RU2106932C1 - Режущая пластина из твердого сплава и способ ее изготовления - Google Patents

Режущая пластина из твердого сплава и способ ее изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2106932C1
RU2106932C1 RU94040362/02A RU94040362A RU2106932C1 RU 2106932 C1 RU2106932 C1 RU 2106932C1 RU 94040362/02 A RU94040362/02 A RU 94040362/02A RU 94040362 A RU94040362 A RU 94040362A RU 2106932 C1 RU2106932 C1 RU 2106932C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
content
phase
hard alloy
cubic
zone
Prior art date
Application number
RU94040362/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU94040362A (ru
Inventor
Аке Остлунд
Se]
Ульф Оскарссон
Пер Густафсон
Лейф Акессон
Original Assignee
Сандвик Аб
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 Сандвик Аб filed Critical Сандвик Аб
Publication of RU94040362A publication Critical patent/RU94040362A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2106932C1 publication Critical patent/RU2106932C1/ru

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C1/051—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides; Preparation of the powder mixture used as the starting material therefor
    • C22C1/057—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides; Preparation of the powder mixture used as the starting material therefor with in situ formation of phases other than hard compounds by solid state reaction sintering, e.g. metal phase formed by reduction reaction
    • 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
    • C22C1/051—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides; Preparation of the powder mixture used as the starting material therefor
    • 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
    • C22C1/059—Making alloys comprising less than 5% by weight of dispersed reinforcing phases
    • 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
    • C22C29/08—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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • 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
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
  • Carbon And Carbon Compounds (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Abstract

Изобретение относится к режущей пластине и способу ее получения из твердого сплава повышенной прочности и стойкости к пластической деформации, содержащего WC, кубические фазы карбида и/или карбонитрида в связующей фазе на основе Со и/или Ni и имеющего обогащенную связующей фазой поверхностную зону. Содержание связующей фазы в пластине составляет 3,5 - 1,2 мас.%. В зоне под обогащенной связующей фазой зоной содержание связующей фазы составляет 0,85 - 1 от ее содержания во внутренней части пластины, а содержание кубических фаз по существу постоянно и равно их содержанию во внутренней части пластины. 2 с. и 4 з.п.ф-лы, 3 ил.

