Ceramics and carbides as tool materials

Citation for published version (APA):Gielisse, P. J., & Kals, H. J. J. (1975). Ceramics and carbides as tool materials. (TH Eindhoven. Afd.Werktuigbouwkunde, Laboratorium voor mechanische technologie en werkplaatstechniek : WT rapporten; Vol.WT0358). Technische Hogeschool Eindhoven.

Document status and date:Published: 01/01/1975

Document Version:Publisher’s PDF, also known as Version of Record (includes final page, issue and volume numbers)

Please check the document version of this publication:

• A submitted manuscript is the version of the article upon submission and before peer-review. There can beimportant differences between the submitted version and the official published version of record. Peopleinterested in the research are advised to contact the author for the final version of the publication, or visit theDOI to the publisher's website.• The final author version and the galley proof are versions of the publication after peer review.• The final published version features the final layout of the paper including the volume, issue and pagenumbers.Link to publication

General rightsCopyright and moral rights for the publications made accessible in the public portal are retained by the authors and/or other copyright ownersand it is a condition of accessing publications that users recognise and abide by the legal requirements associated with these rights.

• Users may download and print one copy of any publication from the public portal for the purpose of private study or research. • You may not further distribute the material or use it for any profit-making activity or commercial gain • You may freely distribute the URL identifying the publication in the public portal.

If the publication is distributed under the terms of Article 25fa of the Dutch Copyright Act, indicated by the “Taverne” license above, pleasefollow below link for the End User Agreement:www.tue.nl/taverne

Take down policyIf you believe that this document breaches copyright please contact us at:openaccess@tue.nlproviding details and we will investigate your claim.

Download date: 10. Oct. 2021

CERAMICS AND.CARBIDES

AS

TOOL MATERIALS

P.J. GIELISSE t

H.J.J. !<ALS *

REPORT WT0358

JULY 1975

t Department of Chemical Engineering, University of Rhode Island, Kingston, R. I., 02881 U.S.A.

* Division of Production Technology, Department of Mechanical Engineerinq, Eindhoven University of Technoiogy, Netherlands.

TABLE OF CONTENTS

LOAD, WEAR AND APPLICATION OF CUTTING TOOLS

I I TECHNICAL REQUIREMENTS FOR CUTTING TOOL MATERIALS

1. High hot-hardness

2. Low chemical affinity

3. High abrasion resistance

4. Low adhesiveness

5. Low deforma t ion factor

6. High toughness

7. High fatigue resistance

8. High resistance to therma I shock

9. High creep resistance

10. Inexpensive and eas i I y ground

I I I THE DEVELOPMENT OF CEMENTED CARBIDES

IV RECENT DEVELOPMENTS IN TOOL MATERIALS

A) Tool materials for machining high-alloy steels

1. Polycristall ine boron nitride on carbide

2. Ceramic materials

B) Tool materials for machining abrasive materials

1. Polycristall ine diamond on carbide

2. Polycristall ine diamond

C) Tool materials for machining conventional materials

1. Coated inserts

2. Surface treated inserts

3. Ceramic cutting tools

ACKNOWLEDGEMENTS

B I BLI OGRAPHY

3

10

11

18

24

26

27

29

33

34

37

38

39

45

45

46

48

49

49

50

51

52

55

56

60

61

- 3 -

I. LOAD, WEAR AND APPLICATION OF CUTTING TOOLS

The requirements to be made on tool materials depend on the nature of the

material to be machined, the choice of the cutting variables and the dy­

namic properties of the machine tool. The phenomena wear and fracture,

which determine tool life, are governed by physical, chemical and mecha­

nical processes, which are caused by the mechanical and thermal load

during machining. It is of importance that, prior to a further considera­

tion of the various tool aspects, one is familiar with the forces, energies

and temperatures coming into play in metal cutting. Below follows an out­

line of the most important aspects of the metal cutting process.

During metal cutting, workpiece material is removed by shear (primary

deformation zone, Fig. 1). The level of the strains and stresses generated

in the process is determined by the choice of the geometric parameters

(predominantly by the rake angle y ), the cutting variables (cutting rate o

v, feed s(h) and the mechanical and physical properties of both workpiece

and tool material. A so-called secondary deformation zone is found on the

rake face, wherein most cases the characteristic crater wear occurs (dotted

line in Fig. 1). This is represented diagrammatically in Fig. 1, which for

purposes of comparison also represents the analogous situation in the grin­

ding process. Note the characteristic differences between the angles y , o

the dimensions h and the relative sizes of the plastic zones.

The value of the specific energy ,

where Et the total required energy per unit time,

Vt = the removed volume per unit time,

for typical cutting rates between 1 and 6 m/s (60 and 360 m/min):

0.7 J/mm 3 for aluminum ,

2.0 J/mm 3 for mild steel,

3.5 J/mm 3 for high-alloy steels.

primary deformation

v

workpiece

- 4 -

a

chip

~~ I - -,-

crater

-i~ , plastic zone , workpiece \ I ,

~ --. --... -

b

tool

grinding gra in

elastic zone

Fig. 1. Diagrammatic presentati~n of the

(a) cutting and planing and (b) grinding process.

- 5 -

(In the case of grinding, these values are about 6 J/rom3 and 200 J/rom3

for rough grinding and high-finish grinding respectively). Of the total

amount of energy, Et' more than 90 percent is carried off in the chip

at high cutting rates, the rest is distributed over the tool and the

workpiece. Most of the energy is transformed into thermal energy, around

two thirds in the primary deformation zone and the rest along the rake

face (area of the secondary deformation).

The undeformed chip thickness may vary between 0.025 and 1.25 rom, the

most frequent values being about 0.25 rom. The temperatures around the

rake face, measured in average values, normally are between 500 and

9000

C. Temperatures up to 13000 C have been observed under certain

conditions. Temperatures on the clearance face normally are one or two

hundred degrees lower. The specific temperature and the temperature dis­

tribution depend of course to a high degree on the metal cutting condi­

tions chosen and on the material properties of both workpiece and tool.

A typical metal cutting process at 14 kW with miln steel (R =30) will c

readily causes a load of around 10, 000 N perpendicular to the rake

face and about 5000 N parallel to it. On the active tool surface

there is a maximum normal stress of 103 N/rom2 (= 104 bar). Additionally,

the maximum stress that results from $udden loading as happens during

interrupted cutting, can have a magnitude of twice that resulting

f . d' 12 rom stat1c loa 1ng:

---­I workpiece I

h feed

__ ----~-crater wear

length KBo

tool

Fig. 2. Cutting geometry in cross section indicating

areas of most significant wear.

- 6 -

Fig. 2 shows the cutting geometry in transverse section and puts for­

ward the more critical areas such as the area of crater wear on the rake

face (with depth d) and the clearance face (with length VB)' The crater

length is less than the total contact-length. The flat first part repre­

sents the so-called 'sticking length'. Under certain conditions, work­

piece material accumulates on the rake face near the cutting edge; this

so-called buH t-up edge (BUE) is broken down periodically, which may

lead to crumbling away of the cutting edge. Fig. 3 shows the typical

wear patterns.

wear grooves in relief face

nose radius

plateau

Fig. 3.

cutting edge

I , depth o~ cut

I

I I

I crater ,

flank wear region

~7

/ crater width ~-~,L

_____ grooves corresponding with workpiece surface

cu tt i ng edge

Typical wear pattern on a turning tooL

The following phenomena are clearly recognizable:

crater wear on the rake face

flank wear

formation of lateral grooves on the clearance face

rounding and wear of the tool nose

~vear on the auxiliary clearance face.

Fissures (microscopic and macroscopic ones), mostly parallel to or per­

pendicular to the cutting edge, are a frequent phenomenon, both on the

rake face and on the clearance face. It need not be emphasized that all

types of wear need not occur simultaneously. The machining of certain

high alloy steels (Inconel, Rene, Waspalloy) with high chemical affinity

- 7 -

and weldability to tool materials for instance, will normally show a

very high crater wear. On the other hand, crater wear in cutting cast

iron with ceramic tools is far less important, and the abrasive flank

wear w'hich dominates here is of much greater influence on tool life.

From this it may, however, not be concluded that crater wear does

not occur at all with ceramic tools! This really does happen, as in

cutting high-speed steel with ceramic tools.

Although this outline is mainly directed at the developments in the field

of ceramics and cemented carbides, it is of importance to know that

high-speed steel and stellite are still widely used as materials for . * cutting tools. The total consumption of tool materials 1n the U.S.A. 1n

1965, spread proportionally over the various kinds of material was:

Highspeed steel 65 %, carbide (and stellite) 32.3 %, tool steel 1.8 %

and ceramics (and diamond) 0.9 %.

The 10,000 tons of cemented carbides produced in 1968-1969 were consumed

approximately as follows: cutting tools 25 %, spikes for winter tires

(2 x 106 tires) 20 %, tools for mining raw materials 50 % and dies and

other wear resistant applications 5 h.

In the mean time the usage of carbide has, particularly in the area of

milling, been on the incrase. The application of ceramics has also grown

considerably. An estimate of current usage indicates:

high-speed steel 40-45 %, carbides 50 % and ceramics 5-10 %.

A general impression of the fields of application of the various types

of tool material is given in Fig. 4. We should observe that the cutting

speed of a particular tool material can be enhanced proportionally to the

higher heat resistance - consider for instance the hot-hardness. the values

of the cutting speed in the case of ceramic materials usually are twice

as high as those for cemented carbides. In section IV-C-3 it will become

evident that notwithstanding the good properties a ceramic will not always

be the proper tool material. It should however. be pointed out that modern

trends in the sector of ceramic tool materials contain indications that

these will find ever wider applications. \.Je have in mind not only the

improvement of the generally applied aluminum oxide but also their 'alloys'

as well as nitrides, borides and non-metallic two-phase

* Source: U.S. Department of Commerce" from M. FieZd.

...-.. ~ ....... '00 UJ ex:: :::> · · ...J · · c:( • 1..1..

75 • .

UJ ex:: 0 1..1.. UJ co

I-50 :::>

u

1..1.. 0

:J: I-<.!:l :z 25 UJ ...J

\ \

. • • • · • • • • · · • • .

•

\

• •

\ \

'. HSS . •

\

- 8 -

carbide

" stell ite

" ...... '-

.... ..... . .......... ceramIc

...... ......

alloy steel, Rc = 21

1.5 mm feed

o~------~~------~--------~--------~--------~

Fig. 4.

a 2 3 t. 5

CUTTING SPEED (m/s)

Fields of application of various tool materialf

in maching an alloy steel. After H. Field and

A.U. Daniels. 1

or multiphase compounds. The figures 5 and 6 illustrate once more the

differences between cemented carbides and ceramics and also put forward

the necessity of reducing the cutting speed with an increase in hard­

ness of the material to be removed. With increasing hardness, the possi­

bility of varying the cutting speed decreases more rapidly in the case

of cemented carbides than in that of ceramics.

40 -III Q) ..... :l c: 30 E ........

UJ I..L.

....J 20

....J 0 0 l-

10

Fig. 5.

50

..-.. 1.0 -III Q) ..... ::J c: E 30

'-'

UJ I..L.

....J 20

....I a a I-

Fig. 6.

- 9 -

carbide

2

4340 steel. Rc=50

0.125 m m frev

1.25 mm feed

without coolant

3

CUTTING SPEED (m/s)

Fields of application of carbide and ceramic tool

materials for 4340 steel with R = 50. c

After M. Field and A.U. Daniels. 1

/?'

~ ?"

~

./

~.

3

CUTTING SPEED {m/s}

4340 steel Rc=55 ,

0.125 mm /rev

1.25 mm feed

without coolant

ceramic

Fields of application of carbide and ceramic tool

materials for 4340 steel with R = 56. c

After H. Field and A. U. Daniels.1

- 10 -

II. TECHNICAL REQUIREMENTS FOR CUTTING TOOL HATERIALS

At the moment it is not (yet) possible to indicate what exactly are the

precise requirements, expressed in the classical definitions of proper­

ties of materials, to be fulfilled by a tool material under certain

~vork conditions. This is particularly due to the fact that one has not

yet succeeded in laying down the quantitative contributions of various

material parameters in a possible 'quality function'. This is to say

that at the moment, we are not yet able to establish unequivocally the

material properties that are of importance, and then to determine pre­

cisely their influence on friction, wear, fracture etc. The solution to

the problem outlined is hampered in no small measure by the use of values

of material properties at room temperature and at atmospheric pressure in­

stead of at conditions prevailing in metal cutting. In many cases the

values at such conditions are simply not known. The solution is also

interfered by the widely varying cutting conditions, examplified by the

occurrence of continuous chips or intermittent removal, the changing

nature of the load of the tool brought about by differences ~n properties

of the workmaterial, wether or not a coolant or a lubricant of varied and

usually unknown composition is being used which creates further un-

known effects and the use of machine tools with great differences in their

dynamic characteristics (stiffness, natural frequencies, etc.). The fact

that failure of a tool may be occasioned either primarily by fracture or

principally by processes of wear (or, as mostly is the case,by a combina­

tion of both)and the many possibilities that arise regarding nature of wear

(abrasive or 'chemical') and rate.of wear for different combinations of

tool/workpiece material are further problems. It is foreseeable that in the

future there will be a better chance to discover a 'quality function'

for the so-called primary fracture than for (secondary) fracture intro­

duced by wear. Both phenomena are subject of very active research in

the field of metal cutting.

