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EP2195473A1 - Werkzeug - Google Patents

Werkzeug

Info

Publication number
EP2195473A1
EP2195473A1 EP08758755A EP08758755A EP2195473A1 EP 2195473 A1 EP2195473 A1 EP 2195473A1 EP 08758755 A EP08758755 A EP 08758755A EP 08758755 A EP08758755 A EP 08758755A EP 2195473 A1 EP2195473 A1 EP 2195473A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
tool according
metal
binder
phase
coating
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.)
Withdrawn
Application number
EP08758755A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Benno Gries
Leo Prakash
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.)
HC Starck GmbH
Original Assignee
HC Starck GmbH
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.)
Filing date
Publication date
Application filed by HC Starck GmbH filed Critical HC Starck GmbH
Publication of EP2195473A1 publication Critical patent/EP2195473A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • 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
    • C22C29/06—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 carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/067—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 carbides, but not containing other metal compounds comprising a particular metallic binder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C29/06—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 carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/08—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 carbides, but not containing other metal compounds based on tungsten carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
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    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
    • C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
    • C23C4/06—Metallic material
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    • Y10T428/31504—Composite [nonstructural laminate]
    • Y10T428/31678—Of metal

Definitions

  • the present invention relates to a coated
  • Metal cutting tool with reduced adhesion wear and increased heat resistance in particular a hard metal tool for machining of alloys such as steels, cast iron, stainless steels and non-ferrous base alloys, such as superalloys.
  • Carbide tools for metal cutting are composites and consist of at least two phases, one of which is the metallic binder phase, and one or more the hard material phase (s).
  • hard materials are in particular carbides, nitrides and carbonitrides of refractory metals such as tungsten, molybdenum, titanium, zirconium, hafnium, chromium, vanadium, niobium and tantalum in question.
  • the binder phase generally consists of cobalt and, depending on the carbon activity during sintering, contains fractions of such refractory metals whose free formation enthalphes are low enough to partially decompose into the metallic form during sintering, in particular W, Cr and Mo.
  • the binder phase can also contain Fe and Ni 1 or even Fe and Ni and no cobalt.
  • Such binding systems show advantages in the field of toxicology, since they have less contact corrosion with carbides than with pure cobalt.
  • Fe and Ni there has been no shortage of attempts in the past to introduce FeCoNi or FeNi-based binding systems in carbide metal cutting tools, which has hitherto not been technically successful, unlike other hard metal applications.
  • the binder phase encloses in the sintered state, the hard material phase, which can have a determined by optical or electron-optical methods size between 10 and 0.05 microns after sintering - depending on Zerspanungsaufgabe. This size is mainly adjusted by the fineness of the hard powder used.
  • Cutting tools have a defined geometry, whose task is, for example, to use the tool in a cutting tool receiving the cutting forces frictionally to create the chip and deliberately break, and dissipate the resulting heat as possible with the expiring Span.
  • So-called indexable inserts have a basic geometry derived from a cuboid or a plate, often with a hole in the middle, and one or more cutting edges with a purposefully produced fillet.
  • the hot hardness of Fe, Co or Ni base alloys can be increased by alloying the elements of subgroup 6a of the periodic table.
  • carbide production with cobalt as a binder it is possible by controlling the carbon potential during sintering to alloy up to about 6 mol% tungsten to the binder, which leads to carbide tools with outstanding heat resistance or hot hardness.
  • FeCoNi-based binder systems with low cobalt contents, and more particularly FeNi-based as the cobalt content decreases, less and less tungsten dissolves, so that the hot strengths of these binder alloys are generally insufficient for machining.
  • the solubility of WC in Fe, Co or Ni is 7, 22 and 12 percent by weight, respectively, which additionally depends on the carbon supply. Therefore, it is believed by those skilled in the art that decreasing cobalt content is expected to result in decreasing hot hardness, and thus increasingly less suitable as a binder phase for carbide tools for metal cutting. Since the cost of the binder phase increases with increasing cobalt content, and also the health risk due to corresponding grinding dust during finishing, there is an interest in reducing the cobalt content of the binder phase as much as possible in the production of metal cutting tools. While hard metals with pure Fe and pure Co binder have a good course of the hot hardness, those with pure Ni binder are greatly inferior. The reason is the high ductility of the nickel.
  • Prakash Leo J. Prakash, University of Düsseldorf 1979,
  • binder alloys based on FeCoNi with cobalt contents lower than 40% achieved without alloying with other elements quite heat curing which are similar to those of pure cobalt binder from 400 to 800 0 C equal or even superior to, for example, FeCoNi 70/15/15, 65 / 20/15 and 25/25/50 or 50/25/25, despite the lower bond densities compared to cobalt and thus higher binder contents in the cemented carbide. Therefore, such binder alloys are in principle suitable to withstand the stresses on the cutting edge as well as cobalt, or even clearly superior in the case of the latter alloy.
  • thermal shock resistance When carbide tools with intermittent engagement, as happens when interrupted rotation or milling, also plays the thermal shock resistance a role. This size depends on physical parameters such as coefficient of expansion, thermal conductivity and tensile strength at high temperatures. Lack of thermal shock resistance manifests itself in so-called comb cracks on the cutting edge.
  • the invention relates to carbide tools, in particular
  • a carbide tool with a geometry suitable for metal cutting, a coating suitable for metal cutting, at least one hard material phase and a single- or multi-phase Binder phase characterized in that the proportion of the elements iron (Fe), cobalt (Co) and nickel (Ni) in the total amount of these elements in the binder phase for Co between 0 and 40 wt .-%, preferably from 5 to 40 wt. %, Fe between 20 and 90 wt .-% and for Ni between 5 and 75 wt .-%, wherein the proportions add up to 100%.
  • Hard metal tool according to item 1 characterized in that the binder phase is alloyed as a result of sintering with tungsten to a content that neither eta phases nor carbon precipitations are included.
  • carbide tool according to item 1 or 2 characterized in that the binder phase is alloyed to the maximum extent as a result of sintering with Cr and / or Mo, that no eta-phase occurs.
  • a cemented carbide tool according to one or more of items 1 to 3, wherein the cobalt content is less than 5%, and is alloyed with molybdenum at most to the solubility limit, wherein the molybdenum content is generated by introducing its metal, nitride or oxide.
  • a cemented carbide tool according to one or more of the items 1 to 4, wherein the binder phase contains one, two or three phases in the mixture selected from austenitic phase, martensitic phase and tetragonal distorted martensitic phase.
  • a cemented carbide tool according to one or more of the items 1 to 5, wherein the binder phase additionally contains 5 to 30 wt .-% chromium and the sum of the percentages of the metals Co, Ni, Cr and Fe is less than or equal to 100 wt .-%.
  • carbide tool according to one or more of the items 1 to 6, wherein the binder phase additionally contains up to 5 percent by mass V, Mo and / or Al and / or Ti 1 W, Ta / Nb, Zr and / or Hf in each case in one part less than or equal to the solubility limit of the respective substance and / or up to 15 mass% Mn.
  • the content of carbon in the binder phase is set so that no precipitates of unbound carbon are present.
  • Hard metal tool according to one or more of the items 1 to 9, wherein the coating comprises or consists of at least one refractory metal nitride, boron nitride, diamond, oxide, sulfides or mixtures thereof.
  • cemented carbide tool according to one or more of items 1 to 10, wherein the coating comprises or consists of titanium nitride, titanium aluminum nitride TiAIN, TiCN, aluminum oxide, TiTaNbC, tungsten carbon or mixtures thereof.
  • the coating has a layer sequence TiN / TiCN / Al 2 O 3 / TiN or TiN / TiCN / Al 2 O 3 / TiN.
  • the thickness of the coating is between 0.5 ⁇ m and 100 ⁇ m, preferably between 1 ⁇ m and 50 ⁇ m, advantageously between 2 ⁇ m and 20 ⁇ m, in particular 3 ⁇ m and 10 ⁇ m
  • the mean grain size of the hard material phase is between 0.1 and 10 ⁇ m, preferably between 0.2 and 7 ⁇ m, in particular between 0.3 and 4 ⁇ m or 0.5 to 4 ⁇ m or 1 to 3 ⁇ m.
  • Hard metal tool according to one or more of the items 1 to 17, wherein the hard material phase tungsten carbide or their mixed crystals.
  • Hard metal tool according to item 18 wherein additionally at least one further cubic carbide phase or mixed carbide phase is contained and the proportion of cubic carbide phase can be up to 30% by weight.
  • a method for producing a cemented carbide tool according to one or more of items 1 to 19, comprising the steps of: providing a binder metal powder of the composition according to one or more of the preceding claims; Providing a hard material powder; - mixing hard material and binder metal powder to obtain a first mixture; Pressing the first mixture into a blank; -Sintering the blank to sintering -if possibly mechanical post-processing of the sintering-applying the coating according to one or more of the preceding claims.
  • the metal workpiece is a workpiece made of steels, cast iron, stainless steels and non-ferrous base alloys such as superalloys, aluminum, brass, titanium, or plastics, fiber composites.
  • the cemented carbide tool according to the present invention therefore has the following features: 1) a coating, [0019] and [0020] 2) a) an austenitic at room temperature at least proportionally
  • FeCoNi-based binder phase with 5 to 40% Co, 90 to 20% Fe, Ni min. 5% to max. 75% (regardless of the other components of the Binders the sum is always to be expected 100%), in addition also W and / or C as a result of sintering as a binder for cemented carbides, possibly also Cr and / or Mo when using corresponding carbide, nitride or metal powders containing
  • the claimed range for cobalt is a compromise between the rising above 40% inhalation toxicity of the powdery binder alloy in contact with WC on the one hand, and the decreasing cobalt content solubility of tungsten in the binder on the other. Below 5% cobalt, the tungsten solubility becomes too small to have to be replaced by the more soluble molybdenum, but this does not take the form of carbide molybdenum compounds, which undesirably mix carbides with e.g.