Description

Изобретение относится к режущим пластинам из твердого сплава с износостойким покрытием и обогащенной связующей фазой поверхностной зоной, а также к способам их изготовления. Более конкретно, настоящее изобретение относится к пластинам из твердого сплава с износостойким покрытием, в которых твердый сплав модифицирован так, что при данном химическом составе и размере зерен получены уникальные технологические свойства, связанные с одновременным получением очень большой прочности и высокой стойкости к пластической деформации.
Режущие пластины из твердого сплава с износостойким покрытием и обогащенной связующей фазой поверхностной зоной широко используются для машинной обработки стали и нержавеющих материалов. Благодаря обогащенной связующей фазой поверхностной зоне достигается увеличение площади наложения материала режущего инструмента.
Способы или процессы получения твердого сплава, содержащего WC, кубическую фазу (гамма-фазу) и связующую фазу, с обогащенными связующей фазой поверхностными зонами относятся к технологии, называемой градиентным обжигом, и описаны в ряде патентов и патентных заявок. Согласно, например, патентам США N 4277283 и 4610931, при этом используются азотсодержащие добавки, и обжиг проводится в вакууме, в то время как согласно патенту США N 4548786 в газовую фазу добавляется азот. В обоих случаях получается обогащенная связующей фазой поверхностная зона, которая в значительной степени обеднена кубической фазой. В патенте США 4830930 описано обогащение связующей фазой, получаемое декарбонизацией после обжига, за счет чего достигается обогащение связующей фазой, содержащей также и кубическую фазу.
В патенте США N 4649084 газообразный азот используется на этапе обжига, чтобы исключить лишний производственный этап и улучшить адгезию осаждаемого впоследствии окисного покрытия.
С точки зрения механики резания обогащение поверхностной зоны связующим металлом означает, что увеличивается способность твердого сплава поглощать деформацию и прекращать рост трещин. Таким способом получается материал с повышенной способностью противостоять разрушению за счет допущения больших деформаций или за счет предотвращения роста трещин по сравнению с материалом в основном такого же состава, но гомогенной микроструктуры. Режущий материал, таким образом, приобретает большую прочность.
В процессе градиентного обжига согласно известной технологии вакуумного обжига азотсодержащего твердого сплава азот обычно добавляется за счет добавки небольшого количества азотсодержащего сырья. За счет того что активность азота в атмосфере печи при обжиге ниже средней активности азота в кубической фазе, азотсодержащая кубическая фаза будет отдавать азот через жидкую связующую фазу в атмосферу печи. По поводу кинетики этого процесса растворения имеется ряд разногласий. Есть такое мнение, что когда азот выходит, это создает условия для полного растворения кубической фазы в поверхностной зоне материала. Считается, что этот процесс управляется диффузией азота и диффузией металлических компонент кубической фазы. В результате объем, который раньше был занят кубической фазой, после ее растворения занимается жидким связующим металлом. В этом процессе обогащенная связующей фазой поверхностная зона создается после отверждения связующей фазы. Металлические компоненты в растворенной кубической фазе диффундируют внутрь и осаждаются на доступной нерастворенной кубической фазе, остающейся в материале. Поэтому содержание этих элементов увеличивается в зоне, находящейся внутри обогащенной связующей фазой поверхностной зоны в то же самое время, в какое достигается соответствующее снижение содержания связующей фазы,
Характеристическое распределение Co, Ti и W в зависимости от расстояния до поверхности твердого сплава при обогащении связующей фазой) полученном в вышеуказанном процессе, показано, например, на фиг.1 описания к патенту США N 4830930. С самого края имеется поверхностная зона, обогащенная связующей фазой и полностью или частично обедненная кубической фазой. Внутри этой поверхностной зоны имеется участок с обогащением металлическим элементом (элементами), присутствующим в кубической фазе, в частности Ti, Ta и Nb, и где содержание связующей фазы гораздо ниже среднего содержания связующей фазы в твердом сплаве. Снижение содержания связующей фазы для твердого сплава, содержащего примерно 6 мас. % кобальта и 9 мас.% кубической фазы, может составлять до 2 мас.%, то есть относительное снижение может составлять до 30%. В этой зоне легко появляются трещины, что оказывает решающее влияние на частоту разрушения при машинной обработке.
Теперь оказалось, что, если обожженный по существу в вакууме содержащий азот твердый сплав с обогащенной связующей фазой поверхностной зоной подвергается обработке газообразным азотом при температуре, при которой связующая фаза является жидкой, то его прочность можно увеличить еще больше. Это улучшение прочности достигается одновременно с тем, что устойчивость к пластической деформации остается по существу неизменной. Таким образом, режущую пластину можно использовать в таких применениях, в которых на сегодняшний день требуется использовать два или более классов имеющих гомогенную структуру режущих пластин.
На фиг. 1 показано распределение Co и Ti в зависимости от расстояния до поверхности обогащенного связующей фазой твердого сплава, соответствующего настоящему изобретению; на фиг. 2 - распределение Co и Ti в зависимости от расстояния до поверхности обогащенного связующей фазой твердого сплава, соответствующего известному уровню техники; на фиг. 3 - микрофотография увеличенной в 1200 раз поверхностной зоны предлагаемого твердого сплава, где A есть поверхностная зона, обогащенная связующей фазой и по существу свободная от кубической фазы, а B есть верхняя часть соответствующей настоящему изобретению зоны.