With respect to the proper choice of materials, a summary in the form of

a 'Ten Commandments for Tool Materials~ and principally based on quali­

tative considerations of the most important properties is given below.

- 11 -

1. High Hot-hardness

Hardness at elevated temperatures is essential for cutting tool materials

in order to withstand, under the prevailing process conditions, plastic

deformation caused by normal (F ) and tangential (F ) load on the rake yn y

face of the tool. See Fig. 1. High-hot hardness is one of the most im-

portant properties of good tool materials. The influence of temperature

on hardness is demonstrated for a number of materials in Fig. 7.

30

.-... N

E E 20 ....... Z .::t. "-"

(/') (/')

w :z 0 a::: c:t :::c

t 10

0 0

Fig. 7.

\ \ TiC \

\ \

. \ ". , ... ~ , .. , -.. , . -..

" ". " "

'. WC-Co 6% '. , . . , . . '. W ' .. , . . .

2

. " .... --- ---- -4 6 8 10 12 14

- TEMPERATURE { °c X 102}

Influence of temperature on the hardness of tungsten,

carbides and a carbide cutting tool material. Compiled

from T. Tabor, A.G. Atkins and T.N. Loladze

- 12 -

Although TiC behaves somewhat more favourably than WC, both are subject

to a very rapid drop in hardness with increasing temperature. The com­

posite WC-Co, which by definition must show a different behaviour, pro­

vides a somewhat more favourable picture in its usual compositions,

and makes metal removal possible with these materials. Nevertheless,

temperature continues to play an important role in the resistance to

plastic deformation overall. The addition of TaC and NbC (up to about

]0 percent) to we-co and ve to TiC-Ni-Ho causes the hot-hardness to rise

considerably. The additional carbides are soluble in the main carbi­

des. For the rest, hardness and hot hardness of composites and polycrys­

talline materials are greatly dependent on composition, porosity, grain

size, and the properties of the constituent phases.

As regards the properties of the grains the following may serve as an

example. The hardness of TiN, and hence also that of the individual grain,

greatly depends on the composition (stoichiometry) as shown by the hard­

ness values (at 50-gramme load).

Compound

TiNO•59 TiNO•63 TiNO•B5 TiNO•92 TiNO•97

2 Hardness (N/mm )

12 x 103

]4 x 103

16.3 x 103

17.B x 103

19 x 103

In TiC,too, hardness is considerably influenced by its carbon content.

TiCO• BO becomes 'soft' at a temperature 'tvhich is 200 to 3000

Clower

than the corresponding temperature for TiCO

•96 ' Referring to the influence

of porosity on hardnessJit has been proven repeatedly for various kinds

of materials that the following relation may be used for expressing . . 8.9,10 hardness as a function of gra1n S1ze.

H = H o

+ k l-~

where H a constant (intercept ordinate at 1 = 0) o

k = a constant,

1 = the mean grain size.

- 13 -

This expression appears to have the same form as the Hall-Petch relation

for the strength of a material:

_1 a = a + kl 2

I

Although not established experimentally, it may be expected that the

influence of porosity on the hardness of a material is not expressed

very inaccurately if one writes

where

H = H e-AP o

H = hardness at P = 0, o

A a constant ~ 7,

P volume per cent pores.

This behaviour 1S assumed on the ground of an empirical relation of

the same form, originally derived for the tensile strength and accounting

for the corresponding behaviour between a en H mentioned above. As an

example may serve the experience that the bending strength of polycrys­

tal line A1 203 drops by around 50 per cent with each 10 per cent rise in

porosity. The hardness of the individual crystals may greatly depend on

the crystallographic direction (anisotropic behaviour). This behaviour

manifests itself very strongly in the hardest material we know of

- diamond - in which the Knoop hardness for the various faces takes the 3 2 3 2 following values: (100) 54 x 10 N/mm, (116) 77 x to N/mm, and on the

hardest face (Ill) 95 x 103 N/mm2• For TiC we have the values (110) 27.5

x 103 N/mm2 and (010) 22 x 103 N/mmZ. Only mean values can be given for

strongly anisotropic crystals, unless the face or the direction is accu­

rately defined. Also, hardness greatly depends on the method of prepara­

tion. Differences in hardness between Al Z03

as a pure monocrystal (sapphire)

and the 'electro corundum' used in grinding wheels, both artificially pre­

pared aluminum oxides, may be more than 30 per cent.

Hardness is determined in the first place by the binding energy between

the atoms (molecules, ions) of the material. Fig. 8 shows the relation

existing between the 'physical' hardness (with energy as unit) as deter­

mined by one of the authors, and the technical hardness determined by the

Fig. 8.

- 14 -

Relation between Wooddell hardness and physical

hardness for a number of cutting materials 11

From J.N. Plendl and P.J. Gielisse.

Wooddell method; the latter is an arbitrary method used to measure the

relative resistance to abrasive wear. The results of other measuring me­

thods, such as the Knoop method, yield practically the same picture.

This graph Fig. 8 is not only of importance because it shows the re­

lation between physical and technical hardness, but it also illustrates

the enormous differences in hardness between the various materials.

One notices that the hardness of 98 per cent of all materials is below

that of corundum (A1 203). Except for diamond, only synthetically pre­

pared materials (i.e. non-natural ones) have a hardness exceeding that

of corundum. l1oreover, in the region between cubic boron nitride (with

a structure analogous to that of diamond) and diamond ~ a region covering

half of the whole hardness area - no other materials are known. The hard-

- 15 -

ness values of i\fC and TiC average about 22 x 103 and 25 x 103 N/mm2

respectively; the composite WC-CO is appreciably less hard, viz.

about 17 x 103

N/mm2•

For a number of tool materials the decrease in hardness with increase

of temperature is apparent from Figs. 9 and 10. Fig. 9 mainly refers

to polycrystalline materials in use for cutting tools. Fig. 10 is con­

cerned with monocrystals of materials which are used in abrasive (grin­

ding) processes. From Fig. 9 we can see that at mean temperatures of o for instance 800 C,the hardness values of various materials show the

same relative relationship as indicated for the mean cutting r~tes

of Fig. 4. The ceramics which at 8000 C show a hot-hardness twice as

high as that of cemented carbide, appear to be applicable at cutting rates

that are also twice as high. Perfect quantitative correspondence can, of

course, not be expected. Fig. 10 shows that as regards hot-hardness,

diamond is not surpassed. There are still enormous differences between

diamond and the next lower cubic boron nitride. For that matter, the

latter material exhibits quite a different relation between hardness and

temperature. The figure does refer to the data for monocrystals of BN,

SiC and Al 203

on their hardest faces (measured in vacuum). These abra­

sives thus show a considerable decrease in hardness with rising tempe­

rature. The various curves do not, however, intersect and hence the ad­

vantage of one material over another remains at temperatures exceeding

13000 C.

13 The experimental data for Al 203 and BN may be expressed in the formula:

where H =

H = 0

t =

k =

H = H e -kt/lOOO o

hardness 2 (N/mm ),

hardness at room temperature,

temperature (oC),

empirical coefficient.

.-, N

E E

........ z .:::t. ........ (/) (/)

I.J.J Z 0 0:: <t: :r: (/)

0:: I.J.J ::.:: L>

>

t

F • 9.

- 16 -

r

20 ceramic

!A1 2 0 3 l

carbide 10

ste 11 i te

tool

o~--~----~----~--~----~--------a 2 L. 6 8 10 12

--Hardness as a function of temperature for a

number of polycrystalline tool materials.

From A.J. Pekelharing. 14

- 17 -

100

75

1 -N E E '-z ~

Vl V> W Z £::) cubic boron nitride a:. « ::J:

0 a:. u ::E:

t

carbide

O~--~----~-----L----~----~----~--~ a 2 4 6 8 10 1214

Fig. J O. Hardness as a function of temperature for a

number of typical grinding and cutting materials

(single crystals). From T.N. Loladze~3

- 18 -

The value of k varies between 1.4 and 1.6. The 'ordinary' electro corun­

dum usually shows a k-value of 1.4. If strengthened by means of Cr, Zr

or Ti, k rises to 1.6, which is also the appropriate value for cubic

BN.

In cutting, special care should be excercized to prevent the occurrence

of plastic deformation as well as that of spontaneous fracture. As re­

gards material properties, the occurrence of spontaneous fracture is

closely associated with the value of rupture strength or the ultimate

uniaxial strain of the tool material. Fracture phenomena that are not

directly catastrophic, such as chipping, are also particularly detri­

mental to tool life. They enhance to a great extent the chance of pre­

mature failure and accelerate the normal wearing process considerably.

Plastic deformation manifests itself in the form of loss of shape sta­

bility of the cutting edge with consequent accelerated wear and increa­

sed chance of fracture. As a material property, hardness at operating

temperature constitutes a most important and easily determined quantity

in connection with the occurrence of shear at the cutting edge.

In general one uses the relation:

where H

C

H CY

hardness,

conditional factor (often 2.8.-3) or constraint factor,

Y = the 0.2 per cent yield point or, in the case of elonga­

tions below 0.2 per cent, the resistance to fracture.

flore generally the micr6yield or flow stress.

On empirical grounds a plastic safety factor NT has been developed

to approximately predict whether or not shearing of the cutting edge

will take place. This factor can be calculated by means of the relation7,13:

- 19 -

or since y ~ 2T

where H u

H u

the hardness of the relevant tool material at cutting

temperature,

He('e) = the hardness (max. shear stress) of the workpiece

material in the deformation zone,

H (, ) = the hardness (max. shear stress) of the workpiece c c

material in the chip-tool contact zone.

At NT > I, no shearing of the cutting edge need be expected. At NT < 1,

on the contrary, there is a great chance of shear at the cutting edge.

Thus it appears that when grinding high-temperature resistant nickel

alloys by means of corundum, where temperatures of the order of 11000 C

may occur, NT becomes smaller than 1. Such alloys indeed are very dif­

ficult to machine with corundum. The value of NT is characteristic of

the process behaviour for different combinations of tool/workpiece ma­

terials, and thus the inequality NT > 1 appears to be an important ma­

chining criterion. For machining the alloys mentioned above, alterna­

tives are being looked for in the application of cubic BN (NT = 7.5 at

11000 C) and SiC (NT = 3.5 at 1100° C). Extensive application of the

criterion NT > 1 is hampered considerably by the absence of reliable

values of the requisite properties under process conditions. This applies

in particular to cutting tool materials.

2. Low Chemical Affinity

A low chemical affinity will counteract the following detrimental processes:

mutual reaction of tool and workpiece material,

mass transport of certain components by means of diffusion.

Both will result in a mutation of the structure and the properties of the

cutting tool material. The correct choice of material will generally go far

to prevent chemical and diffusion wear.

Representing a possible reaction between workpiece material and tool

- 20 -

material by means of the simplified notation

M + B +MB

the reaction will proceed to the right if the free energy decreases

owing to the reaction. The ultimate free (reaction) energy will then

be:

where

8G(T,P) = free energy change,

Gx = the free energy; X = B, II, MB.

The more the free energy G(T.P) becomes negative, the tendency

to form -r-ffi will increase • Now if we have a comparatively large nega­

tive energy for the tool material (this can also be the case for the

workpiece or for both), then the tendency to form MB will be small. We

should bear in mind that even if this information is known to us, it

does not yet tell us anything regarding the possibility of other reac­

tions taking place such as for example :

and the quantity of reaction product that is formed. All this has to

be established experimentally, and properties such as chemical potentials

and activities have to be measured. One is aware that this kind of de­

tailed information for metal cutting systems is hardly available. Using

the information regarding the value of the free energy of the various

tool materials, a good indication of possible reaction can, however, be

obtained. Fig. 11 gives an outline of this. We observe that we does not

exactly occupy a favourable position. Hence the generally serious crater

wear in WC-Co cutting tools. TiC behaves far more favourably, and retains

this property without much change also at elevated temperatures. For this

reason TiC is applied to cemented carbides in very thin layers (the so­

called coated carbides, of which more later) to prevent crater wear. It

- 21 -

a Fe 3C we

vc

..-.. - 25 NbC

+-' TaC ro Zre . TiC I- Hfe 01 "- HfN

ro -5 0 AI203 u .:::t.

T102 >- Zr02 C!l 0::: I..LJ

-75 :z I..LJ TIO

I..LJ Hf02 I..LJ 0::: LL.

t 100

-125

o 0,5 1.0 1,5 2.0

-+- TEMPERATURE (oC xl 03)

Fig. 11. Free energy of a number of compounds that find

l ' •• • D f • 15 app LcatLon Ln tool materLals. ata rom H. SchLck 16 17

and R. Keiffer, after N.P, Suh •

has already been proven that TiN, with an even lower free energy,

offers resistance to this form of wear still better. The fact that

the oxides of Zr and Hf play a great role in present research in the

field of tool materials will require no further explanation if refe­

rence LS made to the information given in Fig. II.