  • Hard metal tool according to the present invention have a defined geometry, whose task is, for example, to force fit the tool in a cutting forces receiving tool holder, create the chip and selectively break, and the resulting heat as possible with the expiring span dissipate.
  • Suitable are conventional geometries of so-called indexable inserts. These often have a basic geometry derived from a cuboid or plate, often with a hole in the middle, and one or more cutting edges with a purposefully made fillet, such as four-hexagonal or octagonal platelets.
  • Other cutting tools, such as for cutting are self-retaining thanks to their geometry and have only one cutting edge. Often the surface indicates also nubs or reliefs to minimize the contact surface of the chip with the cutting tool.
  • the binder alloy may be both austenitic (face-centered cubic) and martensitic (body-centered cubic, possibly distorted tetragonal) as well as the mentioned two or three phases contained in the mixture.
  • austenitic face-centered cubic
  • martensitic body-centered cubic, possibly distorted tetragonal
  • a high proportion of austenite is preferred because of the good thermal behavior of the temperature, which can be adjusted by the ratio of the components Fe, Co and Ni in the binder phase.
  • the hard metal tool consists of a hard metal or cermet cutting material for machining metal workpieces (such as steels, cast irons, stainless steels, and nonferrous base alloys such as superalloys) with a hard material phase containing carbides, nitrides, and / or carbonitrides Binder phase of iron, cobalt and nickel, which contains 5 to 40% cobalt, 90-20% iron and 5 to 75% nickel, wherein the proportions add up to 100%, and a coating.
  • a hard metal or cermet cutting material for machining metal workpieces such as steels, cast irons, stainless steels, and nonferrous base alloys such as superalloys
  • Binder phase of iron, cobalt and nickel which contains 5 to 40% cobalt, 90-20% iron and 5 to 75% nickel, wherein the proportions add up to 100%, and a coating.
  • the amount of binder phase present in the cemented carbide tool is from 3 to 40% by weight, advantageously from 5 to 20% by weight, and the hard material phase, both phases being complementary to 100% by weight.
  • the hard material phase both phases being complementary to 100% by weight.
  • diamond, intermetallic phases or an oxide reinforcement may be present.
  • the invention further relates to the use of the hard metal tool for the machining machining of metal workpieces.
  • the binder serves to form a liquid phase at sintering temperature which can be in equilibrium with and wet the hard material phase.
  • the liquid binder phase should have a considerable solubility for the hard material phase with the sintering temperature, but should excrete it on cooling again.
  • the binder phase should have mechanical properties which correspond to the intended use and the prevailing temperatures in such a way that the binder for a hard and tough as possible cohesion of the hard metal or cermet body leads.
  • machining operations such as turning, milling or drilling steel grades, especially austenitic steels
  • a gluing of the hard metal or cermet cutting material with the steel workpiece is often noted despite suitable geometry, which is due to the resulting increased wear of the cutting tool and the poor quality machining on the workpiece is undesirable.
  • the binder phase has 0 mass% to 40 mass% Co, 5 mass% to 75 mass% Ni, 20 mass% to 90 mass% Fe.
  • the binder phase may also contain 5 mass% to 30 mass% Cr, wherein the sum of the metals Co, Ni, Cr and Fe does not exceed 100%.
  • cobalt-free binder metals cobalt can occur as an inevitable impurity.
  • the binder phase may additionally contain up to 5 mass% V, Mo and / or Al, up to the solubility limit Ti, W, Ta / Nb, Zr and / or Hf and up to 15 mass% Mn.
  • oxygen, nitrogen and / or boron can be present in the binder to the maximum solubility.
  • the content of carbon in the cutting material is adjusted so that at best traces of eta phases and no precipitations of unbound carbon are present.
  • the binder phase has no hexagonal proportions.
  • the binder phase in the tool according to the invention is obtained by using a binder metal powder having the desired composition for producing the tool.
  • the binder metal powder used to make the tool can be obtained by conventional methods such as mixing the elemental powders of the metals in the binder metal powder or by atomizing a molten alloy of the desired composition.
  • Particularly suitable for this purpose are prealloyed powders which can be obtained in the desired composition by precipitation of metal salt solutions in suitable precipitants and subsequent reduction, as for example in WO 97/21844, US Pat. No. 5,102,454, US Pat. No. 5,912,399, WO 00/23 631, EP1079950 described.
  • pre-alloyed alloy powders may be used in admixture with elemental powders as binder metal powder, as described in WO2008 / 034903.
  • the hard material phase it is possible to use generally known carbides, nitrides and / or carbonitrides, preferably those of the refractory metals, and mixtures thereof and mixed crystals with cubic carbides, for example TiTaNbC. Tungsten carbide is particularly advantageous here.
  • the hard material phase is generally used in the form of powders.
  • the average particle sizes (according to ASTM-B-330, FSSS) of the hard powder used are usually about 0.3 ⁇ m to 10 ⁇ m, advantageously 0.4 ⁇ m to 7 ⁇ m or 0.5 ⁇ m to 4 ⁇ m.
  • the hard material powders used have BET surface areas of generally less than 0.1 m 2 / g to 4 m 2 / g.
  • hard material powder with BET surface areas of 0.1 m 2 / g to 8 m 2 / g, advantageously from 0.2 m 2 / g to 6 m 2 / g, in particular from 0.25 r ⁇ v7g to 4.5 m 2 / g, or from 0.3 m 2 / g to 4 m 2 / g or 5 r ⁇ v7g be used.
  • tungsten carbide powder having a mean grain size of 1 ⁇ m mixed with a tungsten carbide powder having a mean grain size of 5 ⁇ m e.g. a tungsten carbide powder having a mean grain size of 1 ⁇ m mixed with a tungsten carbide powder having a mean grain size of 5 ⁇ m.
  • a mixture of tungsten carbide (WC) and tungsten carbide (W2C) is used as the hard material phase.
  • the mixture can be present as a powder mixture or as a mixture of both substances within the powder particles.
  • hard material powder in particular tungsten carbide, with BET surface areas of 1 nfVg to 8 m 2 / g, advantageously from 2 m 2 / g to 6 m 2 / g, in particular from 2.5 m 2 / g to 4.5 m 2 / g, or from 3 nrVg to 4 m 2 / g or 5 m 2 / g.
  • the coating consists of a refractory metal nitride, boron nitride,
  • Titanium nitride TiN titanium aluminum nitride TiAIN 1 TiCN, TiAISiN, TiTaNbC 1 MoS2, or mixtures thereof.
  • some metastable or amorphous coatings are suitable, such as TiAIN or tungsten / carbon.
  • multilayer coatings are also possible which contain different layer thicknesses and coating materials.
  • Possible layer sequences are e.g. For example, TiN / TiCN / AbOa / TiN, TiN / TiCN / AbOs / TiN.
  • Usual thicknesses of the coating are between a few microns and several 100 microns.
  • the total thickness of the coatings is usually from 1 .mu.m to 50 .mu.m, advantageously from 2 .mu.m to 20 .mu.m and in particular from 3 .mu.m to 10 .mu.m.
  • CVD chemical vapor deposition
  • PVD physical vapor deposition
  • the cemented carbide substrate is modified superficially or near the surface in the composition before application of the coating by sintering or subsequent treatments in such a way that the layer adhesion is optimal.
  • the coating is generally adapted very specifically to the material to be machined and to the hard metal.
  • the coating is under compressive stress; Tensile stresses often cause tearing and flaking.
  • cemented carbide tools according to the invention find use for machining metal workpieces or non-metal workpieces.
  • chromium-containing metal workpieces wherein the proportion of chromium in the binder phase of the cutting material, ie the material from which the hard metal tool according to the invention consists, is not greater than the chromium content in the steel alloy of the workpiece.
  • it may be a workpiece made of steels, cast iron,
  • Non-metallic materials may also be processed, such as fiber composites or thermoplastic or thermosetting plastics, which may also be reinforced with fibers such as glass or carbon fibers, fillers or other reinforcing agents, such as glass fibers. Nanocomposites.
  • the present invention also relates to a method for producing a cemented carbide tool according to one or more of the preceding claims, comprising the steps:
  • the binder metal powder may be provided by preparing a pre-alloyed metal powder of the desired composition described in WO 97/21844, US 5,102,454, US 5,912,399, WO 00/23 631, EP1079950, to which reference is made.
  • the binding metal powder can be provided by mixing a prealloyed metal powder with one or more elemental powders, ie metal powders which consist only of a metal as described in WO2008 / 034903, to which reference is made.
  • the hard material powder advantageously has a mean particle size of 0.3 to 10 .mu.m, preferably 0.5 to 7 .mu.m, in particular 1 to 4 microns.
  • the hard material powder has a BET surface area of 0.1 m 2 / g to 8 m 2 / g, advantageously from 0.2 m 2 / g to 6 m 2 / g or 0.1 m 2 / g to 4 m 2 / g, in particular from 0.25 m 2 / g to 4.5 m 2 / g, or from 0.3 m 2 / g to 4 m 2 / g or 5 m 2 / g.
  • hard material tungsten carbide tungsten carbide or a mixture of these substances can be used advantageously.
  • the first mixture may also contain pressing or sintering aids, such as waxes, long-chain carboxylic acids, their esters or salts, or polymers such as polyethylene glycol or polyacrylates.