Настоящее изобретение относится к процессу, проводимому после градиентного обжига и представляющему собой отдельный этап или входящему в процесс градиентного обжига и состоящему из обжига в вакууме или в инертной атмосфере азотсодержащего твердого сплава. Процесс состоит из подачи газообразного азота в печь для обжига при давлении порядка 40-400 мбар, предпочтительно 150-350 мбар, и температуре от 1280 до 1430oC, предпочтительно от 1320 до 1400oC. Подходящее время обработки газообразным азотом составляет 5-100 мин, предпочтительно 10-50 мин. Газообразный азот поддерживается при температуре отверждения связующей фазы, равной примерно 1275- 1300oC. Основной эффект, тем не менее, достигается, даже если связующая фаза отверждается в вакууме или в инертной атмосфере. Особенно удобно ввести время выдержки для обработки газообразным азотом порядка 5-50 мин при температуре 1350-1380oC и давлении 200-350 мбар для твердых сплавов с содержанием кубической фазы 6 - 10 мас.% или при температуре 1280 - 1320oC и давлении 50-150 мбар для содержания кубической фазы 8 - 15 мас.%.
Соответствующий настоящему изобретению процесс в частности предполагается использовать для обогащенного связующей фазой твердого сплава, полученного обжигом в вакууме или в инертной атмосфере при очень низком давлении азота или азотсодержащего материала. Он эффективен для твердого сплава, содержащего титан, тантал, ниобий, вольфрам, ванадий и/или молибден, и для связующей фазы на базе Co и/или Ni. Оптимальное сочетание прочности и стойкости к пластической деформации получается, когда количество кубической фазы, выраженное как суммарное содержание металлических элементов, образующих кубические карбиды, то есть Ti, Ta, Nb и т.д., составляет от 6 до 15 мас. %, предпочтительно от 7 до 10 мас.% при содержании титана 0,4-10 мас.%, предпочтительно 1-4 мас.% для токарной обработки и 2-10 мас.% для фрезерной обработки, а если содержание связующей фазы составляет от 3,5 до 12 мас.%, то предпочтительно от 5 до 7,5 мас.%, для токарной обработки и предпочтительно от 6 до 12 мас.% для фрезерной обработки.
Содержание углерода может быть ниже соответствующей насыщению углеродом величины и соответствовать максимум CO8, предпочтительно CO2-CO8.
С помощью соответствующего настоящему изобретению способа получается твердый сплав повышенной прочности и стойкости к пластической деформации, содержащий WC и кубические фазы карбонитрида и/или карбида, предпочтительно содержащий Ti в связующей фазе на базе Co и/или Ni и имеющий обогащенную связующей фазой поверхностную зону толщиной предпочтительно <50 мкм. Внутри обогащенной связующей фазой части находится зона толщиной <300 мкм, предпочтительно <200 мкм, с содержанием связующей фазы порядка 0,85-1, предпочтительно 0,9-1, а наиболее предпочтительно 0,92-1 от ее содержания во внутренней части твердого сплава и с содержанием кубической фазы по существу постоянным и равным ее содержанию во внутренней части твердого сплава. Обогащенная связующей фазой зона по существу свободна от кубической фазы, то есть она содержит WC и связующую фазу за исключением самой поверхности, где доля кубической фазы x<50 об.%. Максимальное связующей фазы в обогащенной связующей фазой зоне на расстоянии от поверхности около 10-30 мкм в 1,1 раза, а предпочтительно в 1,25-2 раза больше ее содержания во внутренней части твердого сплава.
Целесообразно, чтобы соответствующий настоящему изобретению твердый сплав с помощью химического или физического осаждения из паровой фазы был покрыт тонким износостойким покрытием. Предпочтительно, чтобы при этом на крайний внутренний слой был наложен слой из карбида, нитрида или карбонитрида титана. Перед нанесением покрытия твердый сплав очищается, например, пескоструйной очисткой, так что возможный графит и кубическая фаза по существу удаляются.
Настоящее изобретение улучшает свойства твердого сплава. При его использовании в материале не образуется зона, в которой облегчено распространение трещин. В результате получается твердый сплав гораздо большей прочности, чем это возможно с помощью известной технологии. За счет выбора состава твердого сплава с большой устойчивостью к пластической деформации с помощью настоящего изобретения можно добиться сочетания очень большой прочности и стойкости к пластической деформации, обеспечивающего получение твердого сплава с уникальными свойствами.
Пример 1. Из порошковой смеси, содержащей 1,9 мас.% TiC, 1,4 мас.% TiCN, 3,3 мас. % TaC, 2,2 мас.% NbC, 6,5 мас.% Co, а в остальном WC с надстехиометрическим содержанием углерода 0,15 мас. %, были выпрессованы токарные пластины CNMG-120408. Пластины проходили обжиг в атмосфере водорода при температуре до 450oC для депарафинизации, затем в вакууме при температуре 1350oC, а затем в атмосфере защитного газа Ar в течение 1 ч при температуре 1450oC. Это представляло собой полностью стандартный обжиг.
В процессе охлаждения проводилась соответствующая настоящему изобретению обработка атмосферой азота при температуре 1375oC и давлении 300 мбар в течение 30 мин, затем следовало охлаждение в атмосфере азота до 1200oC, после чего азот заменялся на аргон.
После этого поверхностная структура режущей пластины представляла собой обогащенную связующей фазой зону толщиной 25 мкм, по существу свободную от кубической фазы, ниже которой лежала зона, слегка обедненная связующей фазой, 0,91-1 от содержания во внутренней части пластины, и не имеющая заметного обогащения кубической фазой, фиг. 1.