The weakening of tool materials by processes governed by diffusion is

still more difficult to discuss quantitatively. First of all one may

have to account for different processes : surface, grain boundary,

and bulk diffusion. Diffusion speed decreases in the order indicated.

Further, atoms or ions which do not occupy a specific place in the crys­

tal lattice but move interstitially, diffuse approximately one order of

- 22 -

magnitude more rapidly than the so-called substitutional atoms (ions).

The incorporation of substitutional atoms is more or less determined

by the Hume-Rothery rule, which says that atoms or ions with equal

charge and with radii not deviating more than 15 per cent from those

of the atoms in the parent lattice, can easily be incorporated in it.

This rule provides insight into the measure of occurrence of substitu­

tional diffusion. The dimension of cations of Hf, Zr, AI, Cr and Ti

is about equal to or falls within the 15 per cent limit of the dimen­

sion of the carbon atom in we. Diffusion processes are subsequently

influenced by the values of the diffusion constant D , which in turn 0,

depends on the atomic distance and the step frequency of the atoms in

the lattice, and the activating energy for diffusion Q ; all this ac­o

cording to:

where

diffusion coefficient 3 D = the (mm Is),

T the temperature,

R = the gas constant.

For metaZs Q ~ 20 RT ,T being the melting temperature. With respect o m m to these materials one might state that:

From this it can be concluded that it is preferable to choose tool ma­

terials with a very high melting point, or that cutting should take

place at process temperatures as low as possible. Carbides possess the

highest melting temperatures, immediately followed by the borides, the ni­

trides, the simple oxides, and subsequently the silicides, the multiple

oxides, and the sulphides. Below is given a list of melting temperatures

of raw materials that are for several reasons important to the manufacturer 18

of tools. These melting temperatures are among the highest known.

- 23 -

Helting points (oK) Compounds

3875 - 3700 HfC, TaC

3700 - 3300 NbC, ZrC

3500 - 3050 HfB2, ZrB2

, TaB2, TiC, HfN, Th02

3050 - 2750 TiB2 , VC, TaN, ZrN, TiN, Hf02' Zr02

,

2750 - 2500 Al4C3, M0 2C, BeO, CaO

2500 - 2300 LaB6 , B4C, SiC, AIN, VN, Cr203

2300 - 1950 A1 203•

Non-binary compo~nds with melting points of over 27500 C are not known.

Compounds of more than two elements generally show melting points below

WC

o 2200 C. Some of these compounds, mainly those arising from the oxides of

Ca, Ba, Sr, Ce, Hf, Zr, Th and Cr, show melting points in the range of

2750 to 23000

C. These materials are of importance in the development of

future ceramic tool materials and special applications of carbides.

with cemented carbides.

Coatings can form diffusion barriers which, immediatel,y belmv, resul t in

substantial concentration differences such as between Co and HC.

The carbide acts in a very brittle manner and often provides the locus for

crack initiation.

In order to prevent chemical reactions and diffusion processes, which

in most cases are undesirable, the operating temperature must be kept

as low as possible. The value of the formation energy depends on tem­

perature and the situation becomes less favourable when the tempe­

rature rises (Fig. 11.). The value of the diffusion coefficient also

increases considerably with temperature. Often the point is overlooked

that physical and chemical mutations may also have positive consequences.

In certain cases the cutting or grinding process is promoted, if not made

possible, by diffusion or chemical reactions. Incorporation of Cr in

Al 203 strengthens the lattice and reduces crater wear in tools of this

material. In-diffusion of Mg prevents accelerated grain growth in Al 203 at high temperatures. Vanadium in TiC prevents rapid fall of the hot

hardness of this material. Diffusion of Zr, Hf, Ti, Al and other ele­

ments in WC-Co acts very favourably in preventing crater wear. On the

other hand, there are lots of unfavourable processes. Diamond reacts

with steel and forms Fe3C, rendering grinding or cutting steel by the

most 'ideal' material impossible. A120

3, as also cubic BN, reacts with

titanium; grinding is impossible with this combination. WC dissolves in

Fe at approx. 1000 to t1000 C, which results in heavy crater wear at

such temperatures. Certain Ca and Si containing steels form a liquid

layer of glass of low viscosity on A1203 tools; the result is accelerated

- 24 -

crater wear.

In conclusion it may be mentioned that not only chemical processes

between tool and chip but possibly also those between tool and atmos­

phere may cause problems.

Fig. 12.

I : 1t o ' I-

:z ~ 10 V)

0::: W > :z o u iN> 5

t

boron carbide

r 5 i 1 icon ca rb i de n ,

)~~--~----------~~~------------O---o 550 600 650

~ TEMPERATURE (OC)

Comparison between oxidation rates of B4 C and sic.

Data from H.F.G. Ueltz1~

The graph of Fig. 12 serves as an example. Despite very high hardness,

reasonable resistance to thermal stresses and other good qualities,

boron carbide can not be used for, e.g., grinding. The reaction:

proceeds very rapidly, in particular at higher temperatures, and causes

B4C not to be applicable as a tool material. sic is satisfactory in

certain cases. The difference in resistance to oxidation between the

two materials is remarkable.

- 25 -

3. High Abrasion Resistance

In general, by abrasion resistance is understood the resistance to

material removal due to purely mechanical processes occurring in the

plane of contact of two bodies moving with respect to each other. Mate­

rial removal is brought about by plastic deformation (formation of chips)

and/or brittle fraction (granulation), caused by the interaction of loose

particles and bound asperities. In general, the hardness of one material

must at least be 2.5 times higher than that of the other to make possi­

ble effective penetration. Therefore, in principle no purely abrasive

wear can occur between two materials of the same hardness. In the case

of composites it is of importance to realize that one of the phases is

sometimes appreciably less hard that the other and therefore may wear

off much more rapidly. The soft phase sets the degree of resistance to

abrasive wear of the material as a whole. Actually both bodies will lose

material ~n the case of mutual friction. Although a large difference

between the wear rates in both directions will occur, wear of the hardest

body may sometimes be significant. This point is often overlooked.

The degree of abrasive wear is thus determined by properties of materials

- in particular the relative hardness - and system parameters such as

contact pressure, relative speed, and surface roughness. This form of

wear contributes greatly to tool wear taking place when cutting with ce­

mented carbides at low speeds (flank wear), and generally plays a very

important part when high-speed steel tools are used. Abrasive wear is

decisive in cutting non-metals with ceramic, carbide or diamond tools.

Diamond tools are often used in grinding, cutting and drilling such ma­

terials as rocks, minerals and synthetic inorganic materials.

It is not easy to establish a measure of abrasive wear quantitatively.

The values of the material parameters as well as of the system parameters

may differ enormously in the various cases. An adequate quantitative

assessment seems only possible empirically and after profound study of

the system involved. Literature references are not usually available. In

Fig. 13 an attempt has been made to give some insight into the relative

l.LJ 60 u z <x:: .--tf)

tf) SO l.LJ 0:::

l.LJ

> 40 t/')

<x:: 0::: a:l <x:: UJ

> 30

.--<x:: .J l.LJ 20 0:::

t 10

0 0

Fig. 13.

- 26 -

\

6% (895l

( WC-Col

(883 J

6 °/0 It (i.1.. A) ,

\ [SSAl

2 3 4 5 6

- () 2/ 2 E, (N/mm 2)

Relative resistance to abrasive wear of a

number of WC-Co grades. Numbers in brackets

General Electric grades.

resistance to abrasive wear for several kinds of abrasion re­

sistant cobalt bonded tungsten carbides. The modulus of resilience, 2 cr /2E, has been chosen as independent variable and the wear unit has

been defined as

abrasion resistance = l/volumeloss.

The volumeloss of the various grades was measured by means of a stan­

dard wear test with aluminum oxide in water as the abrasive medium.

In accordance with the above it appears that the resistance to abrasive

wear of the materials involved decreases rapidly with increasing cobalt

content. A significant part is played by the grain size. This appears

* from a comparison between the types 895, 883, and 55A of G.E., all of

which contain 6 per cent cobalt, and of which the mean estimated grain

diameters are 3, 5 and 7 vm respectively. The resistance to abrasive

wear of carbides having a high percentage of TiC (and also the Ni-Ho

bonded titanium carbides) is mostly one order smaller than the best we-co

* GeneraZ Electric Company, Materials Division, Detroit Michigan, U.S.A.

- 27 -

grades such as the type 999 or 895. It is known that the so-called 'micro­

grain' carbides (grain size belo~ 1 ~m) possess a higher resistance to

wear than a standard grade with the same cobalt content. Abrasive wear of

cemented carbides in aluminum oxide spraying processes (sandblasting)

exhibits the same tendency as the one outlined in Fig. 13. For the rest,

the value of the parameter a2/2E appears to be a fair measure of the re­

sistance to ,.;rear on aluminum oxides. The higher the values of a2/2E the

less the material will wear.

4. Low Adhesiveness

During metal removal, attempts are made to prevent as much as possible

adhesion between workpiece material and tool material. Adhesion often

gives rise to so-called adhesion wear. Strong adhesion prevents wear in

the adhesion plane, but stimulates fracture in the immediate neighbour­

hood. This form of wear manifests itself by relatively large particles

of the tool material being broken off. The occurrence of the built-up

edge (BUE) is also promoted by a high degree of adhesion and may lead

to fracture along the whole cutting edge. Chatter mostly contributes to

high welding strength. Further, adhesion wear is particularly detrimental

to tool materials having a strongly heterogeneous structure.

Generally attempts are being made to prevent adhesion by making an ade­

quate choice of tool material and also by using liquids which should

prevent direct contact between chip and tool material (lubrication),

therefore rendering impossible the reaction between the two materials.

In certain cases the effect of liquids is clearly perceptible, but expla­

nations for this are still very controversial. It is possible to make

certain workpiece materials better machinable by the addition of certain

elements e.g. lead in the case of steel. Addition of other elements such

as silicon makes the material more brittle and prevents adhesion. Silicon

cau~es a silicate type of protective coating on carbides having a high

titanium or tantalum content. The assumption that a low tendency for work­

hardening of the workpiece material helps to prevent adhesion seems justified.

The degree of adhesion must be established experimentally. Determining

the value of the coefficient of friction is often the only way of arriving

- 28 -

at a comparison of the behaviour for different cases. Very little pioneer­

ing has been done in this field. It is of importance to distinguish between

adhesiveness and chemical affinity (11-2.). Low chemical affinity does

not a priori mean low adhesiveness and vice versa. In metal cutting.one

tries to restrict the occurrence of both phenomena as much as possible.

S. Low Deformation factor

Due to the fact tl1at all cutting tools are wedge-shaped and nearly always

have the same geometry, the relative resistance against elastic defor­

mation can be expressed by the value of Young's modulus (E). In this re­

spect a high E-value is always favourable. Regarding the clamping pro­

blems which arise in the case of indexable tools, however, a relatively

low E-value is advantageous. Particularly in the case of inserts,the re­

sistance to plastic deformation is much more important. This can be ex­

pressed by the ratio between the E-modulus and the yield stress (Y). We

shall call this ratio the deformation factor S:

S = Ely

The value of the deformation factor 1S 300 - 1000 for metals, about

100 for most ceramic materials, and around 2S for glass and polymers.

Calculations for a series of cemented carbides yield values between

1]0 and 160. The low values for glass are due to the low E-value, while

crystalline ceramics have a relatively low value because of the very

high value of Y. A high value of the deformation factor is undesirable

if deformation is to be prevented. The stability of the shape of the

cutting edge is low in that case. Generally, this is dictated by a low

Y-value. All this can be extended by the following considerations.

As has been mentioned above, (II - 1, High hot-hardness), the hardness

of a material can be expressed by :

- 29 -

from which follows the (compressive) yield strength:

Y := H/3

This ratio applies to metals. The yield stress of certain ceramic

materials (KBr, NaCl, MgO and TiC) seems to be considerably lower.

In these cases it is observed that often:

Y '" H/35

This is due to the fact that these materials are very anisotropic

and/or 'Vlill very much strainharden, or that they show irregularities (im­

purities, porosity) which decreases the compressive strength but not

the hardness. Another factor is the measuring accuracy, which with

these hard materials is rather problematic. Moreover, owing to a com­

pressive load, phase changes often occur which are not accounted for.

A familiar example is the melting of ice under a skate, which for that

matter makes skating possible. More accurate investigations carried

out recently, however, show that most ceramics follow the expression

Y :::: H/3 when the value of Y is derived from compression strength. ~ve

then arrive at:

or, since Y :::: 2T (T

3E S '" H

maximum shear stress)

- 30 -

In the case of carbide cutting tools it appears that the compression

strength is very nearly twice the yield strength. This means that

2 S ~ €

C

where € is the ulimate uniaxial strain in compression. c

The deformation factor concerns the resistance to plastic deformation

of the different materials, while the plasticity factor (see item 1,

NT) concerns the material behaviour of the tool in cutting, i.e. in

its relation to a 1 particular workpiece material. In conclusion the

temperature dependence of Young's modulus is mentioned. As an example,

for A1 203 the value of E decreases by around 1/3 in the temperature

range between 250 C and 16000 C. The influence of porosity can gene-23

rally be expressed by:

where:

E = E (1 - 1.9 P) a

E the value of the modulus at P = 0, o

P = the porosity in volume per cent.