  • pressing or sintering aids such as waxes, long-chain carboxylic acids, their esters or salts, or polymers such as polyethylene glycol or polyacrylates.
  • the compression to a blank is usually designed as uniaxial pressing and generally carried out at pressures of 50-250 MPa.
  • the sintering takes place usually at temperatures of about 1200 0 C to 1600 0 C, in particular 1250 0 C to 1550 0 C in an inert atmosphere or in vacuo instead.
  • a hard metal powder mixture consisting of 94 wt.% WC with a
  • the carbon content of the mixture was adjusted so that the cemented carbide does not contain any harmful third phases such as free carbon or carbon deficit phases ("eta phases") after sintering
  • Hard metal carbide inserts with a geometry according to CNMG120408 were made by axial dry pressing a compression was produced and then vacuum sintered in a graphite sintering furnace for one hour at 1450 ° C.
  • the metallographic examination of the carbide semi-finished products showed that the cemented carbide had a uniform microstructure with a WC particle size of about 0.6 microns good and very few coarse grains of coarse grains up to a grain size of 3 microns were seen was 1920 kg / mm 2 (Vickers hardness at 10 kg load, "HV10")
  • the X-ray examination showed that the binder consists mainly of martensite and some retained austenite.
  • the hard metal insert blanks were ground to size, the
  • Comparative Example 1 The service life of a conventional WC-Co cemented carbide of the same geometry, the same coating and the same composition, but purely cobalt-bound, was 5 minutes in comparison, while with the WC-70Fe12Co18Ni cemented carbide in Example 1 a service life of 6 Minutes under the same cutting conditions.
  • the criterion for the end of service life was a wear mark width ("VBmax.") Of 0.2 mm.
  • a hard metal powder mixture consisting of 94 wt.% WC with a
  • Reversible inserts of the same composition exhibited a life of 6 minutes in uncoated form with the WC-50Fe25Co25Ni PVD coated insert showing a life of 8.5 minutes and the CVD coated insert with the same substrate exhibiting a life of 8.0 minutes.
  • Criterion for the end of life was a wear mark width VBmax of 0.2 mm.
  • the lower service life of the WC-Co insert was due to a higher plastic deformation of the cutting edge and a correspondingly poorer surface finish of the workpiece.
  • a hard metal powder mixture consisting of 83.5 wt.% WC with a particle size of 1, 1 .mu.m, a mixed carbide consisting of TiTaNbC of 8% and a binder content of 8.5 wt% consisting of 70Fe12Co18Ni present as mixed crystal was prepared by wet milling in produced an attritor and processed into granules in a conventional spray dryer. The carbon content of the mixture was adjusted so that the cemented carbide does not contain any harmful third phases such as free carbon or etaphases after sintering.
  • the hard metal insert blanks were ground to size, the cutting edges rounded and then provided with a conventional CVD multilayer coating based on TiN / TiCN / Al2O3 / TiN with a total layer thickness of 8 microns. Standstill tests were when turning without coolant insert with a cutting speed of 200 m / min, feed 0.32 mm / rev, cutting depth 2 mm in a 42CrMo4 low alloy steel.
  • the conventional cobalt-bonded cemented carbide tool showed a pronounced plastic deformation of the cutting edge at the end of its life, while the FeCoNi-bonded cemented carbide tool showed only a few crevice and flank wear.
  • the coating showed signs of wear but was still intact. There were no signs of adhesive wear.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein beschichtetes Metallzerspanungswerkzeug mit verringertem Adhäsionsverschleiß und erhöhter Warmfestigkeit.

Description

Beschreibung
Werkzeug
Technisches Gebiet
[0001] Die vorliegende Erfindung betrifft ein beschichtetes
Metallzerspanungswerkzeug mit verringertem Adhäsionsverschleiß und erhöhter Warmfestigkeit, insbesondere ein Hartmetallwerkzeug zur spanenden Bearbeitung von Legierungen wie Stählen, Gusseisen, Edelstahlen sowie Nichteisen-Basislegierungen, wie Superlegierungen.
Stand der Technik
[0002] Hartmetallwerkzeuge zur Metallzerspanung sind Verbundwerkstoffe und bestehen aus mindestens zwei Phasen, wovon eine die metallische Binderphase ist, und eine oder mehrere die Hartstoffphase(n). Als Hartstoffe kommen insbesondere Karbide, Nitride und Karbonitride von Refraktärmetallen wie Wolfram, Molybdän, Titan, Zirkon, Hafnium, Chrom, Vanadium, Niob und Tantal infrage. Die Bindephase besteht im Allgemeinen aus Kobalt und enthält je nach Kohlenstoffaktivität beim Sintern Anteile von solchen Refraktärmetallen, deren freie Bildungsenthalphien gering genug sind um sich beim Sintern teilweise in die metallische Form zu zersetzen, insbesondere W, Cr und Mo.
[0003] Neben Kobalt kann die Bindephase auch Fe und Ni1 oder auch nur Fe und Ni und kein Kobalt, enthalten. Derartige Bindesysteme zeigen Vorteile im Bereich der Toxikologie, da bei ihnen die Kontaktkorrosion in Kontakt mit Karbiden geringer ausgeprägt ist als mit reinem Kobalt. Aus Gründen der besseren Verfügbarkeit von Fe und Ni hat es in der Vergangenheit nicht an Versuchen gefehlt, FeCoNi- oder FeNi-basierte Bindesysteme in Hartmetall-Zerspanungswerkzeugen einzuführen, was aber technisch bisher im Unterschied zu anderen Hartmetallanwendungen nicht erfolgreich war.
[0004] Die Bindephase umschließt im gesinterten Zustand die Hartstoffphase, welche nach dem Sintern - je nach Zerspanungsaufgabe - eine durch optische oder elektronenoptische Methoden ermittelte Größe zwischen 10 und 0,05 μm haben kann. Diese Größe wird hauptsächlich durch die Feinheit der verwendeten Hartstoffpulver eingestellt. [0005] Zerspanungswerkzeuge weisen eine definierte Geometrie auf, deren Aufgabe beispielsweise darin besteht, das Werkzeug in einen die Schnittkräfte aufnehmenden Werkzeughalter kraftschlüssig einzusetzen, den Span entstehen und gezielt zu brechen zu lassen, und die entstehende Wärme möglichst mit dem ablaufenden Span abzuführen. So genannte Wendeschneidplatten haben eine von einem Quader oder einer Platte abgeleitete Grundgeometrien, oft mit einem Loch in der Mitte, und eine oder mehrere Schneidkanten mit einer gezielt hergestellten Verrundung. Andere Zerspanungswerkzeuge, wie z.B. zum Trennen, sind dank ihrer Geometrie selbsthaltend und haben nur eine Schneidkante. Oft weist die Oberfläche auch Noppen oder Reliefs auf, um die Kontaktfläche des Spans mit dem Zerspanungswerkzeug zu minimieren. Die Auswahl der richtigen Geometrie ist von enormer Bedeutung für die Standzeit des Werkzeugs, die Oberflächenqualität nach der Zerspanung und die Sicherheit des Spanbruchs.
[0006] Die Dissertation Preikschat (Technische Universität Karlsruhe 1994 bzw. KfK 3550, ISSN 0303-4003) beschreibt Zerspanungsversuche mit unbeschichteten Hartmetallwerkzeugen mit FeCoNi-Bindern an Grauguß GG30. Die Standzeit der Werkzeuge wurde durch starken Adhäsionsverschleiß und den daraus resultierenden hohen Schnittkräfte bestimmt, wobei ein Bindersystem mit martensitischem Gefüge aufgrund der höheren Binderfestigkeit geringeren Verschleiß zeigt als ein vergleichbares Werkzeug, welches als Bindephase ein rein kubisch- flächenzentriertes Gitter hatte (Austenit). Die Standzeitkurve des austenitischen Binders - ausgehend von einem niedrigeren Niveau - verlief allerdings flacher als die des martensitischen Binders, d.h. bei hohen Schnittgeschwindigkeiten günstiger. Beide Bindersysteme waren reinem Kobalt als Binderphase für die verwendeten Hartmetallwerkzeuge wegen des Adhäsionsverschleißes deutlich unterlegen.