На каждой поверхности пластин присутствовали частицы кубической фазы, занимая вместе с Co, WC и графитом около 40% площади. Внутренняя часть пластин имела C-пористость, равную CO4. После традиционного снятия фасок и очистки присутствовавшая на поверхности часть кубической фазы удалялась. Режущие пластины покрывались с помощью традиционного химического осаждения из паровой фазы слоем TiC или TiN толщиной 8 мкм.
Пример 2 (см. также пример 1). Из такого же порошка, что использован в примере 1, были выпрессованы пластины такого же типа. Обжиг проводился согласно первой, стандартной, части процесса обжига, описанного в примере 1, то есть в атмосфере защитного газа Ar в течение необходимого времени выдержки при температуре 1450oC.
Структура поверхности состояла из обогащенной связующей фазой зоны толщиной 25 мкм, по существу свободной от кубической фазы. Ниже этой зоны была найдена зона толщиной 100-150 мкм, значительно обедненная связующей фазой, с минимальным содержанием связующей фазы равным около 70% от ее номинального содержания во внутренней части пластины и обогащенная кубической фазой, как показано на фиг. 2. Внутренняя часть пластин имела C-пористость, равную CO4. Такая структура типична для соответствующего известной технологии твердого сплава, полученного с помощью градиентного обжига. Снятие фасок и нанесение покрытий проводилось известными способами.
Пример 3. Для пластин CNMG-120408 из примеров 1 и 2 было проведено испытание, представлявшее собой прерывистую токарную обработку обычной низкоуглеродной стали. Использовались следующие параметры режима резания: скорость 80 м/мин, подача 0,30 мм/об, глубина резания 2,0 мм.
До разрушения каждой из пластин на ней срабатывалось тридцать режущих кромок. Среднее время жизни соответствующих настоящему изобретению пластин составило 4,6 мин, а для пластин, изготовленных по известной технологии,- 1,3 мин.
Пример 4. Для пластин из примеров 1 и 2 было проведено испытание: представлявшее собой непрерывную токарную обработку улучшенной закалкой и отпуском стали с твердостью по Бринеллю, равной 280. Использовались следующие параметры режима резания: скорость 250 м/мин, подача 0,25 мм/об, глубина резания 2,0 мм.
Работа приводила к пластической деформации режущей кромки, которую можно было наблюдать в виде изношенного участка на задней поверхности пластины. Время, необходимое для получения участка шириной 0,40 мм было измерено для пяти режущих кромок каждой пластины. Средний срок службы инструмента для соответствующих настоящему изобретению пластин составил 10,9 мин, а для пластин, изготовленных по известной технологии - 11,2 мин.
Из примеров 3 и 4 следует, что соответствующие настоящему изобретению пластины имеют значительно большую прочность, чем пластины, соответствующие известной технологии, без значительного снижения устойчивости к деформации.
Пример 5. Из порошка, содержащего 5,5 мас.% TiC, 1,9 мас.% TiCN, 5 мас. %TaC, 2,5 NbC, 9,5 Co, а в остальном WC с надстехиометрическим содержанием углерода 0,05 мас. %, были выпрессованы фрезерные пластины SPKR-1203-EDR. Пластины проходили обжиг как ив примере 1, но температура обжига составляла 1450oC, а при охлаждении обработка проводилась в течение 20 мин при температуре 1310oC и давлении 125 мбар в атмосфере азота.
Исследование структуры показало наличие обогащенной связующей фазой зоны толщиной 15 мкм, по существу свободной от кубической фазы, фиг. 3. Под этой поверхностной зоной лежала более толстая, незначительно обедненная связующей фазой зона, с содержанием связующей фазы менее, чем на 10% ниже номинального.
На поверхности имелись частицы кубической фазы, занимая вместе с WC и связующей фазой <10% площади. C-пористости пластины не имели.
После традиционного снятия фасок и очистки значительная часть присутствовавшей на поверхности кубической фазы удалялась, особенно в районе, близком к кромке. Режущие пластины покрывались с помощью традиционного химического осаждения из паровой фазы слоем TiC или TiN толщиной 6 мкм.
Пример 6 (см. также пример 5). Из такого же порошка, что использован в примере 5, были выпрессованы заготовки такого же типа, а обжиг пластин проводился согласно первой, стандартной, части процесса обжига, описанного в примере 5, то есть в атмосфере защитного газа Ar в течение необходимого времени выдержки при температуре 1410oC. Охлаждение проводилось в защитной атмосфере Ar. Структура поверхности пластины состояла из обогащенной связующей фазой зоны толщиной 15 мкм, по существу свободной от кубической фазы. Ниже этой зоны находилась зона толщиной 100-130 мкм, значительно обедненная связующей фазой, с минимальным содержанием связующей фазы равным около 30% от ее номинального содержания во внутренней части пластины и до соответствующей степени обогащенная кубической фазой. Внутренняя часть пластин не обладала C-пористостью. Такая структура типична для соответствующего известной технологии твердого сплава, полученного с помощью градиентного обжига.
Снятие фасок и нанесение покрытий проводилось согласно примеру 5.
Пример 7. С помощью фрезерных пластин из примеров 5 и 6 фрезерная обработка улучшенной закалкой и отпуском стали SS-2541 проводилась в виде торцевого фрезерования заготовки толщиной 50 мм. Фрезерование проводилось в виде однозубчатого фрезерования, диаметр корпуса фрезы составлял 125 мм. Корпус фрезы располагался так, что ее центр находился над выходящим краем заготовки. Использовались следующие параметры режима резания: скорость 90 м/мин, подача 0,3 мм/об, глубина резания 2 мм.
Время, необходимое для разрушения пластины измерялось для 20 режущих кромок. Средний срок службы инструмента для соответствующих примеру 5 пластин составил 9,3 мин, для соответствующих примеру 6 пластин - 3,2 мин. Это означает, что соответствующие настоящему изобретению пластины имеют значительно улучшенную прочность.