6. High Toughness

While the deformation factor gives a good impression of the possibili­

ty of plastic deformation occurring, toughness is rather a measure of

the total deformation that is possible before fracture ensues. The

parameters hardness, stiffness and toughness are interdependent. They

are actually different definitions in which we try to represent the

behavioural characteristics of a material. Since it is not yet possible

to describe the mechanical behaviour univocally with the aid of inde­

pendent variables. We shall have to rely on these separate definitions.

- 31 -

In principle, toughness is the capacity of a material to deform until

coherence is broken (fracture). This may include elastic as ';'lell as

plastic deformation. A measure of toughness is the ultimate uniaxial

strain. A material behaves brittly if the elongation curve is linear

till the point of fracture. The ultimate uniaxial strain in brittle

materials is sometimes so small that it is difficult to measure. With

completely 'brittle' materials we will observe spontaneous fracture,

while tough materials show appreciable plastic deformation before fracture.

Another definition of toughness is found in the amount of energy that

the material is capable of taking up till the point of fracture. It is

clear that materials showing a high ultimate uniaxial strain are also

capable of taking up a large amount of energy per volume unit. A dif-

ficulty is formed by the determination of experimentally comparable

values of this energy. It should also be remarked that toughness can

be measured by different tests such as the tensile, bending and notched­

bar impact tests. A short exposition of definitions of toughness is

given below.

The deformation energy per volume unit of material is given by the area

under the stress-strain curve:

o

where

Ed = deformation energy,

V = original volume, a

0' = nominal stress,

E = strain.

From this follows for the elastic area:

- 32 -

v = o

and we observe that more energy can be taken up according as the material

has a smaller E-modulus and a higher rupture strength. The fact that this

definition of toughness is applicable to cemented carbide and ceramic

tool materials is associated with the fact that no or only little plas­

tic deformation occurs before failure. Toughness values that include

plastic deformation energies (so-called integrated values) are not known.

The critical value of the stress intensity factor, K, derived from the

'weakest link! mode of fracture m.echanics and based on Griffith formalism , where:

! K=o(rrc)2

and thus K o (m;)~

or

where

c c

K = ~E • 2y c

(critical) stress intensity factor,

(tensile, bending) strength,

E = elasticity modulus,

y = surface energy,

c half the crack length.

~s also taken as a measure of toughness. The factor K is called the c

fracture toughness. For materials which show a substantial amount of

plastic deformation, K is expressed as: c

where G ::: 2(y + y ) is the critical fracture energy and y the plastic c p p deformation energy. Application of these quantities to cemented carbides

is limited owing to the inhomogeneous nature of these materials. }1easure­

ments of bending toughness where E has to be in the formulas by

E = EI b

- 33 -

(I = moment of inertia)

and experimentally determined values of the (notched or unnotched)

impact toughness offer further possibilities. It appears that a linear

relation exists between the ultimate uniaxial strain and the unnotched

impact toughness of cemented carbides~5

Therefore, to realize some comparison and estimation of the deformation

energy, one actually only needs the values of E and I, considering the

limitations above. The behaviour of E has been discussed before. Frac­

ture strength of brittle materials depends chiefly on grain size, poro­

sity and quantity as ,yell as properties of the (sinter) admixtures • It has

been possible to determine. empirically the following expressions as re­

gards the quantities mentioned above.

[ k) and a: constants k d-a ---cr =

I d grain size

-bP [ k2 and b: constants cr = k 2e ---

P : porosity in volume percent'

[ v admixtures in volume per cent

G k3 r counteracting grain growth .

= -v ---r average radius of the grains

of admixture

G grain size

For many materials the value of a has been established fairly accurately 20,24

at approx. 1/3 and that of kl at around 60.

In general we have, therefore:

- 1/3 - bP v 1 cr = Kd e (_)2 r

From a strength point of view it will be desirable to compose materials

with a grain size and porosity volume as small as possible (the effect of ad­

mixtures is disregarded). One of the authors has succeeded in expressing

the toughness in terms of deformation energy for polycrystalline aluminum "d 21 ox]. e as :

Ef

100.5 x d-0 •664

- 34 -

from which it may be concluded that for instance aluminum oxide having

a gra~n s~ze of 2 pm is capable of taking up seven times as much energy

as aluminum oxide having a grain size of 40 pm. This is seen as the rea­

son for the success of the so-called micrograin carbides (d ~ 1 pm).

Fig. 14.

A= grain size

A1>A2 >A3

· .. i ncreas i ng

~Al TOUGHNESS

Influence of composition and grain size on

hardness and toughness (qualitative)2~

As regards cemented carbides, figure 14 shows roughly the relation be­

tween toughness and hardness. Since modulus and strength depend consi­

derably on temperature, the possibility of taking up deformation energy

is al so determined to a large exten t by temperature. As an example the

value of the rupture energy of A1 203 at 16000 C is only one fourth of

that at 250 C.

7. High Fatigue Resistance

Even if the stresses in the tool during cutting are below the rupture

strength, allowance must be made for the chance of fracture as a result

- 35 -

of periodic changes in the load (fatigue fracture). Low fatigue strength

may affect tool life very unfavourably. In general, little attention is

paid to fatigue phenomena in tools; among the reasons is the fact that

only little quantitative information on fatigue strength of, for instance,

cemented carbides is known. In metal cutting the nature of the load is

mostly variable. The dynamic component of the cutting force contains se­

veral frequencies, and the composition depends on the material to be ma­

chined, the tool, the machine, the cutting rate and the feed. The frequen­

cies normally lie bettveen 0 and 20,000 Hz. Ordinarily it is not feasible

and economically certainly not justifiable to give attention to fatigue

influences during continuous metal cutting. An exception is perhaps made

by the machining of such materials as titaniL® where as a result of the

formation of crumbling chips highly varying cutting forces occur. For this

phenomenon as also for processes with interrupted cut the following as­

pects may be considered:

A high ratio between the hardnesses of the tool material and the

material to be machined diminishes the chance of fatigue frac.ture.

Fatigue strength for high load frequencies is generally greater

than for low frequencies.

Fatigue strength for cutting at fixed conditions may differ from

that at varying load conditions. Differences in tool life can only

be determined empirically for specific conditions.

Surface conditions play an important part. fatigue strength in the

presence of coarse surfaces is smaller than that when 'smooth' sur­

faces are involved. It would be commendable to polish tool surfaces

if only this were economically justified. The chance fox fatigue phe­

nomena and/or initiation of cracking at the surface is influenced by

residual stresses which are introduced during grinding of the surface.

Corrosion (before and during the use of the tool) may influence fa­

tigue strength adversely. Keeping tools clean, especially before use,

is important. Even finger perspiration (acid) way have injurious con­

sequences.

The higher frequencies are the more damaging. They are often generated

as a result of the specific clamping mode of tool or insert.

8. High Resistance to Thermal Shock

Large temperature differences between rake face or clearance face on the

one hand and the bulk of the tool, such as occur at the beginning and

- 36 -

end of a cut (see e.g. milling) may bring about stresses that exceed

the strength of the material. This influence may lead to chipping and

local crack formation, which will result in accelerated -';vear and even

catastrophic fracture.

The thermal stresses may be calculated from the following formula:

where

E = 11T =

v = Il. = A :::::

::::: A

Young's modulus

aE - \)

the temperature gradient

Poisson's ratio

linear coefficient of expansion

function of the Biot number

The value of A lies between 0 and 1, depending on the size of the test piece,

the value of the heat transfer coefficient and the coefficient of thermal

conductivity. In the case of infinitesiMally rapid cooling, A reaches its

maximum value of 1. The temperature difference is a result of a heat flux ~

which analogous to Ohm's law can be written as: =E k tp

L

where: LIT

the = temperature gradient per unit length,

k = the coefficient of

It now follows from the above that:

thermal conductivity.

cr _ Il. E th - A 1 - \)

<P L k

There are two definitions of the resistance to thermal shock:

where ab is the rupture strength.

The quantity R1 is used in the case of very rapid phenomena (heat conduc­

tivity normally plays no longer a part then), while R2 is applicable for

conditions in which the temperature gradient is limited by heat flow. If

the value of Poisson's ratio is held constant (it is approxima-

tely the same for cemented carbides (= 0,25), the relative resistance to

thermal stresses can be expressed a.s follows:

This is the formulation of the resistance to thermal shock as generally

This is the formulation of the resistance to thermo shock as generally

- 37 -

applied. A high resistance may be due to a high value of the mechanical crb k

part ~ and/or of the thermal part a of the above expression. . Ea h . . . The quant~ty ~ represents the t ermal stress sens~t~v~ty.

R can also be expressed as: t

k a

with Ef as the ultimate uniaxial strain in tension (or bending).

This way of formulating implies that RI and R2 refer actually only to a

purely elastic behaviour preceding the fracture, and that these defini-

tions are only meaningful in the case of materials that exhibit an essential­

ly brittle behaviour.

Materials having great resistance to thermal shock are therefore those

that, owing to their composition and structure, have high ultimate uni­

axial strain, conduct heat very well and have a low coefficient of ex­

pansion. In the case of ceramics the coefficient of expansion appears to

be the most influential parameter. SiC is actually the only material

among the monocarbides (B4C, ZrC, VC, HfC, NbC, WC, W2C) that offers a

satisfactory resistance to thermal shock. This is a result of the thermal

conductivity coefficient being approx. three times that of the other car­

bides, added to the fact that the expansion coefficient is equally small.

In the case of cemented carbides the coefficient of expansion varies

little. The grades having a high TiC-TaC content show the highest values,

lying up to 50 per cent above those of WC-Co. On the contrary, the heat

conductivity is diminishing as the TiC-TaC content grows larger. Of par­

ticular importance is the greater heat conductivity of the WC-Co compo­

sites. Its value increases according as the WC content increases. A high

TiC content results in a high thermal stress sensitivity. Figures 15

and 16 illustrate the behaviour of the characteristic quantities for a

number of qualities arranged as to ISO classification. It will be clear

that for operations such as milling the K-grades are indicated, if only

for reasons of thermal shock resistance.

Sensitivity to thermalshock is particularly important in the case of

ceramic tools. For polycrystalline Al 203 this sensitivity is about ten

times that for the average carbide grade and a hundred times that of

high speed steel (measured at room temperature). A typical phenomenon

in the behaviour of white ceramics is that their strength decrease ab-

N E

,t,41 I

I'? '0 -3 )(

I--....

Fig. 15.

- 38 -

:-:.::::-.. 5t

- -;----

K01 1(10 K20 M20 M40

Ultimate uniaxial strain

in bending (EfT)' thermal stress sensi­

tivity (St) and resistance to thermal

shock (Rt ) of a number of (ISO) K and

M grades.

Rt

ruptly upon thermal shock above

a particular temperature (about

200 to 2500 C for A1 203 cooled

in water). Black ceramics on

the contrary exhibit a gradual

decrease in strength after ther­

mal shock. ?-1oreover, the tempe­

rature at which this gradual

decrease occurs is a few hun-

dreds of degrees. higher than

for white ceramics. Like strength

and Young's modulus, the coeffi­

cient of heat conductivity is

strongly influenced by porosi­

ty. The behavioral trend

is represented in the following

relation:

k = k (1 - P) o

4 fX105 where k = thermal conductivity

o .., 's?

at P = 0, with P = the volume

3 x l- .15 per cent of the pores. .... ...,

" 2 t 110

..... S? )( " .50 ,

...--.... ~I"" .25 .~

ur +

POl Pl0 P20 P30 P40

Fig. 16. Ultimate uniaxial strain in bending (sfT)' thermal stress

sensitivity (St) and resistance to thermal shock (Rt ) of a number of

(ISO) P grades.

9 .JHgh Creep Resistance

With long cuts at heavy loads even with carbide tools creep may occur

- 39 -

to a degree not to be ignored. Commonly, however, the influence of

creep on tool life will be insignificant. Very little specific informa­

tion on creep behaviour of cemented carbides and the influencing fac­

tors has been published. Therefore, we shall have to restrict oursel­

ves to.a few general guide-lines. As a rule of thumb it may be assumed

that cold creep occurs at values of TIT (T = melting temperature) of m m

over 0.25. High-temperature creep occurs starting from TIT = 0.4 to m 0.5. It is quite possible that at the common cutting temperatures both

types of creep, separatelyin the various phases, occur in the compo­

site. The principal deformation mechanisms which cause creep are: local

slip, grain boundary slip and material transport from areas under com­

pression to areas where tensile stresses occur(diffusion).Hence, creep

can be counteracted by

the presence of a very finely divided carbide phase in

the binder (decreased local slip),

choosing a coarse-grained grade (fewer grain boundaries),

the use of grades having the highest melting or decompo­

sition temperature (less diffusion).