[0007] Neben Adhäsionsverschleiß spielt die auch Warmfestigkeit für die Standzeit von Zerspanungswerkzeugen eine wichtige Rolle. Die Schneidkante, welche im Eingriff stehend die Späne durch Abscherung erzeugt, erhitzt sich sehr stark und steht unter starker mechanischer Schubbelastung. Beides in Kombination führt zum plastischen Kriechen und Absenken der Schneidkante, wenn die Hochtemperatur- Kriechbeständigkeit für den gegebenen Einsatzfall nicht ausreicht. Kritisch sind hier insbesondere Drehoperationen im Dauereingriff mit hohen Vorschüben, hochfesten Legierungen und bei Trockenbearbeitung, wobei das Werkzeug sich nicht ausreichend abkühlen kann. Da die Bestimmung der Warm- bzw. Kriechfestigkeit sehr aufwendig ist, wird als Richtgröße praktischerweise die Warmhärte gemessen, zum Teil auch deren Zeitabhängigkeit. Wie allgemein aus der Metallkunde bekannt ist, lässt sich die Warmhärte von Fe-, Co-, oder Ni-Basislegierungen durch Zulegieren der Elemente der Nebengruppe 6a des Periodensystems erhöhen. Bei der Hartmetallfertigung mit Kobalt als Binder lässt sich durch Steuerung des Kohlenstoffpotentials beim Sintern bis zu ca. 6 Mol% Wolfram dem Binder zulegieren, was zu Hartmetallwerkzeugen mit hervorragender Warmfestigkeit bzw. Warmhärte führt. In Bindersystemen auf FeCoNi-Basis mit geringen Kobaltgehalten und ganz besonders auf FeNi-Basis löst sich mit abnehmendem Kobaltgehalt zunehmend weniger Wolfram, so dass die Warmfestigkeiten dieser Bindelegierungen für die Zerspanung im Allgemeinen nicht ausreichend sind. Bei 12500C beträgt die Löslichkeit von WC in Fe, Co bzw. Ni 7, 22 bzw. 12 Gewichtsprozent, was zusätzlich noch vom Kohlenstoffangebot abhängt. Daher wird von Fachleuten die Meinung vertreten, dass mit abnehmendem Kobaltgehalt eine abnehmende Warmhärte zu erwarten ist, und damit eine zunehmend geringere Eignung als Bindephase für Hartmetallwerkzeuge zur Metallzerspanung. Da nun mit zunehmendem Kobaltgehalt die Kosten der Bindephase steigen und auch die Gesundheitsgefährdung durch entsprechenden Schleifstaub bei der Endbearbeitung, besteht ein Interesse daran, bei der Herstellung von Metallzerspanungswerkzeuge den Kobaltgehalt der Bindephase möglichst zu reduzieren. Während Hartmetalle mit reinem Fe- und reinem Co-Binder einen guten Verlauf der Warmhärte haben, sind solche mit reinem Ni-Binder stark unterlegen. Grund ist die hohe Duktilität des Nickels. [0009] Die Dissertation Prakash (Leo J. Prakash, Universität Karlsruhe 1979,
Fakultät für Maschinenbau, KfK 2984) beschreibt, dass eine Erhöhung der Warmhärte von Hartmetallen auf WC-Basis mit FeCoNi- Bindern durch Zulegieren von Cr und/oder Mo möglich ist. Die Warmhärte bis ca. 6000C wird dabei überwiegend von den Hochtemperatur-Eigenschaften des Binders bestimmt, oberhalb wird sie von der Struktur des aus den verwendeten Hartstoffpulvern resultierenden Hartstoffskeletts bestimmt. Einzelne Bindelegierungen auf FeCoNi-Basis mit Kobaltgehalten unter 40% erreichten aber auch ohne das Zulegieren von weiteren Elementen durchaus Warmhärten, die denjenigen von reinen Kobaltbindern von 400 bis 8000C ebenbürtig oder sogar überlegen sind, z.B. FeCoNi 70/15/15, 65/20/15 und 25/25/50 bzw. 50/25/25, ungeachtet der im Vergleich zu Kobalt geringeren Dichten der Bindelegierung und damit höheren Volumengehalte des Binders im Hartmetall. Daher sind derartige Bindelegierungen prinzipiell geeignet, den Belastungen an der Schneidkante so gut wie Kobalt zu widerstehen, oder im Falle der letztgenannten Legierung sogar klar überlegen.
[0010] Bemerkenswert ist das Verhalten der beiden Austenitischen Bindephasen FeCoNi 25/25/50 und 50/25/25 in Bezug auf den Verlauf der Härte in Abhängigkeit von der Temperatur : obwohl das Ausgangsniveau der Härte bei Raumtemperatur vergleichsweise niedrig ist, wird bei 8000C ein Wert gefunden, welcher sogar über dem von Kobalt als Bindephase liegt. Der Abfall ist monoton und gleichmäßig, während Kobalt und insbesondere die Hartmetalle mit martensitischen Bindephasen einen unsteten Verlauf haben. Ursache könnte die Temperatur-bedingte, zunehmende Umwandlung des Martensits in Austenit sein, was das Gefüge destabilisiert und Kriechvorgänge erleichtert, somit die gemessene Warmhärte reduziert. Die Dissertation Preikschat zeigt aber klar, dass eine austenitische Bindephase wegen ihrer niedrigeren Festigkeit dem Adhäsionsverschleiß weniger entgegenzusetzen hat. Somit können Vorteile in der Warmhärte bzw. Kriechfestigkeit nicht zur Geltung gebracht werden. [0011] Neben den schon erwähnten Zusatzelementen wie Cr und Mo kommen auch Re und Ru zur Steigerung der Warmfestigkeit infrage, auch wirkt der Kohlenstoffgehalt von hoch Fe-haltigen Bindelegierungen auf Fe1Co, Ni- Basis erhöhend auf die Warmhärte. Naturgemäß enthält ein gesintertes Hartmetall sowohl mit reinem Co- als auch mit FeCoNi- oder FeNi-Binder immer auch Anteile an gelöstem Kohlenstoff und/oder Wolfram. Der Gehalt dieser Elemente muss gezielt eingestellt werden, was durch Beherrschung der Kohlenstoffbilanz bei der Ansatzfertigung und beim Sintern geschieht, und durch die Messung der Dichte und der magnetischen Eigenschaften des Sinterlings erfolgt, oft auch durch Messung des Kohlenstoffgehaltes. Ist der Kohlenstoffgehalt zu hoch oder zu niedrig, kommt es zur Bildung von schädlichen so genannten „Eta- Phasen" bzw. zu Kohlenstoffausscheidungen, die nach ISO 4505 klassifiziert werden. Beide sind sehr nachteilig. Hartmetall mit hoher Warmhärte wird vorzugsweise mit einer hohen Wolfram-Konzentration im Binder hergestellt, da dadurch die Warmhärte erhöht wird, besonders an der Grenze zur eta-Phase. Die Löslichkeitsgrenzen von anderen Elementen wie Cr und Mo in der Bindemetallphase werden bei gegebenem Kohlenstoffangebot dadurch bestimmt, dass oberhalb der Löslichkeitsgrenzen eta-Phase auftritt.
[0012] Bei Hartmetallwerkzeugen mit unterbrochenem Eingriff, wie es beim unterbrochenen Drehen oder beim Fräsen geschieht, spielt zudem die Thermoschockfestigkeit eine Rolle. Diese Größe hängt von physikalischen Größen wie Ausdehnungskoeffizient, Wärmeleitfähigkeit und Zugfestigkeit bei hohen Temperaturen ab. Mangelnde Thermoschockfestigkeit offenbart sich an so genannten Kammrissen an der Schneidkante.
Kurze Darstellung der Erfindung
[0013] Die Erfindung betrifft Hartmetallwerkzeuge, insbesondere
Wendeschneidplatten oder andere Zerspanwerkzeuge mit folgenden Merkmalen:
1. Hartmetallwerkzeug mit einer zur Metallzerspanung geeigneten Geometrie, einer zur Metallzerspanung geeigneten Beschichtung, mindestens einer Hartstoffphase sowie einer ein- oder mehrphasigen Bindephase, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der Elemente Eisen (Fe), Kobalt(Co) und Nickel (Ni) an der Gesamtmenge dieser Elemente in der Binderphase für Co zwischen 0 und 40 Gew.-%, vorteilhaft von 5 bis 40 Gew.-%, für Fe zwischen 20 und 90 Gew.-% und für Ni zwischen 5 und 75 Gew.-% liegt, wobei sich die Anteile zu 100% addieren.
2. Hartmetallwerkzeug gemäß Punkt 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Bindephase als Folge der Sinterung mit Wolfram zu einem Gehalt legiert ist, dass weder Eta-Phasen noch Kohlenstoffausscheidungen enthalten sind.
3. Hartmetallwerkzeug gemäß Punkt 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Bindephase als Resultat der Sinterung mit Cr und/oder Mo maximal soweit legiert ist, dass keine eta-Phase auftritt.
4. Hartmetallwerkzeug gemäß einem oder mehreren der Punkte 1 bis 3, wobei der Kobaltgehalt kleiner 5% ist, und maximal bis zur Löslichkeitsgrenze mit Molybdän legiert ist, wobei der Molybdängehalt durch Einbringen von dessen Metall, Nitrid oder Oxid erzeugt wird.
5. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 4, wobei die Bindephase ein, zwei oder drei Phasen im Gemisch, ausgewählt aus austenitischer Phase, martensitischer Phase und tetragonal verzerrter martensitischer Phase enthält.
6. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 5, wobei die Bindephase zusätzlich 5 bis 30 Gew.-% Chrom enthält und die Summe der Prozentanteile der Metalle Co, Ni, Cr und Fe kleiner oder gleich 100 Gew.-% ist.
7. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 6, wobei die Bindephase zusätzlich bis zu jeweils 5 Massenprozent V, Mo und/oder AI enthält und/oder Ti1 W, Ta/Nb, Zr und/oder Hf jeweils in einem Anteil kleiner oder gleich der Löslichkeitsgrenze des entsprechenden Stoffes und/oder bis zu 15 Massenprozent Mn enthält.
8. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 7, wobei die Bindephase zusätzlich Sauerstoff, Stickstoff und/oder Bor im Anteil ihrer maximalen Löslichkeit oder weniger enthält. 9. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 8, wobei der Anteil an Kohlenstoff in der Bindephase so eingestellt ist, dass keine Ausscheidungen von ungebundenem Kohlenstoff vorliegen.
10. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 9, wobei die Beschichtung mindestens ein Refraktätmetallnitrid, Bornitrid, Diamant, Oxid, Sulfide oder deren Mischungen aufweist oder daraus besteht.
11. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 10, wobei die Beschichtung Titannitrid, Titanaluminiumnitrid TiAIN, TiCN, Aluminiumoxid, TiTaNbC, Wolfram-Kohlenstoff oder Mischungen hieraus aufweist oder daraus besteht.
12. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 11 , wobei die Beschichtung mindestens zwei Schichten, vorzugsweise mit unterschiedlichen Schichtdicken und/oder Beschichtungsmaterialien aufweist.
13. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der der Punkte 1 bis
12, wobei die Beschichtung eine Schichtfolge TiN/TiCN/ Al2θ3/TiN oder TiN/TiCN/ AI2O3/TiN aufweist.
14. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der der Punkte 1 bis
13, wobei die Dicke der Beschichtung zwischen 0,5 μm und 100 μm, vorzugsweise zwischen 1 μm und 50 μm, vorteilhaft zwischen 2 μm und 20 μm, insbesondere 3 μm und 10 μm beträgt
15. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der der Punkte 1 bis
14, wobei die mittlere Korngröße der Hartstoffphase zwischen 0,1 und 10 μm, vorzugsweise zwischen 0,2 und 7 μm, insbesondere zwischen 0,3 und 4 μm oder 0,5 bis 4 μm oder 1 bis 3 μm beträgt.
16. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der der Punkte 1 bis
15, wobei die Bindephase keine hexagonalen Anteile enthält.
17. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der der Punkte 1 bis
16, wobei die Hartstoffphase Carbide, Nitride und/oder Carbonitride, vorzugsweise der Refraktärmetalle, und/oder deren Mischungen aufweist. 18. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der der Punkte 1 bis 17, wobei die Hartstoffphase Wolframcarbid oder deren Mischkristalle aufweist.
19. Hartmetallwerkzeug nach Punkt 18, wobei zusätzlich mindestens eine weitere kubische Carbidphase oder Mischcarbidphase enthalten ist und der Anteil an kubischer Karbidphase bis zu 30 Gewichts% betragen kann.
20. Verfahren zur Herstellung eines Hartmetallwerkzeugs nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 19, welches die Schritte aufweist: - Bereitstellen eines Bindemetallpulvers der Zusammensetzung nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche; -Bereitstellen eines Hartstoffpulvers; - Vermischen von Hartstoff und Bindemetallpulver, um eine erste Mischung zu erhalten; -Pressen der ersten Mischung zu einem Rohling; -Sintern des Rohlings zu einem Sinterung -gegebenenfalls mechanische Nachbearbeitung des Sinterlings -Aufbringen der Beschichtung nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche.
21. Verfahren zur Herstellung eines Hartmetallwerkzeugs nach Punkt 20, wobei das Hartstoffpulver eine mittlere Korngröße von 0,3 bis 10 μm, vorzugsweise 0,5 bis 7 μm, insbesondere 1 bis 4 μm aufweist.
22. Verfahren zur Herstellung eines Hartmetallwerkzeugs nach Punkt 20 oder 21 , wobei der Hartstoff eine BET-Oberfläche von 0,1 m2/g bis 8 rτv7g, vorteilhaft von 0,2 nfVg bis 6 m2/g oder 0,1 m2/g bis 4 m2/g, insbesondere von 0,25 nfVg bis 4,5 nfVg, oder von 0,3 m2/g bis 4 m2/g oder 5 m2/g aufweist.
23. Verfahren zur Herstellung eines Hartmetallwerkzeugs nach einem oder mehreren der Punkte 20 bis 22, wobei der Hartstoff Wolframcarbid, Wolframdicarbid oder eine Mischung aus diesen Stoffen ist.
24. Verwendung eines Hartmetallwerkzeuges nach einem oder mehreren der Punkte 1 bis 19 zur zur zerspanenden Bearbeitung von Metallwerkstücken oder Nichtmetallwerkstücken.
25. Verwendung eines Schneidwerkstoffes nach Punkt 24 zur zerspanenden Bearbeitung von chromhaltigen Metallwerkstücken, dadurch gekennzeichnet, dass der Chrom-Anteil in der Binderphase des Schneidwerkstoffes nicht größer ist als der Chromanteil in der Stahllegierung des Werkstückes.
26. Verwendung nach Punkt 24 oder 25, wobei es sich bei dem Metallwerkstück um ein Werkstück aus Stählen, Gusseisen, Edelstahlen sowie Nichteisen-Basislegierungen wie Superlegierungen, Aluminium, Messing, Titan, oder Kunststoffen, Faserverbundwerkstoffen handelt. Ausführliche Darstellung der Erfindung [0014] Gesucht wird nun ein Hartmetallwerkzeug zur Zerspanung von
Metalllegierungen, wobei der Kobaltgehalt des Binders möglichst gering ist. [0015] Zusammenfassend kann gesagt werden, dass bei den
Hartmetallwerkzeugen nach dem Stand der Technik hauptsächlichen Versagensursachen zu starke Adhäsion und mangelnde Warmfestigkeit sind. Daher ist es bisher nicht bekannt geworden, dass auf Basis vorhandener Lösungen tatsächlich einsatzfähige Hartmetallwerkzeuge zur spanenden Bearbeitung von entsprechenden Metallwerkstücken, kombiniert wurden.
[0016] Es war daher die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein einsatzfähiges Hartmetallzerspanungswerkzeug bereit zu stellen, welches einen verringerten Adhäsionsverschleiß und eine erhöhte Warmfestigkeit aufweist, so dass es als Hartmetallwerkzeug zur spanenden Bearbeitung von Legierungen wie Stählen, Gusseisen, Edelstahlen sowie Nichteisen- Basislegierungen, wie Superlegierungen, geeignet ist.
[0017] Diese Aufgabe wird von dem Hartmetallwerkzeug gemäß der vorliegenden Erfindung gelöst. Das Hartmetallwerkzeug gemäß der Erfindung weist daher folgende Merkmale auf : [0018] 1) eine Beschichtung, [0019] und [0020] 2) a) eine bei Raumtemperatur wenigstens anteilig austenitische
Binderphase auf FeCoNi-Basis mit 5 bis 40% Co, 90 bis 20% Fe, Ni min. 5% bis max. 75% (wobei ungeachtet der anderen Bestandteile des Binders die Summe immer zu 100% zu rechnen ist), darüber hinaus auch W und/oder C als Resultat der Sinterung als Binder für Hartmetalle auf WC-Basis, ggf. auch Cr und/oder Mo bei Verwendung von entsprechenden Karbid-, Nitrid- oder Metallpulvern, enthält,
[0021] 3) eine Geometrie, welche zur Zerspanung von metallischen Werkstoffen und Halterung in einem Werkzeughalter geeignet ist.
[0022] Der beanspruchte Bereich für Kobalt ist ein Kompromiss zwischen der oberhalb von 40% ansteigenden Inhalationstoxizität der pulverförmigen Bindelegierung in Kontakt mit WC einerseits, und der mit abnehmendem Kobaltgehalt abnehmenden Löslichkeit von Wolfram im Binder andererseits. Unterhalb von 5% Kobalt wird die Wolframlöslichkeit zu klein, so dass es durch das besser lösliche Molybdän ersetzt werden muss, was jedoch nicht in Form von karbidischen Molybdänverbindungen geschieht, welche beim Sintern in unerwünschtem Maße Mischkarbide mit z.B. Wolframkarbid bilden können und somit im Binder nicht wirksam sind, sondern in Form von metallischen oder sich beim Sintern zersetzenden Nitriden, so dass metallisches Molybdän sich sofort im Binder löst und damit der Erhöhung der Warmfestigkeit des Binders in vollem Umfang zur Verfügung steht.
[0023] Oberhalb von 5% Kobalt kann dieser Mechanismus auch verwendet werden, ist aber nicht zwingend notwendig.
[0024] Hartmetallwerkzeug gemäß der vorliegenden Erfindung weisen eine definierte Geometrie auf, deren Aufgabe beispielsweise darin besteht, das Werkzeug in einen die Schnittkräfte aufnehmenden Werkzeughalter kraftschlüssig einzusetzen, den Span entstehen und gezielt zu brechen zu lassen, und die entstehende Wärme möglichst mit dem ablaufenden Span abzuführen. Geeignet sind übliche Geometrien von so genannten Wendeschneidplatten. Diese haben oft eine von einem Quader oder einer Platte abgeleitete Grundgeometrien, oft mit einem Loch in der Mitte, und eine oder mehrere Schneidkanten mit einer gezielt hergestellten Verrundung, wie z.B. vier- sechs- oder achteckige Plättchen. Andere Zerspanungswerkzeuge, wie z.B. zum Trennen, sind dank ihrer Geometrie selbsthaltend und haben nur eine Schneidkante. Oft weist die Oberfläche auch Noppen oder Reliefs auf, um die Kontaktfläche des Spans mit dem Zerspanungswerkzeug zu minimieren.
[0025] Die Bindelegierung kann sowohl austenitisch (kubisch-flächenzentriert) als auch martensitisch (kubisch-raumzentriert, ggf. tetragonal verzerrt) sein als auch die erwähnten zwei oder drei Phasen im Gemisch enthalten. Bevorzugt wird jedoch ein hoher Anteil an Austenit wegen des guten Verlaufs der Warmhärte mit der Temperatur, was man über das Verhältnis der Komponenten Fe, Co und Ni in der Bindephase einstellen kann.
[0026] Etwas spezifischer besteht das Hartmetallwerkzeug aus einem Hartmetalloder Cermet-Schneidwerkstoff zum Zerspanen von Metallwerkstücken (wie z. B. Stählen, Gusseisen, Edelstahlen sowie Nichteisen- Basislegierungen, wie Superlegierungen) mit einer Carbide, Nitride und/oder Carbonitride enthaltenden Hartstoffphase, einer Binderphase aus Eisen, Cobalt und Nickel, welche 5 bis 40 % Cobalt, 90-20% Eisen und 5 bis 75 % Nickel enthält, wobei sich die Anteile zu 100% addieren, sowie einer Beschichtung.