Claims (6)

1. Режущая пластина повышенной прочности и стойкости к пластической деформации, выполненная из твердого сплава, содержащего карбид вольфрама, кубическую фазу карбида и/или карбонитрида тугоплавкого металла и связующую фазу на основе кобальта и/или никеля, и по крайней мере одного износостойкого покрытия, полученного методом химического или физического осаждения из паровой фазы, состоящая из приповерхностной зоны, обогащенной связующей фазой с содержанием кубической фазы, равной практически нулю, зоны, расположенной под приповерхностной, содержащей связующую фазу и кубическую фазу, и внутренней зоны, отличающаяся тем, что количество кубической фазы в твердом сплаве, выраженное как суммарное содержание металлических элементов, составляет 6 - 15 мас.%, в зоне, расположенной под приповерхностной, содержание связующей фазы составляет 0,85 - 1,0 от ее содержания во внутренней зоне, а содержание кубической фазы постоянно и равно ее содержанию во внутренней зоне.
2. Пластина по п.1, отличающаяся тем, что на границе покрытие - твердый сплав количество кубической фазы меньше 50%.
3. Пластина по любому из пп.1 и 2, отличающаяся тем, что на расстоянии 10 - 30 мкм от границы покрытие - твердый сплав содержание связующей фазы составляет более 1,1 от ее содержания во внутренней части пластины.
4. Пластина по п.1, отличающаяся тем, что в качестве первого износостойкого покрытия она содержит покрытие из карбида, нитрида или карбонитрида титана.
5. Способ получения режущей пластины повышенной прочности и стойкости к пластической деформации, включающий прессование пластины из смеси карбида вольфрама, кубических карбидов и/или карбонитридов тугоплавких металлов и связующего на основе кобальта и/или никеля, отжиг в вакууме, термообработку и нанесение по крайней мере одного износостойкого покрытия методом химического или физического осаждения из паровой фазы, отличающийся тем, что прессование пластины осуществляют из смеси, содержащей 6 - 15 мас.% кубических карбидов и/или карбонитридов тугоплавких металлов, термообработку проводят в атмосфере азота при давлении 40 - 400 мбар и температуре 1280 - 1430oС в течение 5 - 10 мин, после чего проводят удаление частиц кубической фазы.
6. Способ по п.5, отличающийся тем, что удаление частиц кубической фазы осуществляют пескоструйной обработкой.
RU94040362/02A 1992-02-21 1993-02-19 Режущая пластина из твердого сплава и способ ее изготовления RU2106932C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE9200530-5 1992-02-21
SE9200530A SE9200530D0 (sv) 1992-02-21 1992-02-21 Haardmetall med bindefasanrikad ytzon
PCT/SE1993/000140 WO1993017140A1 (en) 1992-02-21 1993-02-19 Cemented carbide with binder phase enriched surface zone

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU94040362A RU94040362A (ru) 1996-06-27
RU2106932C1 true RU2106932C1 (ru) 1998-03-20

Family

ID=20385401

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU94040362/02A RU2106932C1 (ru) 1992-02-21 1993-02-19 Режущая пластина из твердого сплава и способ ее изготовления

Country Status (13)