The user of the tool will mostly have to accept the product offered and

moreover, will be given little quantitative information on the resis­

tance to creep.

10. Inexpensive and Easily Ground

As regards the buying of tools, inexpensive does not mean advantageous.

In general one can say that production costs depend more on the use than

on the price of the tool. This implies that the choice of the quality

can not be made to depend on price alone.

The grindability of a prospective tool material is important with respect

to the possibility of the economical manufacturing of tools. This aspect

also comes to bear when tools have to be reground (e.g. in the case of

milling), All this makes grindability an important criterion in the

search for new tool materials.

- 40 -

It must now be evident that not all desired properties can be combined

in one material. Most materials which show the so important high hot

hardness, appear to be very sensitive to thermalshock. Materials which

do combine high abrasive resistance with low chemical affinity and low

adhesiveness (such as BN and diamond) are very expensive. Other com­

pounds are very hard, have a high modulus of elasticity and high fati­

gue strength (as B4C and SiC) but exhibit an insufficient chemical sta­

bility (B4C) or a poor toughness (SiC). A better choice would be Si3N4

mentioned above, or one of the Sialons·. Other materials will satisfy

nearly all conditions except the so important low chemical affinity.

For instance, during cutting A1 203 and BN react disastrously with ti­

tanium, diamond with steel and we appears to be soluble in iron above

certain cutting temperatures. An ideal tool material does not exist.

A compromise will always have to be made in which the properties of

the tool material are adjusted to those of the workpiece material. The

machining conditions and external influence must also be considered.

The recent developments as described in the following chapters, will be

found to center on three important concepts:

Correct choice of tool and workpiece material.

Improvement of the existing materials or the development

of new materials.

The use of different materials for differently loaded parts

of the tool.

III. THE DEVELOPMENT OF CEMENTED CARBIDES

The very brittle tungsten carbide (WC) cannot just be used as a tool

material. As early as 1927, Schroeter succeeded in combining the brittle

WC-grains into a Co binder in a composite (WC-Co). The good qualities

of the composite are the high (hot-)hardness and, with respect to WC it­

self, reasonable toughness. Moreover, it appeared that the two materials

• compounds between siZioon, aluminum , oxygen and nitrogen.

- 41 -

can be sintered into a composite of high density. Due to the sintering

process, grains are under compression while the binder material is

subjected to tensile stresses. The application of these so-called

'straight carbides' lies - although less clearly than in the case of

ceramics - in the field defined by small to average values of the feed

and relatively high cuttingspeed& The WC-Co composite is particularly

suitable for applications requiring high resistance to abrasive wear.

For that reason large quantities of WC-Co composite are used in drill

heads applied in mining.

During World War II, for shortage of tungsten and cobalt, alternatives

for WC-Co were looked for. This led to the application of TiC with spe­

cial binders. One of the first results was the TiC-(Mo 2C-Ni) composite.

Although this material did not find appreciable application due to its

great 'brittleness' (the presence of Mo 2C in the soft phase), it was evi­

dent that the application of TiC had certain advantages. Especially 1n

cutting steels it offered considerably more resistance to crater wear.

Only much later, in the fifties and sixties, TiC was really done full

justice by the development of Mo-Ni as a binder which is still being

used. These so-called titanium grades are based on the composite

TiC-(Mo-Ni). In comparison with WC-Co, it is characterized by reasonable

strength but lower ultimate uniaxial strain. Combined with a high ex­

pansion coefficient and low heat conductivity, this results in high

thermal stress sensitivity. TiC partially dissolves in the binder Mo-Ni;

WC (in a cobalt matrix) does this to a much lesser degree. In fact the

TiC qualities mentioned here are also 'straights', but then based on

TiC. Perhaps for historical reasons, the term 'straight' is set aside

for the (WC-Co) composites. The use of the term 'straights' originated

with the development of the so-called intermediary grades, where by the

addition of various (sub)carbides to the base material WC-Co one normal-

ly improves certain properties of the tool material. It is important

to know that the intermediary grades are always cobalt bonded composites.

The present available cemented carbides may be divided into three groups:

WC-Co, the cobalt-bonded tungsten carbides, also called tungsten car­

bides or 'straight carbides'.

(W, X)C-Co, or the intermediary types, in which X = Ti, Nb, V, Ta,

or a mixture of these.

- 42 -

TiC-(Mo-Ni), or the actual titanium grades.

This simple division may serve as a first guide in choosing qualities.

It should be pointed out that large differences in properties may occur

in materials of one particular group, depending on density, grain size,

quantity of binding material, purity of the base materials, process con­

ditions, etc. (See also Fig. 17).

Particularly with respect to the intermediary grades it may be said that

each element or each compound makes a specific contribution to the pro­

perties of the composite. For the reader's guidance a concise summary

of the influence of the various carbides on the behaviour of cemented

carbides follows.

WC

VC

increases the resistance to abrasive wear; of special ~m­

portance in metal cutting with respect to wear caused by

oxide inclusions in workpiece and oxidized chips.

checks grain growth during sintering and prevents a rapid

fall in hardness of Tic with increasing temperature. The

ve must be dissolved in the TiC for this to occur.

(Ta, Nb)C when present in the form of very fine carbides in the bin-

der increases Young's modulus; addition of these carbides

also increases the strength of WC-Co at high temperatures.

TaC counteracts the formation of surface cracks resulting from

thermal load; it increases the ultimate uniaxial strain and

in particular the resistance to thermal shock (NbC is far

less effective in this respect).

TiC offers higher resistance to diffusion and adhesion resul-

ting in a relatively small crater wear. Addition to the WC­

Co composite increases the resistance to crater wear but

decreases the abrasive resistance (flank wear). It conside­

rably lowers thermal conductivity and ultimate strain and thus

increases the sensitivity to thermal and mechanical load.

In general it may be said that cemented carbides for cutting tools are

still chiefly based on the we-co composite owing to their unique combi­

nation of hardness and strength. Progress is still imparted by changes

in the composition and structure, but also by improvements in manufac­

turing techniques and production control. The addition of alloying ele­

ments for the purpose of improving the properties, such as diffusion and

- 43 -

corrosion resistance and resistance to thermal shock, always results in a

decrease in strength and hardness (possibly owing to the smaller E-values 26

of TiC-TaC carbides with respect to We). As has been shown by the authors

the influence of composition and grain size on the mechanical properties

can, regardless of the nature of the carbides involved, be described as

a function of the parameter d/A, where d represents the average grain

diameter and A stands for a representative value of the average thick­

ness of the binder layer between the grains; see Table I and the corres­

ponding Fig. 17.

- X f

where Xf 1/3 = (I - f) and f is the volume fraction binder material.

50

40 day

Aav 30

I 20

15

10

Fig. 17.

0

6

• *

o

'\

"- *1 "-"-

'\.

"-

Straight grade

Low alloyed

High alloyed

MoNi binder

2

e 15

"-"-

"-\.

"-"-

"-1b* "-

"-3 \.

<TfT E

Co

4

The ultimate uniaxial strain (EfT) as a function

of the ratio: average grain diameter/average layer

thickness of the binder From H.J.J. Kals and

P.J. Gielisse

It also appears that this influence can be accounted for by way of

Young's modulus. The use of actual E-values then expresses at the same

I I ! I ~,

....... {',l • , - 1 ~~ ,- " " I ~ ... i c I (' J .• .,-1'

", . : g i :::: --.-, CD , I 'M :J) (J .,..j

I -- ,0

t r:=.. 'll ..... .-, :::: I

.c iJ5 ,..., ,.....; CV'I ...... .,..j

I .~ 0 0 . ..

'-' I - If'1 -I

I...< If'\ '-' :::::; '-' OJ <l! :::::; -

"1j ~" (ll

I

-. I '-' ('j H .Y. '..,/ H c-< w ;j G.J ' .... t.l-l

0 /.': ~ ~ [:I..l b

....... 1 I I \ ~

("I •

."" - I /', /"- ~ (l) I I

I ('ol .• ',-1'

'D .

I ~ c --0 CD ~ ,,-I Cll

U .,..j I "~, '-... ..0

I I'L<

I ~~ I (f) ,.....;

0 C ..0

rJ) rl CV'I

I .... -4 .,..j ;::-: 0

I - If'1 -W "-' 0 -.....;

OJ OJ -'D ,0 ·OJ - "-' l\l E ..:.: '-' H w ;:l ce t.l-l

0 Z ;::;: [:I..l 0 r.:.:l

Pc) I 1 A I 4.50 0.70 653 102 K20 14 A 6.40 1.80 928 261 i

POS 1 b D 4.46 1.38 647 200 15 B 6.48 2.00 940 290

PIO 'J A 4.90 1.50 71 I 218 16 C 6.61 I. 76 959 255

3 D 4.27 1.55 619 225 17 D 6.48 I. 79 940 260

F20 4 A 5.30 1.60 769 232 18 D 6.48 1.66 940 241 1----_. ,,-

1'30 5 A 5.20 1. 70 754 2!+ 7 K30 19 C 5.49 2.28 796 331

P40 6 A 5.50 2. 10 798 305 20 D 6.07 2.07 880 300

P50 7 A 5.05 2.20 732 319 21 D 5.45 2.48 790 360

KOI 8 A 6.65 1. 50 964 218 M20 22 A 6. 10 1. 70 885 247

I 9 B 6.41 1. 59 930 231 M40 23 A 6.20 2.20 899 320

I 10 D 6.62 1.38 960 200

KIO I ) A 5.80 1.40 841 203 TABLE I

) 2 A 6.50 1. 70 943 247 Specifications on carbides used in Fig. 17.

13 D 6.52 1.59 946 231

- 45 -

time the influence of porosity quantitatively. For a large number of

straights (content of alloying carbides < 3 per cent) it has been

shown that the ultimate uniaxial strain can be calculated by means of

the formula:

1

EfT • [ 8. 75 - 1. 75 1 n {

--( -5) 3 1 _ 7.00 - E x 10

6.62

This formula lS of particular importance when it is realized that

knowledge of the value of Youngts modulus only can provide direct

evaluation of (the mechanical part of) thermal shock resistance (see

subsection 8) and the deformation factor (see subsection 5) as well.

- 46 -

IV RECENT DEVELOPMENTS IN TOOLS HATERIALS

The mechanical properties of cemented carbides depend significantly on

structure. This regards the distribution of the binding material, the

grain size and grain size distribution, the content of impurities and

of free carbon in the binding material and the density (in connection

with the presence of cavities and pores).

A very important recent development is directed to the reduction of the

grain size to well below

sizes as small as 0.2 to

~m. Tools have been produced having grain

~m ('Baxtron' of DuPont and a grade of Stell-

ram), Such materials, which are generally referred to by the name of

'micrograin carbides' appear to offer the following advantages: a rela­

tively large resistance to abrasive wear (200 to 300 per cent higher

than that of the classical we-co composite), a greater toughness (the co­

balt content is mostly rather high, 10 to 20 per cent), and generally

a better ratio between admissible cutting speed (wear) and admissible

load (fracture)~2

A) Tool materials for machining high-alloy steels

Certain materials which are technically of substantial importance such

as the compositions known as Rene,Waspalloy and Inconel cannot be ef­

ficiently machined with conventional carbide tools. The difficulties in

cutting such materials, which are predominantly alloyed with Ni and Mo,

are caused by:

the high degree of adhesion between these materials and cemented

carbide tools in cutting conditions, which results in substantial

friction forces,

the very heavy mechanical and thermal load on the tool tip due to

both the friction just mentioned and the high values of the shear

stress characteristic of these materials (work hardening).

Using the conventional types of carbide tools, it is generally only pos­

sible to cut these materials with low speed and rather small feeds, which

entails high cost.

Although the 'ideal' tools for these types of material have certainly

not yet been developed, materials research in this field has been for­

tunate in obtaining very good results. All this is summarized below.

- 47 -

1. Polycrystalline cubic boron nitride on cemented carbide

Among the latest developments are cemented carbide tools with a sinte­

red-on upper layer consisting of cubic boron nitride (eRN) crystals,

Fig. 18. This layer (0.5 to I mm) does not consist of pure boron nitri­

de, but contains a metal binder which forms the interconnection between

i05mm diamond or boron nitride f-.n<~ (slntered)

't: 'C;~;' carbide

D ,

Fig. 18. Diamond and boron nitride

coated inserts

the crystals and at the same

time provides adhesion with

the carbide body. Therefore

the properties of the sinte­

red-on layer differ conside­

rably from those of pure bo-

ron nitride. The hardness of

the sintered-on composite lies 2

between 21,000 and 27,500 N/mm

(measured by the Knoop method).

