 1995-11-09 Krupp Widia Gmbh Cermet und Verfahren zu seiner Herstellung
US6057046A (en) * 1994-05-19 2000-05-02 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Nitrogen-containing sintered alloy containing a hard phase
SE518731C2 (sv) * 1995-01-20 2002-11-12 Sandvik Ab Sätt att tillverka en titanbaserad karbonitridlegering med kontrollerbar slitstyrka och seghet
US5666636A (en) * 1995-09-23 1997-09-09 Korea Institute Of Science And Technology Process for preparing sintered titanium nitride cermets
EP0775755B1 (de) * 1995-11-27 2001-07-18 Mitsubishi Materials Corporation Verschleissfester Karbonitrid-Cermet Schneidkörper
US5716170A (en) * 1996-05-15 1998-02-10 Kennametal Inc. Diamond coated cutting member and method of making the same
US5723800A (en) * 1996-07-03 1998-03-03 Nachi-Fujikoshi Corp. Wear resistant cermet alloy vane for alternate flon
US6299658B1 (en) 1996-12-16 2001-10-09 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Cemented carbide, manufacturing method thereof and cemented carbide tool
SE511846C2 (sv) * 1997-05-15 1999-12-06 Sandvik Ab Sätt att smältfassintra en titanbaserad karbonitridlegering
US6017488A (en) 1998-05-11 2000-01-25 Sandvik Ab Method for nitriding a titanium-based carbonitride alloy
SE519834C2 (sv) * 1999-05-03 2003-04-15 Sandvik Ab Titanbaserad karbonitridlegering med bindefas av kobolt för seghetskrävande finbearbetning
SE519832C2 (sv) * 1999-05-03 2003-04-15 Sandvik Ab Titanbaserad karbonitridlegering med bindefas av kobolt för lätt finbearbetning
US6228484B1 (en) * 1999-05-26 2001-05-08 Widia Gmbh Composite body, especially for a cutting tool
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
KR101267151B1 (ko) * 2005-06-14 2013-05-23 니뽄 도쿠슈 도교 가부시키가이샤 서멧제 인서트 및 절삭 공구
JP5031610B2 (ja) * 2008-02-18 2012-09-19 京セラ株式会社 ＴｉＣＮ基サーメット
JP5188578B2 (ja) * 2008-07-29 2013-04-24 京セラ株式会社 切削工具
DE102008048967A1 (de) * 2008-09-25 2010-04-01 Kennametal Inc. Hartmetallkörper und Verfahren zu dessen Herstellung
JP5294458B2 (ja) * 2008-11-21 2013-09-18 日本新金属株式会社 複合粉末及びその製造方法
JP5559575B2 (ja) * 2009-03-10 2014-07-23 株式会社タンガロイ サーメットおよび被覆サーメット
KR20110043258A (ko) * 2009-10-21 2011-04-27 서울대학교산학협력단 탄화물계 내마모 복합소재
EP2656948B1 (de) * 2010-12-25 2019-01-23 Kyocera Corporation Schneidewerkzeug
CA2801479C (en) * 2011-03-07 2015-07-07 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Material for decorative parts
US8834594B2 (en) 2011-12-21 2014-09-16 Kennametal Inc. Cemented carbide body and applications thereof
JP6278232B2 (ja) * 2013-11-01 2018-02-14 住友電気工業株式会社 サーメット
US20180010219A1 (en) * 2016-04-21 2018-01-11 Jeong-su Song Method of manufacturing hard metal composition for precious metal
KR102552550B1 (ko) * 2018-05-15 2023-07-05 스미토모덴키고교가부시키가이샤 서멧, 그것을 포함하는 절삭 공구 및 서멧의 제조 방법
JP7031532B2 (ja) * 2018-08-29 2022-03-08 三菱マテリアル株式会社 ＴｉＮ基焼結体及びＴｉＮ基焼結体製切削工具
JP7008906B2 (ja) * 2018-09-06 2022-02-10 三菱マテリアル株式会社 ＴｉＮ基焼結体およびＴｉＮ基焼結体製切削工具
CN110373593B (zh) * 2019-07-01 2021-03-26 南京理工大学 一种碳氮化钛基复合金属陶瓷材料微波烧结工艺
CN111875383B (zh) * 2020-08-13 2022-04-15 华北电力大学（保定） 一种非化学计量比碳化钛储氢材料及其制备方法
CN113004047B (zh) * 2021-02-07 2022-02-11 燕山大学 一种(CrZrTiNbV)N高熵陶瓷块体及其制备方法
CN113201676B (zh) * 2021-04-01 2022-06-03 三峡大学 一种高温抗氧化性的低粘结相金属陶瓷的制备方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3971656A (en) * 1973-06-18 1976-07-27 Erwin Rudy Spinodal carbonitride alloys for tool and wear applications
US3994692A (en) * 1974-05-29 1976-11-30 Erwin Rudy Sintered carbonitride tool materials
US4120719A (en) * 1976-12-06 1978-10-17 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Cemented carbonitride alloys containing tantalum
JPS5624025A (en) * 1979-08-01 1981-03-07 Hitachi Ltd Preparation of semicoke for desulfurization
US4330333A (en) * 1980-08-29 1982-05-18 The Valeron Corporation High titanium nitride cutting material
JPS59229431A (ja) * 1983-05-20 1984-12-22 Mitsubishi Metal Corp 切削工具用高靭性サ−メツトの製造法
JPS6056041A (ja) * 1983-09-05 1985-04-01 Nachi Fujikoshi Corp サ−メツト
JPH0617531B2 (ja) * 1986-02-20 1994-03-09 日立金属株式会社 強靭性サ−メツト
JPH0641508B2 (ja) * 1986-06-24 1994-06-01 帝人株式会社 架橋重合体成形物の製造方法及び成形材料原料
JPS634895A (ja) * 1986-06-24 1988-01-09 Mitsubishi Electric Corp オゾン精製水供給装置
US4769070A (en) * 1986-09-05 1988-09-06 Sumitomo Electric Industries, Ltd. High toughness cermet and a process for the production of the same
US4857108A (en) * 1986-11-20 1989-08-15 Sandvik Ab Cemented carbonitride alloy with improved plastic deformation resistance

Also Published As

Publication number Publication date
KR900008054A (ko) 1990-06-02
US4985070A (en) 1991-01-15
JPH02145741A (ja) 1990-06-05
EP0374358B1 (de) 1993-10-13
EP0374358B2 (de) 1996-11-13
KR960010817B1 (ko) 1996-08-09
JPH0711048B2 (ja) 1995-02-08
DE68909898D1 (de) 1993-11-18
EP0374358A1 (de) 1990-06-27
DE68909898T2 (de) 1994-04-14

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