Country Link
US (2) US5549980A (ru)
EP (1) EP0627016B1 (ru)
JP (1) JP3999261B2 (ru)
KR (1) KR100271068B1 (ru)
CN (1) CN1038731C (ru)
AT (1) ATE323786T1 (ru)
BR (1) BR9305926A (ru)
CA (1) CA2130544C (ru)
DE (1) DE69334012T2 (ru)
IL (1) IL104747A (ru)
RU (1) RU2106932C1 (ru)
SE (1) SE9200530D0 (ru)
WO (1) WO1993017140A1 (ru)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2521937C2 (ru) * 2009-02-27 2014-07-10 Элемент Сикс Холдинг Гмбх Твердосплавное тело
RU2536015C2 (ru) * 2009-05-12 2014-12-20 Кеннаметал Инк Композитные вращающиеся режущие инструменты из цементированного карбида и заготовки для вращающегося режущего инструмента
RU2671780C1 (ru) * 2017-10-30 2018-11-06 Общество с ограниченной ответственностью "Сборные конструкции инструмента, фрезы Москвитина" Рабочая часть режущего инструмента
RU2731925C2 (ru) * 2016-02-29 2020-09-09 Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб Твердый сплав с альтернативным связующим веществом
RU2758426C2 (ru) * 2017-02-28 2021-10-28 Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб Режущий инструмент
RU2773448C1 (ru) * 2018-10-12 2022-06-03 Х.Ц. Штарк Тангстен Гмбх Твердый сплав, имеюший повышающую вязкость структуру

Families Citing this family (44)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE9300376L (sv) † 1993-02-05 1994-08-06 Sandvik Ab Hårdmetall med bindefasanriktad ytzon och förbättrat eggseghetsuppförande
SE514177C2 (sv) * 1995-07-14 2001-01-15 Sandvik Ab Belagt hårdmetallskär för intermittent bearbetning i låglegerat stål
SE9504304D0 (sv) * 1995-11-30 1995-11-30 Sandvik Ab Coated milling insert
KR100432108B1 (ko) * 1995-11-30 2004-11-16 산드빅 악티에볼라그 피복된선삭용인서트및그제조방법
SE517474C2 (sv) 1996-10-11 2002-06-11 Sandvik Ab Sätt att tillverka hårdmetall med bindefasanrikad ytzon
US5955186A (en) * 1996-10-15 1999-09-21 Kennametal Inc. Coated cutting insert with A C porosity substrate having non-stratified surface binder enrichment
EP1095168B1 (de) * 1998-07-08 2002-07-24 Widia GmbH Hartmetall- oder cermet-körper und verfahren zu seiner herstellung
SE9802488D0 (sv) 1998-07-09 1998-07-09 Sandvik Ab Coated grooving or parting insert
US6499547B2 (en) 1999-01-13 2002-12-31 Baker Hughes Incorporated Multiple grade carbide for diamond capped insert
SE516017C2 (sv) 1999-02-05 2001-11-12 Sandvik Ab Hårdmetallskär belagt med slitstark beläggning
DE19907749A1 (de) 1999-02-23 2000-08-24 Kennametal Inc Gesinterter Hartmetallkörper und dessen Verwendung
SE519828C2 (sv) 1999-04-08 2003-04-15 Sandvik Ab Skär av en hårdmetallkropp med en bindefasanrikad ytzon och en beläggning och sätt att framställa denna
SE9901244D0 (sv) * 1999-04-08 1999-04-08 Sandvik Ab Cemented carbide insert
US6217992B1 (en) 1999-05-21 2001-04-17 Kennametal Pc Inc. Coated cutting insert with a C porosity substrate having non-stratified surface binder enrichment
US6638474B2 (en) * 2000-03-24 2003-10-28 Kennametal Inc. method of making cemented carbide tool
WO2001073146A2 (en) 2000-03-24 2001-10-04 Kennametal Inc. Cemented carbide tool and method of making
EP1345868B1 (en) * 2000-12-19 2014-06-25 Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha Molding tool formed of gradient composite material and method of producing the same
SE520253C2 (sv) 2000-12-19 2003-06-17 Sandvik Ab Belagt hårdmetallskär
JP3861056B2 (ja) * 2000-12-19 2006-12-20 本田技研工業株式会社 加工用刃具の製造方法
JP2005248309A (ja) * 2004-03-08 2005-09-15 Tungaloy Corp 超硬合金および被覆超硬合金
US7699904B2 (en) * 2004-06-14 2010-04-20 University Of Utah Research Foundation Functionally graded cemented tungsten carbide
SE529302C2 (sv) * 2005-04-20 2007-06-26 Sandvik Intellectual Property Sätt att tillverka en belagd submikron hårdmetall med bindefasanriktad ytzon
SE530850C2 (sv) 2007-03-12 2008-09-30 Sandvik Intellectual Property Sätt att tillverka ett keramiskt skär och ett keramiskt skär
SE0700602L (sv) * 2007-03-13 2008-09-14 Sandvik Intellectual Property Hårdmetallskär och metod att tillverka detsamma
US8455116B2 (en) * 2007-06-01 2013-06-04 Sandvik Intellectual Property Ab Coated cemented carbide cutting tool insert
SE0701761L (sv) * 2007-06-01 2008-12-02 Sandvik Intellectual Property Finkornig hårdmetall för svarvning i varmhållfasta superlegeringar (HRSA) och rostfria stål
SE0701449L (sv) * 2007-06-01 2008-12-02 Sandvik Intellectual Property Finkornig hårdmetall med förfinad struktur
US8435626B2 (en) * 2008-03-07 2013-05-07 University Of Utah Research Foundation Thermal degradation and crack resistant functionally graded cemented tungsten carbide and polycrystalline diamond
US8163232B2 (en) * 2008-10-28 2012-04-24 University Of Utah Research Foundation Method for making functionally graded cemented tungsten carbide with engineered hard surface
EP2184122A1 (en) 2008-11-11 2010-05-12 Sandvik Intellectual Property AB Cemented carbide body and method
US8936750B2 (en) * 2009-11-19 2015-01-20 University Of Utah Research Foundation Functionally graded cemented tungsten carbide with engineered hard surface and the method for making the same
US9388482B2 (en) 2009-11-19 2016-07-12 University Of Utah Research Foundation Functionally graded cemented tungsten carbide with engineered hard surface and the method for making the same
CN101879611B (zh) * 2010-06-28 2012-01-18 株洲钻石切削刀具股份有限公司 用于不锈钢车削的硬质合金涂层刀片
CN101870003B (zh) * 2010-06-28 2011-12-07 株洲钻石切削刀具股份有限公司 用于钢材铣削的硬质合金涂层刀片
CN102672184B (zh) * 2012-06-05 2015-08-12 赣县世瑞新材料有限公司 矿用纳米稀土表面强化梯度硬质合金复合球齿及其制备方法
KR101675649B1 (ko) * 2014-12-24 2016-11-11 한국야금 주식회사 절삭공구
CN107530774B (zh) * 2015-04-30 2020-11-06 山特维克知识产权股份有限公司 切削刀具
CN110284038B (zh) * 2019-04-26 2020-07-28 中南大学 一种具有强(111)织构的pvd涂层及其制备方法
CN109881073B (zh) * 2019-04-26 2020-05-22 中南大学 具有粘结金属富集层表面结构的合金及其制备方法与应用
CN110408829B (zh) * 2019-08-26 2021-07-16 广东技术师范大学 一种梯度多层涂层与梯度硬质合金相结合的刀具及其制备方法
US11697243B2 (en) * 2019-11-14 2023-07-11 Rolls-Royce Corporation Fused filament fabrication method using filaments that include a binder configured to release a secondary material
CN111378885B (zh) * 2020-03-25 2021-06-29 九江金鹭硬质合金有限公司 一种具有表层富粘结相梯度结构的硬质合金及其制备方法
CN113182524B (zh) * 2021-04-25 2023-06-02 赣州澳克泰工具技术有限公司 一种钛基金属陶瓷及其制造方法和切削刀具
CN114277299B (zh) * 2021-12-28 2022-10-04 九江金鹭硬质合金有限公司 一种抗焊接开裂的高硬度硬质合金板条