[0027] Die Menge der im Hartmetallwerkzeug vorhandenen Bindephase beträgt 3 bis 40 Gew.-%, vorteilhaft 5 bis 20 Gew.-% und der Hartstoffphase, wobei sich beide Phasen zu 100 Gew.-% ergänzen. Zusätzlich können beispielsweise Diamant, intermetallische Phasen oder auch eine Oxidverstärkung vorhanden sein.
[0028] Die Erfindung betrifft ferner die Verwendung des Hartmetallwerkzeuges zur zerspanenden Bearbeitung von Metallwerkstücken.
[0029] In Hartmetallen wie in Cermets dient der Binder dazu, bei Sintertemperatur eine flüssige Phase zu bilden, die im Gleichgewicht mit der Hartstoffphase bestehen und diese benetzen kann. Die flüssige Bindephase soll eine beachtliche Löslichkeit für die Hartstoffphase mit der Sintertemperatur haben, soll dieselbe jedoch beim Abkühlen wieder ausscheiden. Weiterhin soll die Binderphase mechanische Eigenschaften besitzen, die dem Einsatzzweck und den hierbei herrschenden Temperaturen derart entsprechen, dass der Binder für einen möglichst harten und zähen Zusammenhalt des Hartmetall- oder Cermetkörpers führt. Bei Zerspanungsoperationen wie dem Drehen, Fräsen oder Bohren von Stahlsorten, insbesondere austenitischen Stählen, ist häufig trotz geeigneter Geometrie ein Verkleben des Hartmetall-oder Cermet- Schneidwerkstoffes mit dem Stahlwerkstück festzustellen, was wegen des daraus resultierenden erhöhten Verschleißes des Schneidwerkzeuges sowie der schlechten Bearbeitungsqualität am Werkstück unerwünscht ist.
[0030] Dieses Problem wird ebenfalls mit der vorliegenden Erfindung gelöst, da die Beschichtung hier einen vorteilhaften Effekt zeigt.
[0031] Erfindungsgemäss besitzt die Binderphase 0 Massen% bis 40 Massen% Co, 5 Massen% bis 75 Massen% Ni, 20 Massen% bis 90 Massen% Fe. In einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung können ausserdem 5 Massen% bis 30 Massen% Cr enthalten sein, wobei die Summe der Metalle Co, Ni, Cr und Fe 100 % nicht übersteigt. Bei kobaltfreien Bindemetallen kann Kobalt als unvermeidbare Verunreinigung auftreten. So kann die Binderphase zusätzlich bis zu jeweils 5 Massen% V, Mo und/oder AI, bis zur Löslichkeitsgrenze Ti, W, Ta/Nb, Zr und/oder Hf sowie bis zu 15 Massen% Mn enthalten. Weiterhin können im Binder Sauerstoff, Stickstoff und/oder Bor bis zur maximalen Löslichkeit enthalten sein. Der Gehalt an Kohlenstoff im Schneidwerkstoff ist so eingestellt, dass allenfalls Spuren von eta-Phasen und keine Ausscheidungen von ungebundenem Kohlenstoff vorliegen. Vorzugsweise besitzt die Binderphase keine hexagonalen Anteile.
Die Binderphase in dem Werkzeug gemäß der Erfindung wird durch Verwendung eines Bindemetallpulvers mit der gewünschten Zusammensetzung zur Herstellung des Werkzeugs erhalten. Das zur Herstellung des Werkzeugs verwendete Bindemetallpulver kann durch übliche Verfahren erhalten werden wie Vermischen der Elementpulver der Metalle im Bindemetallpulver oder durch Verdüsen einer erschmolzenen Legierung der gewünschten Zusammensetzung. Besonders geeignet sind hierfür vorlegierte Pulver, welche in der gewünschten Zusammensetzung durch Fällung von Metallsalzlösungen in geeigneten Fällungsmitteln und anschließender Reduktion erhalten werden können, wie beispielsweise in WO 97/21844, US 5 102 454, US 5 912 399, WO 00/23 631 , EP1079950 beschrieben. Ebenso können derartige vorlegierte Legierungspulver in Mischung mit Elementpulvern als Bindemetallpulver verwendet werden, wie in WO2008/034903 beschrieben.
Obwohl die Mechanismen der Reaktionen und Wechselwirkungen zwischen den im Stahl enthaltenen Metallen und Kohlenstoff sehr komplex sind, hat sich überraschenderweise beim Zerspanen von Metallwerkstücken gezeigt, dass ausgezeichnete Ergebnisse dann erzielt werden konnten, wenn das Werkzeug beschichtet ist.
[0032] Als Hartstoffphase können allgemein bekannte Carbide, Nitride und/oder Carbonitride, vorzugsweise die der Refraktärmetalle, sowie deren Mischungen und Mischkristalle mit kubischen Carbiden verwendet werden, wie z.B. TiTaNbC. Besonders vorteilhaft ist hierbei Wolframkarbid. Die Hartstoffphase wird im Allgemeinen in Form von Pulvern eingesetzt. Die mittleren Korngrößen (nach ASTM-B-330, FSSS) der eingesetzten Hartstoffpulver liegen meist bei etwa 0,3 μm bis 10 μm, vorteilhaft bei 0,4 μm bis 7 μm oder bei 0,5 μm bis 4 μm. Die eingesetzten Hartstoffpulver weisen BET-Oberflächen von in der Regel weniger als 0,1 m2/g bis 4 m2/g auf.
[0033] Es können aber auch Hartstoffpulver mit BET-Oberflächen von 0,1 m2/g bis 8 m2/g, vorteilhaft von 0,2 m2/g bis 6 m2/g, insbesondere von 0,25 rτv7g bis 4,5 m2/g, oder von 0,3 m2/g bis 4 m2/g oder 5 rτv7g verwendet werden.
[0034] Es kann auch eine Mischung unterschiedlicher Pulverqualitäten eingesetzt werden, z.B. ein Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Korngröße von 1 μm in Mischung mit einem Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Korngröße von 5 μm.
[0035] In einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung wird als Hartstoffphase eine Mischung aus Wolframcarbid (WC) und Wolframdicarbid (W2C) verwendet. Die Mischung kann als Pulvermischung vorliegen oder als Mischung beider Substanzen innerhalb der Pulverpartikel.
[0036] Es können aber auch Hartstoffpulver, insbesondere Wolframcarbidpulver, mit BET-Oberflächen von 1 nfVg bis 8 m2/g, vorteilhaft von 2 m2/g bis 6 m2/g, insbesondere von 2,5 m2/g bis 4,5 m2/g, oder von 3 nrVg bis 4 m2/g oder 5 m2/g verwendet werden. [0037] Die Beschichtung besteht aus einem Refraktärmetallnitrid, Bornitrid,
Diamant, Oxide, Sulfide oder deren Mischungen. Insbesondere geeignet sind Titannitrid TiN, Titanaluminiumnitrid TiAIN1 TiCN, TiAISiN, TiTaNbC1 MoS2, oder deren Mischungen. Auch einige metastabile oder amorphe Beschichtungen sind geeignet, wie z.B. TiAIN oder Wolfram/Kohlenstoff.
[0038] Es sind weiter auch Mehrlagenbeschichtungen möglich, welche unterschiedliche Schichtdicken und Beschichtungsmaterialien enthalten. Mögliche Schichtfolgen sind z.B. Beispielsweise TiN/TiCN/ AbOa/TiN, TiN/TiCN/ AbOs/TiN. Übliche Dicken der Beschichtung liegen zwischen wenigen μm und einigen 100 μm. Die Gesamtdicke der Beschichtungen liegt meist von 1 μm bis 50 μm, vorteilhaft von 2 μm bis 20 μm und insbesondere von 3 μm bis 10 μm.
[0039] Diese Beschichtungen werden über CVD („chemical vapour deposition"), PVD („physical vapour deposition") oder verwandte Verfahren aufgebracht.
[0040] Das Hartmetallsubstrat wird gegebenenfalls vor dem Aufbringen der Beschichtung durch Sinterung oder nachfolgende Behandlungen oberflächlich oder oberflächennah in der Zusammensetzung so verändert, dass die Schichthaftung optimal ist.
[0041] Die Beschichtung wird im Allgemeinen sehr spezifisch an den zu zerspanenden Werkstoff und an das Hartmetall angepasst. Bevorzugt steht die Beschichtung unter Druckspannung; Zugspannungen führen oft zum Reißen und Abplatzen.
[0042] Die Hartmetallwerkzeuge gemäß der Erfindung finden Verwendung eines zur zerspanenden Bearbeitung von Metallwerkstücken oder Nichtmetallwerkstücken.
[0043] Dabei kann es sich beispielsweise um chromhaltigen Metallwerkstücke handeln, wobei der Chrom-Anteil in der Binderphase des Schneidwerkstoffes, also des Werkstoffes, aus welchem das Hartmetallwerkzeug gemäß der Erfindung besteht, nicht größer ist als der Chromanteil in der Stahllegierung des Werkstückes. [0044] Außerdem kann es sich um ein Werkstück aus Stählen, Gusseisen,
Edelstahlen sowie Nichteisen-Basislegierungen wie Superlegierungen, Aluminium, Messing oder Titan handeln. Auch nichtmetallische Werkstoffe können verarbeitet werden, wie beispielsweise Faserverbundwerkstoffen oder thermoplastische oder duroplastische Kunststoffe, welche auch mit Fasern wie Glas- oder Kohlefasern, Füllstoffen oder anderen Verstärkungsmitteln verstärkt sein können, wie z.B. Nanokomposite.