The hardness of pure boron 2

nitride is about 47,000 N/mm •

Tests have shown that a dif­

ference in hardness of the

boron nitride layer has no

significant influence on the

cutting capacity. Little is known about the manufacturing process and

the nature of the binder material except that the manufacture requires

pressures and temperatures, which are to some extent comparable with

those used in the synthesis of the boron nitride crystals (~ 50 kbar

and 15000 C). The polycrystalline (CUbic) BN is ground with diamond. It

is recommended to polish the sintered-on layer to reduce the feared high

concentration of surface fissures imparted by the grinding process.

Table II gives an idea of the cutting conditions which are possible

with boron nitride inserts. The results presented must be considered

with some reserve; the product has not yet been universally adopted and

the experience with these tools is therefore limited. As may be expec­

ted, higher cutting speeds result in shorter lengths of cut (see Table

II). Cooling is very important, although dry cutting 1S also possible.

TABEL II

Cutting conditions for machining materials with BN coated inserts (rake angles -5 to -100

) ,..--.

Material Cutting speed Feed Depth of cut Lead angle Length of cut *) Cutting fluid

(m/s) (cm/rev) (em) (degrees) (em)

Waspal10y 1.5-2.5 0.015 0.375 45 7.5 none

3 -4.5 0.015 0.250 45 7.5 none

Waspalloy 3 0.015 0.225 Lf5 1.875 none

AMS 5706 4.4-4.5 0.015 0.250 Lf5 1.0 water

Waspalloy 3.5 0.020 0.063 45 1.0 oil+)

PW 1007 5.5 0.008 0.088 45 13.3 water

Waspalloy 7.5 0.008 0.088 45 4.8 '1+) o~

AMS 5708 2.5 0.015 0.150 15 4.4 '1+) o~

Inconel 600 2.75 0.015 0.250 15 3.45 none

Hastelloy N 4 0.013 0.250 45 2.2 none

PWA 1012 5 -6.5 0.015 0.250 45 2.5 none

Incoloy 901 7 -8.75 0.015 0.125 45 2.65 none

AMS 5660 4 0.020 0.063 45 120 water

K-Mone1 2 0.015 0.038 - B water

Rene 77 2 -3 0.015 0.030 71 17.5 '1+) o~

+), 1 ' o~l emu s~on Data from B. Feinberg. 27 *) in direction of feed

- 49 -

Results obtained in cutting of Inconel 718 and Rene 95 show that these

materials can now be machined at speeds that are common when cutting

mild steels with carbide tools. For carbide and BN inserts the appli­

cable speeds are approximately as follows:

tool material

cemented carbide

EN on cemented carbide

cutting speed (m/s)

INCONEL 718

0.5

3-3.5

RENE 95

0.25

2-2.25

With respect to the values given it should be added that for EN the

feed was about 80 per cent of that applied for the carbide tool. The

total volume of material removed by EN -on- cemented carbide is shown to

be five times as large. The life of the BN insert 1.S shorter, but the

total amount of material removed per cutting edge is twice as much.

The success of EN is also due to the high temperature stability of

the cubic boron nitride. At the temperatures occurring here (1000 to

11500 C), cemented carbide would last only a few seconds. Experiences

show that with EN a substantial improvement is possible if a coolant

or lubricant is used. Another cause of the good behaviour of BN is its

low chemical affinity to alloyed steels resulting in, among other

things, lower 'friction'. The type of wear occurring most frequently 18

that of fracture of the individual BN grain. Experience gained up to

now shows that these tools are less likely to be of advantage with

interrupted cuts.

2. Ceramic materials

Already four or five years before the development ofBN as a tool

material, materials were developed for cutting high alloyed steels.

A large number of compositions were realized and applied as a tool

material. The best results were obtained with 'sinter alloys' in the

ZrB2 - TaN system. In spite of this, the work carried out by the Car­

borundum Company in the United States of America has not led to com-. 1 l' . 28 merCl.a exp ol.tatl.on.

- 50 -

The search for suitable ceramic materials for the applications mentio­

ned above is continuing in various laboratories. One of the chief re­

search centres is the Materials Research Laboratory of the Pennsylva­

nia State University in the U.S.A. The compositions of particular in­

terest are based on the following binary or ternary systems: SiC +

B4C, sic + B + AIZ0

3, TiC + TiSi

2, LaB

6 + Co, LaB

6 + Ni. The metal

3 bondedborides of lanthanum appear to give remarkably good results.

Attention is also called to the possibilities offered by such mate­

rials as Si3N4 and the so-called Sialons (compounds between silicon­

aluminum, oxygen and nitrogen). In particular with respect to the

element iron, such as in steel, these materials show very low reacti­

vity. Moreover, these compounds are very resistant to creep, as well

as to thermalshock, and have a strength of 900 N/mm2, which is high

for ceramics.

B) Tool materials for machining abrasive materials

Cemented carbides are less abrasion (wear) resistant as, e.g., ceramics

are. In certain applications where low abrasive wear ~s imperative,

carbide tools are very often incompatible. Diamond is an extremely

suitable material when abrasive wear is concerned, provided the tem­

peratures are kept below 600 to 7000 C and no catastrophic chemical

reactions (carburization) take place. Until recently in metal cutting,

diamond was used exclusively as a monocrystal. The latest developments

in this field are the following:

I. Polycrystal}ine diamond on cemented carbide

Like boron nitride inserts, diamond is applied to a cemented carbide

body in a layer of at least 0.5 mm. Here too a metal binder is used,

and the application is by means of sintering. The inserts are availa­

ble in various shapes (Fig. 18.). In general, the polycrystalline

inserts have a long life as compared with a monocrystal. Tool life is

chiefly determined by fracturing phenomena. The polycrystalline in-

- 51 -

serts behave tougher owing to the metallic binder. Moreover, crack

propagation is restricted by the presence of grain boundaries and will

therefore not usually result in a large portion of the cutting edge

breaking off. Polycrystalline tools can be reground many times more

than is generally the case with monocrystals. In addition, the pro­

perties of the compound can be well controlled, and tool life is more

or less predictable (which is very important to applications in pro­

duction processes). This is predominantly not the case with a mono­

crystalline natural product (synthetic diamond is generally not large

enough to be used as a monocrystal). Grain size of diamond determines

the properties and hence also the field of application of the compound.

A fine-grain layer (1 to 3 ~m, Type 1) is used for metal cutting. A

coarse-grain layer (10 to 50 ~m, Type 2) is used on cutting tools for

rock drilling, etc. Depending on the nature of the rock, holes of up

to a depth of 1000 metres (approx. 3000 ft.) can be drilled without

change of tools. A typical application of the fine-grain sintered in­

sert is found in the machining of engine-pistons made of silicon-alloyed

aluminum (very abrasive). The polycrystalline insert is capable of

machining 45 times as many pistons per cutting edge as was formerly

possible with cemented carbides in one specific instance.

Polycrystalline diamond is used for cutting copper, brass, aluminum

and other non-ferro metals as also for the machining of pre-sintered

tungsten carbides, fibreglass composites, certain ceramic materials,

glass, polymers, carbon, and graphite (graphite behaves very abrasively

~n machining). This material is also used for dressing aluminum oxi-

de and silicon-carbide grinding wheels. It has been tried to process

ceramics such as SiC, B4C, Si3N4 and Al203 by turning with polycrystalline

diamond cutting tools instead of grinding them; this has proven to

be impossible.

The commercial name of the polycrystalline diamond insert is 'Compax'

(General Electric, U.S.A.).

2. Polycrystalline diamond

Under very high pressure and temperature and in the presence of cer­

tain materials (in the starting batch or formed during the process).

- 52 -

diamond can be made and shaped into 'compacts' of high strength and

hardness. Recently, so-called Megadiamond has become available (Me­

gadiamond Industries, U.S.A.). This product is sintered under condi­

tions (pressure 7 x 105 bar, 20000 C) which are somewhat comparable

with those applied in diamond synthesis. It is stated that its pro­

perties are equal to those of carbonado (natural polycrystalline dia­

mond). The fact that the material can, in principle, be sintered in a

variety of shapes should make possible a more universal use as a tool

material (dies, dressers, wire drawing dies, tiny needles, bearings,

high-pressure spray nozzles, small diamond grinding discs). Little

is knmmabout experiences with Megadiamond as a cutting tool. Infor­

mation is known about cutting silicon-hardened aluminum. At various

speeds, tool life values (development of 0.4 mm flank wear) have been

recorded as shown below, in comparison with cemented carbide.

Cutting speed (m/s)

Tool life (minutes)

5.0

5.6

6.7

6.9

8.3

I I • I

Cemented Carbide

37

18

8

Megadiamond

181

65

1 1

Cutting fluids have a very favourable influence on tool life for both

Compax and Megadiamond • Yet the cutting edges of both products can

never be as sharp as of monocrystalline diamond. The surface roughness

of the workpiece that is attainable is limited by the grain size of the

tool.

C) Tool materials for machining conventional steels

A number of developments in the field of tool materials chiefly aim

at increasing the cutting rates of common kinds of steel and cast iron.

Machining of such materials is naturally most frequent. The develop-

- 53 -

ments may be subdivided on the basis of application into three cate­

gories: coatings - surface treatments - ceramic materials.

I. Coated inserts

For years one has tried to apply protective coatings on cemented car­

bide inserts, chiefly for the purpose of preventing crater wear. One

of the first attempts was the sintering-on of a (TiC-WC)-Co alloy on

WC-Co. Owing to the brittleness of the layer and the unfavourable ra­

tio between the thermal properties of the layer and the bulk, these ef­

forts did not lead to satisfactory results.

Very good results have been obtained by applying a layer (5 to 20 ,~m)

of pure (virgin) TiC on WC-Co. There are many coating methods to do

this such as sputtering, electron beam deposition and vapour deposition

combined with a chemical reaction. The latter method is practised on

almost all commercially obtainable coated inserts. Application of va­

porized Tic is carried out while using titanium chloride (TiC14 ) and

methane (CH4) at approx. 9000 C. Correct control of the latter process

and the proper choice of the bulk material is of importance in connec­

tion with the possible formation of a decarbonized intermediate zone

(1 to 2 ~m, W3

C03C, beta pha~e), which is very brittle. The field of

application of coated carbides is chiefly 1n less heavy metal cutting

and under conditions which give rise to only little abrasive wear. In

comparison with the uncoated grades,coated inserts allow of higher

cutting speeds and/or feeds and hence allow more material to be removed

per unit time. The effect of the TiC layer is a reduction of 15 to 25

per cent in cutting force and a decrease in cutting temperature of ISO

to 2000 C. This creates the possibility of doubling the speed without

shortening tool life, or conversely, at the same cutting speed obtain

a considerably enhanced tool life. 4

4 Although in a smaller measure, TiN is also applied as a coating. Here

too vaporizing techniques are applied (TiCL4 + H2 + N2 or NH3 , ·900 to

12000 C.). The TiN layer is generally thicker than is usual with TiC.

TiN creates a still better anti-diffusion coating, since the free for-

- 54 -

mation energy ~s nearly twice as high as that of TiC (see Fig. 11).

Hardness ~s however lower, so the resistance to abrasive wear is

less. As TiNls fully miscible with TiC, it is possible to create a 29,30

transition area between body and coating surface (see Fig. 19). In

this area a layer of pure TiC is formed near the we-co body surface

Fig. 19.

carb ide

5)Jm Ti IN.C)

tz~::4:Z?ti;tt~= 3 )J m Ti [C, N 1 2)-1m TiC

Titaniumcarbide/titaniumnitride and combined

coated carbide inserts

and at increasing distances from the body mixed compounds having a

gradually higher nitrogen content are administered. The ultimate top

surface consists of pure TiN. The gradual change in the layer from

Tie to TiN is of importance in connection with the difference ~n

expansion coefficient of the two materials. By way of illustration,

the expansion coefficients of the combinations involved are given

below.

Material Expansion coefficient (foe)

we-co 5 - 7 x 10-6

TiC 7.42 x 10-6

TiN 9.35 x 10-6

- 55 -

The attempts to apply surface layers of pure titanium are also worth

mentioning. This is done by electron deposition in a salt-bath (KI +

KF) with the titanium as anode and the insert as cathode. Another pos­

sibility is depositing vaporised titanium in a gaseous atmosphere of

TiI4' formed by a reaction between titanium and iodine. In both cases

the substrate is heated separately by induction heating. X-ray diffrac­

tion shows that the coating consists of TiC and free tungsten. Immedi­

ately underneath is a layer rich in cobalt. Consequently, TiC is for­

med at the expense of WC and the remaining cobalt is forced down into

the bulk. Tests made with TiC coated inserts show a tool life twice

to three times as long as can be attained with uncoated grades under

the same circumstances. The deposition of vaporised aluminum up to a

thickness of only 750 X, followed by a heat treatment (13500 C) in

vacuum for three hours (formation of aluminum carbide?) increases tool

life by 35 per cent. The deposition of Zr, Hf and B by means of the

same processes and the effect of these coatings on the machinability

of conventional steels is being studied~

In addition to carbides and nitrides, oxides and borides also find

application as protective coatings. The inserts treated with oxides,

chiefly aluminum oxide, are commercially available. These layers

are also applied to cemented carbide inserts; the thickness ~s approx.