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5487719A (en) * 1977-12-23 1979-07-12 Sumitomo Electric Industries Super hard alloy and method of making same
US4610931A (en) * 1981-03-27 1986-09-09 Kennametal Inc. Preferentially binder enriched cemented carbide bodies and method of manufacture
US4648084A (en) * 1981-12-10 1987-03-03 Discovision Associates Storage medium track pitch detector
US4548768A (en) * 1982-08-31 1985-10-22 Aluminum Company Of America Method for the production of atomized metal particles
EP0182759B2 (en) * 1984-11-13 1993-12-15 Santrade Ltd. Cemented carbide body used preferably for rock drilling and mineral cutting
US4649084A (en) * 1985-05-06 1987-03-10 General Electric Company Process for adhering an oxide coating on a cobalt-enriched zone, and articles made from said process
SE453202B (sv) * 1986-05-12 1988-01-18 Sandvik Ab Sinterkropp for skerande bearbetning
US4705124A (en) * 1986-08-22 1987-11-10 Minnesota Mining And Manufacturing Company Cutting element with wear resistant crown
JPH0732961B2 (ja) * 1986-10-03 1995-04-12 三菱マテリアル株式会社 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JPS63169356A (ja) * 1987-01-05 1988-07-13 Toshiba Tungaloy Co Ltd 表面調質焼結合金及びその製造方法
US4913877A (en) * 1987-12-07 1990-04-03 Gte Valenite Corporation Surface modified cemented carbides
US4828612A (en) * 1987-12-07 1989-05-09 Gte Valenite Corporation Surface modified cemented carbides
US4990410A (en) * 1988-05-13 1991-02-05 Toshiba Tungaloy Co., Ltd. Coated surface refined sintered alloy
JP2762745B2 (ja) * 1989-12-27 1998-06-04 住友電気工業株式会社 被覆超硬合金及びその製造法