[0045] Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung eines Hartmetallwerkzeugs nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, welches die Schritte aufweist:
[0046] - Bereitstellen eines Bindemetallpulvers der Zusammensetzung gemäß der Erfindung;
[0047] - Bereitstellen eines Hartstoffpulvers;
[0048] - Vermischen von Hartstoff und Bindemetallpulver, um eine erste Mischung zu erhalten;
[0049] - Pressen der ersten Mischung zu einem Rohling;
[0050] - Sintern des Rohlings zu einem Sinterung
[0051] - gegebenenfalls mechanische Nachbearbeitung des Sinterlings
[0052] - Aufbringen der Beschichtung gemäß der Erfindung.
[0053] Geeignete Bindemetallpulver und Hartstoffpulver sind oben beschrieben. In einer besonderen Ausgestaltung der Erfindung kann das Bindemetallpulver bereitgestellt werden durch Herstellung eines vorlegierten Metallpulvers der gewünschten Zusammensetzung, in WO 97/21844, US 5 102 454, US 5 912 399, WO 00/23 631 , EP1079950 beschrieben, worauf Bezug genommen wird. In einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung kann das Bindemetallpulver bereitgestellt werden durch Vermischen eines vorlegierten Metallpulvers mit einem oder mehreren Elementpulvern, also Metallpulvern, welche nur aus einem Metall bestehen, wie in wie in WO2008/034903 beschrieben, worauf Bezug genommen wird.
[0054] Das Hartstoffpulver hat vorteilhaft eine mittlere Korngröße von 0,3 bis 10 μm, vorzugsweise 0,5 bis 7 μm, insbesondere 1 bis 4 μm aufweist. Das Hartstoffpulver weist eine BET-Oberfläche von 0,1 m2/g bis 8 m2/g, vorteilhaft von 0,2 m2/g bis 6 m2/g oder 0,1 m2/g bis 4 m2/g, insbesondere von 0,25 m2/g bis 4,5 m2/g, oder von 0,3 m2/g bis 4 m2/g oder 5 m2/g auf. Als Hartstoff kann vorteilhaft Wolframcarbid, Wolframdicarbid oder eine Mischung aus diesen Stoffen verwendet werden.
[0055] Die Vermischung kann vorteilhaft durch eine gemeinsame
Nassvermahlung, zum Beispiel in einer Suspension, bewirkt werden.
[0056] Die erste Mischung kann auch Press- oder Sinterhilfsmittel enthalten, wie zum Beispiel Wachse, langkettige Carbonsäuren, deren Ester oder Salze, oder Polymere wie Polyethylenglykol oder Polyacrylate.
[0057] Das Pressen zu einem Rohling wird in der Regel als uniaxiales Pressen ausgestaltet und im Allgemeinen bei Drücken von 50-250 MPa durchgeführt.
[0058] Die Sinterung findet meist bei Temperaturen von etwa 12000C bis 16000C, insbesondere 12500C bis 1550 0C in einer inerten Atmosphäre oder im Vakuum statt.
[0059] Beispiele
[0060] Beispiel 1)
[0061] Ein Hartmetallpulvergemisch bestehend aus 94 Gew.% WC mit einer
Korngröße von 0,8 micron ( ASTM B330 ) und einem Bindergehalt von 6 Gew%, seinerseits bestehend aus 70Fe12Co18Ni, wurde durch Nassmahlen in einem Attritor erzeugt und in einem konventionellen Sprühtrockner zu Granulat verarbeitet. Der Kohlenstoffgehalt des Gemisches wurde so eingestellt, dass das Hartmetall nach dem Sintern keine schädliche dritte Phasen wie freien Kohlenstoff oder Kohlenstoffdefizit-Phasen („Eta-Phasen") enthält. Es wurden Hartmetallwendeplatten mit einer Geometrie gemäß Typ CNMG120408 wie folgt hergestellt: durch axiales Trockenpressen wurde ein Pressung erzeugt und anschließend in einem Graphitsinterofen bei 14500C für eine Stunde im Vakuum gesintert. Die metallographische Untersuchung der Hartmetallhalbzeuge zeigte, dass das Hartmetall ein gleichmäßiges Gefüge mit einer WC Korngröße von ca. 0,6 mikron gekennzeichnet war. Die Binderverteilung war gut und es waren sehr wenige WC-Grobkörner bis zu einer Korngröße von 3 Mikron zu sehen. Die Härte des Hartmetalls betrug 1920 kg/mm2 (Vickershärte bei 10 kg Last, „HV10"). Die röntgenographische Untersuchung zeigte, dass der Binder hauptsächlich aus Martensit und etwas Restaustenit besteht.
[0062] Die Hartmetallwendeplattenrohlinge wurden auf Maß geschliffen, die
Schneidkanten verrundet und anschließend mit einer industrie-üblichen PVD-Beschichtung auf der Basis von TiAIN versehen. Standwegversuche wurden beim Drehen ohne Kühlmitteleinsatz mit einer Schnittgeschwindigkeit von 250 m/min, Vorschub 0,3 mm/U, Schnitttiefe 2 mm in einem niedriglegierter Stahl vom Typ 42CrMo4 durchgeführt.
[0063] Vergleichsbeispiel 1) : Die Standzeit eines konventionellen WC-Co Hartmetalls gleicher Geometrie, gleicher Beschichtung und gleicher Zusammensetzung, jedoch rein Kobalt-gebunden, betrug im Vergleich 5 Minuten, während mit dem WC-70Fe12Co18Ni Hartmetall in Beispiel 1 eine Standzeit von 6 Minuten unter gleichen Zerspanungsbedingungen erreicht wurde. Kriterium für das Standzeitende war eine Verschleißmarkenbreite ( „VBmax.") von 0,2 mm.
[0064] Beispiel 2)
[0065] Ein Hartmetallpulvergemisch bestehend aus 94 Gew.% WC mit einer
Korngröße von 0,8 Mikron und einer Bindergehalt von 6 Gew% bestehend aus 50Fe25Co25 Ni wurde wie konventionell üblich und oben beschrieben erzeugt. Die Härte der gesinterten Hartmetalle betrug 1850 kg/mm2 (HV10). Das Gefüge war sehr gleichmäßig ohne WC Grobkörner >2 mikron. Der Binder war rein austenitisch. Die gesinterte Wendeplattenrohlinge CNMG 120408 wurden auf Maß geschliffen und einen Teil mit einem handelsüblichen PVD Beschichtung auf der Basis von TiAIN mit einer Schichtstärke von ca. 5 μm versehen. Ein anderer Teil der Wendeplatten wurde mit einem typischen CVD Beschichtung auf der Basis von TiN/ TiCN/AI2O3/TiN mit einer Gesamtschichtstärke von 8 Mikron versehen. Diese PVD bzw. CVD beschichtete Wendeplatten wurden in einen Standzeitversuch beim Drehen von Stahl 42CrMo4 bei einer Schnittgeschwindigkeit von 220 m/min in einem CNC-gesteuerten Bearbeitungszentrum getestet. [0066] Vergleichbeispiel 2) : Die zum Vergleich hergestellten WC-Co
Wendeplatten gleicher Zusammensetzung zeigten in unbeschichteter Form eine Standzeit von 6 Minuten, wobei der WC- 50Fe25Co25Ni PVD beschichtete Wendeplatte einen Standweg von 8,5 Minuten und die CVD beschichte Wendeplatte mit gleichen Substrat eine Standzeit von 8,0 Minuten zeigte. Kriterium für die Standzeitende war eine Verschleißmarkenbreite VBmax von 0,2 mm. Die niedrigere Standzeit der WC-Co Wendeplatte war bedingt durch eine höhere plastische Verformung der Schneidkante und eine entsprechend schlechtere Oberflächenbeschaffenheit des Werkstücks.
[0067] Beispiel 3)
[0068] Ein Hartmetallpulvergemisch bestehend aus 83,5 Gew.% WC mit einer Korngröße von 1 ,1 μm, ein als Mischkristall vorliegendes Mischkarbid bestehend aus TiTaNbC von 8 % und ein Bindergehalt von 8,5 Gew% bestehend aus 70Fe12Co18Ni wurde durch Nassmahlen in einem Attritor erzeugt und in einem konventionellen Sprühtrockner zu Granulat verarbeitet. Der Kohlenstoffgehalt des Gemisches wurde so eingestellt, daß das Hartmetall nach dem Sintern keine schädliche dritte Phasen wie freier Kohlenstoff oder Etaphasen enthält. Es wurden Hartmetallwendeplatten vom Typ CNMG120408 durch Trockenpressen erzeugt und anschließend in einem Graphitsinterofen bei 14800C für eine Stunde im Vakuum gesintert. Diese wurden danach wärmebehandelt, um eine Mischkristall-arme Zone von ca. 25 Mikron Stärke zu erzeugen. Die metallographische Untersuchung des Hartmetallsubstrats zeigte, dass das Hartmetall ein gleichmäßiges Gefüge mit einer WC Korngroße von ca 1 ,2 Mikron und ein Mischkristallkorngröße von 1 Mikron gekennzeichnet war. Die Binderverteilung war gleichmäßig. Die Härte des Hartmetalls betrug 1600HV10 und die röntgenographische Untersuchung zeigte, dass der Binder hauptsächlich aus Martensit und etwas Restaustenit besteht.