8 to 10 ~m. The processing is by vaporizing (e.g. grade 545 of General

Electric) or by ion implantation (e.g, Endurex Corp.) the bottom layers

being a suitable carbide such as Tic. Using TiC as a bottom-layer the

aluminium-oxide coated insert allows the turning of cast iron at speeds

of about 6.5 m/s (feed: 0.75 mm/rev,depth of cut: 4.5 mm). It is not

expected that this tool material will supersede the pure ceramics. The

wear properties of aluminium coated inserts approach those of ceramic

material; the first-mentioned type is moreover tougher but also more

expensive. Boride layers (in an experimental stage) are formed from

borides of Zr, Ti, Hf and Vd just as LaB6, LaB 12 , CeB6and GdB6' Further

ceram~c layers of B4

C, BN, Sic and diamond, applied by means of ion

sputtering, are being investigated~

- 56 -

2. Surface-treated inserts

The treatment is concerned with cemented carbide inserts whose sur­

faces are coated with certain oxides in the form of pastes (watery -4 suspensions), followed by a heat treatment in vacuum (10 mm Hg) for

three hours at 1200 to 14000 C. In a final treatment, the superfluous

material is ground away. In this way the composition of the tool face

is changed to a depth of 8 to 10 ~m below the surface. Application of

some oxides leads to hardening of the tool face, other oxides do not

show this effect (see N.P. Suh et al.3).

cause an ~L-ncrease in hardness the surface possess a

approximate ly to that of carbon in the compound ~1C"

le the size of the anion corresponds to that of W in WC. X-ray dif­

fraction does not re~)eal any change in structure in the case of oxides

like Al203

and Zr02• In the use of Ti02 and Cr20

3 some new non-identi­

fied diffraction lines have been observed. In the case of Zr02

there is

a suggestion of the possibility of reactions like

2 WC -+ Y!2C + C

Zr02 + 2C -+ Zr + 2CO

Zr + W C -+ ZrC + 2W 2

S!.ml. ly one might imagine the formation of Al4C3 if the treatment is

out with Al203•

The tools thus treated exhibit a considerably smaller amount of crater

wear, which in machining steel results in an increased of tool life of

about 80 per cent.

Hith respect to the use of coated tools whatever the type, it is of l.m­

portance to make the following observations:

The advantages of coatings are restricted to the so-called index­

able inserts because regrinding is impossible.

- 57 -

The advantages of coatings are generally restricted to applications

where diffusion and adhesion between tool and workpiece playa ma­

jor role.

Machining in situations where strong abrasive wear occurs will not

benefi t from coatings due to the rapid wear off of the applied layer.

If tool loading is light (especially at low cutting speeds) the

use of cemented carbides that are resistant to abrasive wear is a

possibility. Coated inserts offer little or no advantage here.

3. Ceramic cutting tools

The commercially available purely ceramic inserts are all based on poly­

crystalline aluminum oxide. Two types may be distinguished: the white

and the black ceramic material. The white type contains sintered Al 203

with mixtures of other oxides that promote the sintering process and/or

counteract the occurrence of grain growth during sintering. In manufac­

ture, in view of strength one aims at maximum density (minimal porosity)

and minimum grain size (I to 2 ~m or less). Black ceramic material is

mostly a compound of A1 203

and TiC, the grain size being I to 3 ~m. The

addition of TiC makes the tool tougher and better resistant to thermal

shock. Owing to the better thermal properties, cooling may be applied

if desired. Black ceramic material is mostly sintered under pressure.

The advantages of ceramics are due to material properties such as a

very high melting point, excellent chemical stability, high hot-hard­

ness and high resistance to abrasive wear. As an important drawback

must be mentioned a rather brittle behaviour, high sensitivity to thermal

shock, and the very local occurrence of significant fatigue phenomena.

The latter phenomenon leads to grain boundary slip, which results in whole

grains being removed from the bulk. Tool life is therefore mostly de­

termined by fracture phenomena, very often not showing as wear. In the

other case (spontaneous fracture) usually crumbling away of a part of the

tool edge or of the whole tip will occur. This phenomenon can be pre­

vented by slightly radiusing the cutting edge and by avoiding large load

changes (interrupted cuts, coarse casting skins, etc.). Applied in prop-

- 58 -

er circumstances, considerably higher cutting speeds and longer tool life

as compared to cemented carbides may be attained. It should be observed

here that not all machine tools are suitable for use with ceramics;

high dynamic stiffness (to prevent fracture phenomena) and a large

power capacity (to attain the economic high machining speeds) are re­

quired. Ceramic tools are very often used for machining cast iron and . • • 14

certain steels. The following rule of thumb applles:

workpiece material hardness of workpiece type of ceramic

cast iron up to 300-350 Brinell

300-360 Brinell

white

steel

,,-... N

~

et lJ.l 0::: et

0::: lJ.l l-et 0::: u

t

Fig. 20.

0.35

• 0.30

0.25

0.20

18

R < 40 c R =

c 40 - 65

2 (130-220 kg/rom )

•

20 22

MICRO HARDNESS (kN/mm2)

black

white

black

Crater area versus micro hardness for certain

black and tvhite ceramic tools. After D.P.H.

Hasselman and G.E. Kane, Lehigh University.

(Ref. 3, Vol. 3),

- 59 -

Although under comparable circumstances crater wear with ceramic tools is

significantly reduced compared to carbides, it definitely does playa role

particularly in the machining of certain steels. It is for instance known

that Si and Ca-elements,frequently occurring in workpiece materials, react

with A1 203, producing a glassy compound with a low melting point. This

compound is then easily carried off by the chip causing premature wear.

There is furthermore some correlation between experimental crater-wear data

and microhardness of the tools. Figure 20 shows the relationship for nine

commercial A1 203-based ceramic tools and five experimental Cr 203-doped alumina

tools. Crater wear may thus be controlled by plastic flow. The importance

of processing and the resulting structure on performance is well illustrated

by the data points A and B in Fig. 20. Point A represents a commercially

cold-pressed and sintered alumina tool containing approximately 10% TiO.

Point B depicts the results of a tool processed with the same starting

material but hot-pressed instead. All hardness data were diamond-pyramid­

hardness (DPH) taken at 500 gramme load.

- 60 -

Acknowledgements.

This report has grown from a paper read in 1974 at the Centre for Manu­

facturing Techniques of N.V. Philips' Gloeilampenfabrieken of Eindhoven,

and two lectures given in the framework of the Metal Cutting Technology

course given at the Eindhoven University of Technology by one of the

authors. The authors are particularly indebted to Dr. A. Broese van

Groenou of the Physics Laboratory of the N.V. Philips' Gloeilampenfa­

brieken of Eindhoven for granting facilities and giving support in pre­

paring this paper. Thanks are also due to Mr. A. van Sorgen and Mr.

W. Bosma of the Eindhoven University of Technology for their highly

appreciated help in preparing the manuscript.

- 61 -

BIBLIOGRAPHY

As it is nearly impossible to draw up a detailed bibliography for a review

article on this topic in which a great number of subjects are discussed,

a list of the most important and most recent literature sources must suffice.

A number of the references are collective works and contain reports by various

authors, most of which have provided food for this article. Where feasible we

have attempted to refer to individual authors in the body of the text.

possible oversights are certainly not intentional.

1) Conference on Ultrahard Toolmaterials, H.C. Shaw and J.N. Brecker (editors),

Proceedings, Pittsburgh, Pennsylvania, May 26 (1970).

2) Cutting Tool Material Selection, A.J. Swinehart (editor), Am. Soc. Tool

and Manuf. Eng., Dearborn, Michigan (1968).

3) National Science Foundation (NSF) Hard Materials Research~ Proc

of various review meetings, National Science Foundation, Division of

Materials Research, Washington D.C.

Volume 1 - Compiled by the Pennsylvania State University, University

Park, Pennsylvania (1972).

Volume 2 - Compiled by the Massachusetts Institute of Technology,

Cambridge, Massachusetts (1973).

Volume 3 - Compiled by Lehigh University, Bethlehem, Pennsylvania

(1974).

4) Materials for Metal Cutting, Conference Proceedings, BISRA-ISI Conference,

Scarborough, England, 14-16 April (1970).

5) The Science of Hardness Testing and its Research Applications, J.H.

Westbrook and H. Conrad (editors), American Society for Metals, Metals

Park. Ohio (1973).

6) Tribology of Metal Cutting Helps to Create New Effective Tool Materials, ;

T.N. Loladze, Report Mechanical Engineering Department, Georgia Polytechnic

Institute, Leninstreet 77, Tbilisi 75, USSR.

- 62 -

7) Wear of the Cutting Tool, T.N. Loladze, Mashqiz (1958).

8) E.O. Hall, Nature 12, 948 (1954).

9) p.e. Jindal and R.W. Armstrong, Trans. Aime, 239, 1856 (1967).

10) Correlation of Hardness with Mechanical Effects in Ceramics, R.W. Rice,

Reference 5 p. 117.

11) Atomistic Expression of Hardness, J.N. Plendl and P.J. Gielisse,

Zeitschrift fur Kristallographie~, (5/6) 404-421 (1963).

12) Introduction to Ceramics, see e.g. W.D. Kingery. J. Whiley and Sons,

New York (I 960).

13) Temperature Dependencies of the Microhardness of Common Abrasive

Materials in the range of 20 to 1300oC, T.N. Loladze, Reference 5,

p. 251.

14) A.J. Pekelharing, Metaalbewerking 40 (5), 85-87 (1974). In Dutch.

15) Thermodynamics of Certain Refractory Compounds, A. Schick (editor),

volume 2, Academic Press (1966).

16) R. Keiffer, J. lnst. Metals, 97, 164 (1969).

17) N.P. Suh, in reference 3, volume 3.

18) Materials Selection Handbook, Report no. RTD-TDR-63-4102, Wright

Patterson Air Force Base, Ohio (1964).

19) The Boron Carbide Question, H.F.G. Veltz, Paper presented at GWI-AGA

Conference, Buffalo New York (1969).

20) R.M. Spriggs, J.B. Mitchell and T. Vasilos, J. Am. Ceram. Soc. ~,

323 (I 964).

- 63 -

21) Fundamental and Practical Evaluation of the Ceramic Finishing Process,

P.J. Gielisse, T.J. Kim, L.F. Goyette and R.V. Nagackar, Report no.

N00019-72-C-0202, Naval Air Systems Command Washington D.C., December

(1974).

22) D. Gonseth and E. Freudiger, Metaalbewerking 40 (5) (1974).

also "Hartmeta11- Micrograin", Ste1lram Societe Anonyme, Switzerland

(1972) •

23) J.K. Mackenzie, Proc. Phys. Soc. (London) ~, 2 (1950).

24) J.E. Burke, Trans. AIME 180, 73 (1949).

25) Proposal for Cooperative Research on Testing and Classification of

Cemented Carbide Tool Materials, R.J.J. Kals and P.C. Veenstra,

Report WT 0333, Eindhoven.

26) H.J.J. Kals and P.J. Gielisse, Annals C.I.R.P. 24, 65 (1975).

27) B. Feinberg (editor), Manufacturing Engineering and Managment,

January 1974, pp. 27-33.

28) E.D. Whitney, Y. Murata and R.P. Julien, ASTME Paper no. SP 66-31 (J965).

29) H. Schedler, Schweizer Machinenmarkt 2.3., 39 (1974).

30) R. Kieffer and P. Ettmayer, Plansee Seminar Proceedings, volume 2, I-II

(1974).

31) W.F. B1adergroen, Werktuigbouw 30 (6) 193-198 (1975).

KERAMIEK EN HARDMETAAL

VOOR

SNIJGEREEDSCHAPPEN

P.J. GIELISSE 1)

H.J.J. KALS

. JULI 1975

VAKGROEP PRODUKTIETECHNOLOGIE

TECHNISCHE HOGESCHOOL EINDHOVEN

RAPPORT WT0358

I)UNIVERSITY OF RHODE ISLAND, KINGSTON, R.I., V.S.

Dit rapport is gegroeid uit een voordracht welke inoktober 1974 gehouden

is in het Centrum voor Fabrikage Technieken, N.V. Philips' Gloeilampenfa­

brieken te Eindhoven en een tweetal lezingen, gegeven in het kader van het

college Verspaningstechnologie aan de Technische Hogeschool, door een van

ons (P.J. Gielisse). De auteurs zijn in het bijzonder dank verschuldigd

aan Dr. A. Broese van Groenou, Natuutkundig Laboratorium N.V. Philips'

gloeilampenfabrieken te Eindhoven, voor het beschikbaar stellen van be­

paalde faciliteiten en ondersteuning in velerlei vorm gedurende het tot

stand komen van dit rapport. Eveneens is dank verschuldigd aan de heer

A. van Sorgen voor zijn zeer gewaardeerde hulp bij de realisatie van dit

rapport.

INHOUD

I. HET VERSPANINGSPROCES

II. AAN DE BEITEL TE STELLEN TECHNISCHE EISEN

III. DE ONTWIKKELING VAN BEITELMATERIALEN

IV. RECENTE ONTWIKKELINGEN

A) Beitelmaterialen voor het bewerken van hooggelegeerde staalsoorten.