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2521937C2 (ru) * 2009-02-27 2014-07-10 Элемент Сикс Холдинг Гмбх Твердосплавное тело
RU2536015C2 (ru) * 2009-05-12 2014-12-20 Кеннаметал Инк Композитные вращающиеся режущие инструменты из цементированного карбида и заготовки для вращающегося режущего инструмента
RU2731925C2 (ru) * 2016-02-29 2020-09-09 Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб Твердый сплав с альтернативным связующим веществом
RU2758426C2 (ru) * 2017-02-28 2021-10-28 Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб Режущий инструмент
RU2671780C1 (ru) * 2017-10-30 2018-11-06 Общество с ограниченной ответственностью "Сборные конструкции инструмента, фрезы Москвитина" Рабочая часть режущего инструмента
RU2773448C1 (ru) * 2018-10-12 2022-06-03 Х.Ц. Штарк Тангстен Гмбх Твердый сплав, имеюший повышающую вязкость структуру

Also Published As

Publication number Publication date
BR9305926A (pt) 1997-08-26
US5549980A (en) 1996-08-27
CN1038731C (zh) 1998-06-17
JPH07503996A (ja) 1995-04-27
EP0627016A1 (en) 1994-12-07
CA2130544C (en) 2005-04-26
DE69334012D1 (de) 2006-05-24
CA2130544A1 (en) 1993-09-02
KR950700433A (ko) 1995-01-16
US5761593A (en) 1998-06-02
KR100271068B1 (ko) 2000-11-01
WO1993017140A1 (en) 1993-09-02
CN1079179A (zh) 1993-12-08
DE69334012T2 (de) 2006-11-23
RU94040362A (ru) 1996-06-27
IL104747A (en) 1996-10-31
ATE323786T1 (de) 2006-05-15
JP3999261B2 (ja) 2007-10-31
EP0627016B1 (en) 2006-04-19
SE9200530D0 (sv) 1992-02-21
IL104747A0 (en) 1993-06-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2106932C1 (ru) Режущая пластина из твердого сплава и способ ее изготовления
EP0603143B1 (en) Cemented carbide with binder phase enriched surface zone
CN104044308B (zh) 表面包覆切削工具
JP2684721B2 (ja) 表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具およびその製造法
US5484468A (en) Cemented carbide with binder phase enriched surface zone and enhanced edge toughness behavior and process for making same
DE69527124T2 (de) Harter Verbundwerkstoff für Werkzeuge
EP0438916B1 (en) Coated cemented carbides and processes for the production of same
KR100645409B1 (ko) 초경합금 삽입체
JP3934160B2 (ja) 結合相富化した表面領域を有する超硬合金の製造方法
US7150897B2 (en) Method of making a cemented carbide tool and a cemented tool
US5729823A (en) Cemented carbide with binder phase enriched surface zone
US6869460B1 (en) Cemented carbide article having binder gradient and process for producing the same
KR20070000358A (ko) 구배 영역을 포함하는 미세립 소결 초경합금
GB1573891A (en) Method of producing hard metal bodies of wear resistance
JP2002520484A (ja) 結合相富化表面ゾーンを有する超硬合金インサート
EP1352697B1 (en) Coated cutting tool insert
JP3269305B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JP3872544B2 (ja) 被覆超硬合金
JPH081408A (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JPH03153875A (ja) 耐摩耗性、耐欠損性に優れる表面被覆超硬合金切削工具
JPH0238559A (ja) 耐衝撃性のすぐれた表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JPH0784643B2 (ja) 高靭性被覆超硬合金
JPH08187606A (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JPH081409A (ja) 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具
JPH0238560A (ja) 硬質被覆層がすぐれた耐衝撃性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具

Legal Events

Date Code Title Description
RH4A Copy of patent granted that was duplicated for the russian federation

Effective date: 20050629

PC4A Invention patent assignment

Effective date: 20060420

PC4A Invention patent assignment

Effective date: 20061009