[0069] Die Hartmetall-Wendeplattenrohlinge wurden auf Maß geschliffen, die Schneidkanten verrundet und anschließend mit einer üblichen CVD- Mehrlagenbeschichtung auf der Basis von TiN/TiCN/AI2O3/TiN mit einer Gesamtschichtstarke von 8 Mikron versehen. Standwegversuche wurden beim Drehen ohne Kühlmitteleinsatz mit einer Schnittgeschwindigkeit von 200 m/min, Vorschub 0,32 mm/U, Schnitttiefe 2 mm in einem niedriglegierten Stahl vom Typ 42CrMo4 durchgeführt.
[0070] Vergleichspeispiel 3): Die Standzeit des konventionellen Hartmetalls WC- TiCTaC-Co (Typ P20/P25) betrug in der gleichen Zusammensetzung, Geometrie und Beschichtung 10 Minuten, mit dem WC-TiC-TaC- 70Fe12Co18Ni Hartmetall wurde ein Standzeit von 12 Minuten erreicht unter gleichen Zerspanungsbedingungen. Kriterium für das Standzeitende war ein Verschleißmarkenbreite VBmax von 0,2 mm.
[0071] Das konventionelle, Kobalt-gebundene Hartmetallwerkzeug zeigte eine ausgeprägte plastische Verformung der Schneidkante beim Standzeitende, während das FeCoNi-gebundene Hartmetallwerkzeug nur einen gewissen Kolk- und Freiflächenverschleiß zeigte. Die Beschichtung zeigte zwar Verschleißspuren, war aber noch intakt. Es waren keine Anzeichen für Adhäsionsverschleiß erkennbar.

Claims

Ansprüche
1. Hartmetallwerkzeug mit einer zur Metallzerspanung geeigneten Geometrie, einer zur Metallzerspanung geeigneten Beschichtung, mindestens einer Hartstoffphase sowie einer ein- oder mehrphasigen Bindephase, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der Elemente Eisen (Fe), Kobalt(Co) und Nickel (Ni) an der Gesamtmenge dieser Elemente in der Binderphase für Co zwischen 0 und 40 Gew.-%, vorteilhaft von 5 bis 40 Gew.-%, für Fe zwischen 20 und 90 Gew.-% und für Ni zwischen 5 und 75 Gew.-% liegt, wobei sich die Anteile zu 100% addieren.
2. Hartmetallwerkzeug gemäß Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Bindephase als Resultat der Sinterung mit Cr und/oder Mo maximal soweit legiert ist, dass keine eta-Phase auftritt.
3. Hartmetallwerkzeug gemäß einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei der Kobaltgehalt kleiner 5% ist, und maximal bis zur Löslichkeitsgrenze mit Molybdän legiert ist, wobei der Molybdängehalt durch Einbringen von dessen Metall, Nitrid oder Oxid erzeugt wird.
4. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei die Bindephase zusätzlich 5 bis 30 Gew.-% Chrom enthält und die Summe der Prozentanteile der Metalle Co, Ni, Cr und Fe kleiner oder gleich 100 Gew.-% ist.
5. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei die Bindephase zusätzlich bis zu jeweils 5 Massenprozent V, Mo und/oder AI enthält und/oder Ti, W, Wa/Nb, Zr und/oder Hf jeweils in einem Anteil kleiner oder gleich der Löslichkeitsgrenze des entsprechenden Stoffes und/oder bis zu 15 Massenprozent Mn enthält.
6. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei der Anteil an Kohlenstoff in der Bindephase so eingestellt ist, dass keine Ausscheidungen von ungebundenem Kohlenstoff vorliegen.
7. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei die Beschichtung Titannitrid. Titanaluminiumnitrid TiAIN. TiCN. Aluminiumoxid, TiTaNbC, Wolfram-Kohlenstoff oder Mischungen hieraus aufweist oder daraus besteht.
8. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei die Beschichtung mindestens zwei Schichten, vorzugsweise mit unterschiedlichen Schichtdicken und/oder Beschichtungsmaterialien aufweist.
9. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei die Beschichtung eine Schichtfolge TiN/TiCN/ AI2O3/TΪN oder TiN/TiCN/ AI2O3/TΪN aufweist.
10. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei die Dicke der Beschichtung zwischen 0,5 μm und 100 μm, vorzugsweise zwischen 1 μm und 50 μm, vorteilhaft zwischen 2 μm und 20 μm, insbesondere 3 μm und 10 μm beträgt
11. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei die mittlere Korngröße der Hartstoffphase zwischen 0,1 und 10 μm, vorzugsweise zwischen 0,2 und 7 μm, insbesondere zwischen 0,3 und 4 μm oder 0,5 bis 4 μm oder 1 bis 3 μm beträgt.
12. Hartmetallwerkzeug nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei die Hartstoffphase Carbide, Nitride und/oder Carbonitride, vorzugsweise der Refraktärmetalle, und/oder deren Mischungen aufweist und vorzugsweise bis zu 30 Gew.-% einer oder mehrer kubische Karbidphasen enthält.
13. Verfahren zur Herstellung eines Hartmetallwerkzeugs nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, welches die Schritte aufweist: - Bereitstellen eines Bindemetallpulvers der Zusammensetzung nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche; -Bereitstellen eines Hartstoffpulvers; - Vermischen von Hartstoff und Bindemetallpulver, um eine erste Mischung zu erhalten; -Pressen der ersten Mischung zu einem Rohling; - Sintern des Rohlings zu einem Sinterung -gegebenenfalls mechanische Nachbearbeitung des Sinterlings -Aufbringen der Beschichtung nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche.
14. Verfahren zur Herstellung eines Hartmetallwerkzeugs nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche, wobei das Hartstoffpulver eine mittlere Korngröße von 0,3 bis 10 μm, vorzugsweise 0,5 bis 7 μm. insbesondere 1 bis
4 μm aufweist.
15. Verwendung eines Hartmetallwerkzeuges nach einem oder mehreren der vorstehenden Ansprüche zur zerspanenden Bearbeitung von Metallwerkstücken oder Nichtmetallwerkstücken.
16. Verwendung nach Anspruch 24 oder 25, wobei es sich bei dem Metallwerkstück um ein Werkstück aus Stählen, Gusseisen, Edelstahlen sowie Nichteisen-Basislegierungen wie Superlegierungen, Aluminium, Messing, Titan, oder Kunststoffen, Faserverbundwerkstoffen handelt.
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2527480B1 (de) 2011-05-27 2017-05-03 H.C. Starck GmbH NiFe-Binder mit universeller Einsetzbarkeit
TWI521090B (zh) * 2012-04-16 2016-02-11 財團法人工業技術研究院 複合刀具
CN103790520B (zh) * 2012-11-02 2018-03-20 喜利得股份公司 钻头和用于钻头的制造方法
CN103526101A (zh) * 2013-09-27 2014-01-22 无锡阳工机械制造有限公司 一种金属切削刀具及其制备方法
DE102018111101A1 (de) * 2018-05-09 2019-11-14 Tribo Hartstoff Gmbh Werkstück aus einem Hartmetallwerkstoff und Verfahren zu dessen Herstellung
KR102714305B1 (ko) * 2018-06-29 2024-10-07 에이비 산드빅 코로만트 대안적인 바인더를 갖는 초경합금
CN109371306A (zh) * 2018-12-15 2019-02-22 宇龙精机科技（浙江）有限公司 一种五轴联动加工的机床
AT522605B1 (de) * 2019-05-23 2021-02-15 Boehlerit Gmbh & Co Kg Hartmetalleinsatz
JP7410383B2 (ja) * 2019-12-27 2024-01-10 株式会社Moldino 被覆切削工具

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5102454A (en) * 1988-01-04 1992-04-07 Gte Products Corporation Hydrometallurgical process for producing irregular shaped powders with readily oxidizable alloying elements
JPH0215159A (ja) * 1988-07-01 1990-01-18 Mitsubishi Metal Corp 表面被覆サーメット製切削工具の製造法
US5328763A (en) * 1993-02-03 1994-07-12 Kennametal Inc. Spray powder for hardfacing and part with hardfacing
US5912399A (en) * 1995-11-15 1999-06-15 Materials Modification Inc. Chemical synthesis of refractory metal based composite powders
AU8890498A (en) * 1997-08-26 1999-03-16 Microscreen B.V. Rapid detection and identification of micro-organisms
US6010283A (en) 1997-08-27 2000-01-04 Kennametal Inc. Cutting insert of a cermet having a Co-Ni-Fe-binder
DE19822663A1 (de) * 1998-05-20 1999-12-02 Starck H C Gmbh Co Kg Sinteraktive Metall- und Legierungspulver für pulvermetallurgische Anwendungen und Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung
US6214247B1 (en) * 1998-06-10 2001-04-10 Tdy Industries, Inc. Substrate treatment method
FR2784691B1 (fr) * 1998-10-16 2000-12-29 Eurotungstene Poudres Poudre metallique prealliee micronique a base de metaux de transition 3d
SE521488C2 (sv) 2000-12-22 2003-11-04 Seco Tools Ab Belagt skär med järn-nickel-baserad bindefas
DE10213963A1 (de) 2002-03-28 2003-10-09 Widia Gmbh Hartmetall- oder Cermet-Schneidwerkstoff sowie Verfahren zur zerspanenden Bearbeitung von Cr-haltigen Metallwerkstücken
DE102006045339B3 (de) * 2006-09-22 2008-04-03 H.C. Starck Gmbh Metallpulver

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO2009046777A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
KR20100074140A (ko) 2010-07-01
WO2009046777A1 (de) 2009-04-16
US20100239855A1 (en) 2010-09-23
DE102007047312A1 (de) 2009-04-09
WO2009046777A8 (de) 2009-07-23
CN101809203A (zh) 2010-08-18

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