1. Polykristallijn boriumnitride op hardmetaal.

2. Keramische materialen.

B) Beitelmaterialen voor het bewerken van abrasieve materialen.

1. Polykristallijn diamant op hardmetaal.

2. Polykristallijn diamant.

C) Beitelmaterialen voor het bewerken van konventionele materialen.

1. Gecoate beitelplaatjes.

2. Oppervlak-behandelde beitelplaatjes.

3. Keramische materialen.

I. RET VERSPANINGSPROCES

De eisen die aan een beitelmateriaal moeten worden gesteld hangen af van

de aard van het te bewerken materiaal, de instelling van het verspanings­

proces en de dynamische eigenschappen van het gereedschapwerktuig. De ver­

schijnselen slijtage en breuk, die de levensduur van het snijgereedschap

bepalen, worden beheerst door fysische, chemische en mechanische processen

welke veroorzaakt worden door de mechanische en thermische belasting tij­

dens de bewerking. Het is van belang dat men, voorafgaande aan een nadere

bestudering van de verschillende gereedschapsaspekten, bekend is met de

krachten, energieen en temperaturen die bij het verspanen een rol spelen.

Aansluitend volgt een overzicht van de belangrijkste aspekten van het ver­

spaningsproces.

Tijdens het verspanen wordt middels afschuiving (primaire deformatiezone,

Fig. 1) materiaal van het werkstuk verwijderd. De grootte van de hierbij

optredende spanningen en rekken wordt bepaald door de keuze van de geome­

trische parameters (voornamelijk de spaanhoek Yo)' de instelgrootheden

(snijsnelheid v, aanzet s(h» en de mechanische eigenschappen van het te

bewerken materiaal. Een zogenaamde sekundaire deformatiezone bevindt zich

op het spaanvlak waar in de meeste gevallen de karakteristieke kolkslijtage

(stippellijn, figuur 1) optreedt. Het een en ander is schematisch voorge­

steld in figuur ] welke tevens ter vergelijking de analoge voorstelling bij

het slijpproces weergeeft. Merk hierbij op de karakteristieke verschillen

tussen de hoeken Yo' de afmetingen h en de relatieve grootten van de plas­

tische zonen.

De specifieke energie,

waarbij Et = totaal benodigde energie per tijdseenheid

Vt = verwijderde volume per tijdseenheid voorstelt,

ligt bij typische verspaningssnelheden tussen de 1-6 m/s (60-360 m/min) op:

0.7 J/mm 3 aluminium, voor

2 J/mm 3 staal en voor

3.5 J/mm 3 hooggelegeerde staalsoorten. voor

- 1 -

Fig. 1.

v

Ih werkstuk

a

slijpkorrel

werkstuk , plastische \ zone

, elastisch~ I zone , ,

''''-' b

Karakteristieke voorstellingen van het bewerkings­

proces bij draaien (schaven)(a) en bij slijpen (b).

- 2 -

(Bij het slijpen liggen deze waarden respectievelijk bij 6 J/mm3 en

200 J/mm3

voar het ruw- en fijnsIijpen). Van de tatale en;rgie, Ee

wardt bij hoge snijsnelhedenmeer dan 90% afgevoerd in de spaan, terwiji

de rest verdeeid wardt over de beitel en het werkstuk. De meeste energie

wardt in thermische energie omgezet en weI 2/3 in de primaire deformatie­

zone en ongeveer 1/3 langs het spaanvlak (gebied van de sekundaire defor-

matie) •

De onvervormde spaandikte kan varieren tussen 0.025 en 1.25 mm met meest

voorkomende waarden in de buurt van 0.25 mm. De temperaturen rond het

spaanvlak, oftewel de gemiddelde verspaningstemperaturen Iiggen normaal

tussen de 500 en 9000 C. Temperaturen tot 13000 C zijn bij bepaalde kon­

dities waargenomen. De temperaturen op het vrijlaopvlak liggen normaal

enkele honderden graden lager. De specifieke temperatuur en de tempera­

tuurverdeling hangen natuurlijk in hoge mate af van de g~kozen verspa­

ningskandities, materiaaleigenschappen en beiteleigenschappen.

Een typisch verspaningsproces bij 14Kw met zacht staal (R =30) geeft dan c

al gauw een belasting van _10.000 N loodrecht op het spaanvlak en _5000 N

parallel daaraan. Op het kleine beiteloppervlak heerst een maximum nor~

maalspanning va~ 103 N/mm2 afwel 1~4 bar.

----..a I

werkstuk I

v' i~

vrijloopslij toge vlak

h oonzet

kontaktlengte K Bo

gereedschop

Fig. 2. Schematische weergave van de belangrijkste slijtage­

patronen.

- 3 -

Figuur 2 laat de verspaningsgeometrie nog een zien in dwarsdoorsnede en

brengt de meer kritische gebieden naar voren zoals het gebied van de kolk­

slijtage op het spaanoppervlak (met de diepte d) en het vrijloopvlak (met

de lengte VB)' De lengte van de kolk bedraagt minder dan de totale kontakt­

lengte waarbij het eerste, vlakke, gedeelte de zogenaamde "sticking-length'

vertegenwoordigt. Op het spaanoppervlak nabij de snijkant wordt onder be­

paalde omstandigheden een hoeveelheid materiaal opgestapeld; deze zogenaam­

de opgebouwde snijkant (BUE) wordt periodiek a£gebroken hetgeen tot uit­

brokkeling van de snijkant kan leiden. Figuur 3 toont de typische slijtage­

patronen.

slijtagegraeven in

hut p vrijlaopvlak

neusradius

hulpsnijkant

, , ,

kalkbreedte

,----...:::...slijtagegraeven ter plaatse

van het werkstukoppervlak

I

• haafdsnijkant

vrijloapvlak slijtoge

Fig. 3, Typisch slijtagepatroon van een draaibeitel.

Duidelijk te onderkennen zijn;

Kolkslijtage op het spaanvlak

Slijtage van het vrijloopvlak

Groefvorming zijdelings van het vrijloopvlak

Afronden en slijten van de beitelneus

Slijtage op het hulpvrijloopvlak.

Scheurtjes (microscopisch en macroscopisch), veelal evenwijdig met of lood­

recht op de snijkant,:zijn een veel voorkomend verschijnsel zowel op het

spaanvlak als op het vrijloopvlak. Het behoeft geen verdere nadruk dat niet

alle typen slijtage tegelijkertijd behoeven voor te komen. Het verspanen

van bepaalde hooggelegeerde staalsoorten (Inconel, Rene, Waspalloy) met hoge

- 4 -

diemische afHnii:eit tot en lasbaarheid aan het beitelmateriaal zal bij­

voorbeeld een zeer hoge kolkslijtage tot gevolg hebben. Anderzijds is de

kolkslijtage bij het verspanen van gietijzer met keramische beitels veel

minder belangrijk, en is de hierbij overwegend abrasieve vrijloopvlakslij­

tage van veel grotere invloed op de standtijd. Hieruit mag evenwel niet

gekonkludeerd worden dat kolkslijtage niet of vrijwel niet voorkomt bij

keramische beitels! Dit is weI degelijk het geval, zoals bij het verspanen

van snelstaal met keramiek.

Alhoewel deze samenvatting hoofdzakelijk gericht is op de ontwikkeling op

het gebied van verspanen met hardmetaal en keramiek, is het van belang te

weten dat ook snelstaal en stelliet nog veelvuldig als materiaal voor snij­

gereedschappen worden gebruikt. Het totale verbruik' v,an gereedschapmateri ....

alen bedroeg in 1965 in de V.S. procentgewijs verdeeld over de verschillen­

de materiaalsoorten:

Snelstaal

Hardmetaal (en stelliet)

Gereedschapsstaal

Keramiek (en diamant)

65 %

32.3%

1.8%

0.9%

Van de ongeveer 10.000 ton hardmetaal geproduceerd in 1968-1969 was de ver­

deling naar toepassing ongeveer als voIgt:

Gereedschappen 25 %

Spijkers voor winterbanden 20 % 6 (2xlO stuks)

Werkstukken voor grondstof-winning 50 %

Matrijzen en slijtage bestendige toepassingen 5 %

Een algemene indruk van de toepassingsgebieden van de verschillende typen

beitelmaterialen is gegeven in figuur 4. We merken hierbij op dat de snij­

snelheid voor een bepaald beitelmateriaal opgevoerd kan worden naarmate de

warmtebestendigheid- d~nk bijvoorbeeld aan de warmhardheid - hoger is.

Do?rgaans liggen de waarden van de snijsnelheid bij keramiek twee maal

zo hoog als die voor hardmetaal. In sectie IV-C-3 zal blijken dat het ke­

ramische materiaal niettegenstaande zijn goede eigenschappen toch niet al­

tijd het juiste of aangewezen beitelmateriaal zal zijn. Er moet echter op

gewezen worden dat de hedendaagse ontwikkelingen in de sector van de kera­

mische beitelmaterialen in het algemeen er op duiden dat deze in de toe­

komst een steeds bredere toepassing zullen vinden. We denken hier niet

aIleen aan een verbetering van het algemeen toegepaste aluminium oxide

- 5 -

100

75

50

25

· • · • • • • • • • • •

\ . \

• • • • • • • • • • • •

\ \

\

\ " Stelliet .

• ' . • • • • Snelstool • •

..........

......... .......... Keromiek

...... .....

Gelegeerd staal, Rc= 21 oonzet: 1.5 mm

• • . °O~------~~----~2~------~3--------~4~-------5~

Snijsnelheid (m/sl

Fig. 4. Toepassingsgebieden van de diverse beitelmaterialen

voor het bewerken van een gelegeerde staalsoort.

maar ook aan 'legeringen' daarvan, alsmede aan nitriden, boriden en niet­

metallische twee- of meer-phase verbindingen. De figuren 5 en 6 illustreren

nog eens de verschillen tussen hardmetaal en keramiek en brengen eveneens

naar voren de noodzakelijkheid am de snijsnelheid te reduceren bij hogere

hardheid van het te verspanen materiaal. Bij verhoging van de hardheid

loopt de mogelijkheid voor variatie in de snijsnelheid bij hardmetaal

sneller terug dan bij keramiek.

De belangrijkheid van verwerkingsprocessen, waaronder het verspanen, in

onze samenleving en in het economische bestel, moge blijken uit onderstaan­

de tabel welke de uitgaven (in U.S. dollars) op verschillende verwante ge­

bieden illustreert van het jaar 1965, het laatste jaar waarover dit saort

cijfers ter beschikking standen ten tijde van het schrijven van deze re­

gels.

Arbeids- en vaste bedrijfsuitgaven

Werktuiggereedschappen (beitels etc.)

Werktuighulpstukken

Koeling en smeervloeistoffen

- 6 -

$ 40.000.000.000

$ 1.040.766.000

$

$

971.000.000

35.000.000

c 'e "0 ;=' -"0 C 0

en

c: "e "0 '-'

"0 c:; .2 VI

40

30

-- ------20 -----------10 --- ---

Hordmetool

4340 stool. Rc= 50

0.125 m m frev

1.25 mm oonzet zonder koeling

-------- ----

o~~--~~----~----------~--------~--~------~--~

50

40

30

20

10

2 3 4

Snijsnelheid Im/s)

Fig. 5. Toepassingsgebieden van hardmetaa1 en keramiek

voor 81:8.8.14340 met R = 50

Fig. 6.

/" /"

/" ~

...,-/"

...,-~

~

/" /"

/' /"

c

~~

Hordmeiool

2

Snijsnelheid Im/s)

~~/'

-- -----~ ~

-----~ -----

/"

/" ~

3

4340 51001.1\:=56

0.125 mm /rev

1.25 mm oonze1

zonder koeling

4

Toepassingsgebieden van hardmetaal en keramiek

voor staal 4340 met R = 56 c

- 7 -

5

We bedenken hierbij dat deze uitgaven aIleen betrekking hebben op de V.S.

(vermenigvuldig met 2 tot 2.5 voor werelduitgaven) voor het jaar 1965. Een

verhoging van de uitgaven grof geschat op 2 tot 3 maal de toenmalige uit­

gaven, in niet geringe mate toe te schrijven aan inflatie, zal een niet al

te slechte raming van de huidige situatie opleveren.

I. AAN DE BEITEL TE STELLEN TECHNISCHE EISEN

Het is op het ogenblik (nog) niet mogelijk om aan te geven wat nu precies

de juiste vereisten, uitgedrukt in de klassieke definities voor materiaal­

eigenschappen, zijn van een beitelmateriaal dat we onder bepaalde oms tan­

digheden zouden willen toepassen. Dit is vooral een gevolg van het feit

dat het nog niet gelukt is de kwantitatieve bijdrage van verschillende ma­

teriaaiparameters in een mogelijke 'kwaliteitsfunktie' vast te leggen. Met

andere woorden, wij zijn nag niet in staat am de materiaaleigenschappen

die van belang zijn ondubbelzinnig vast te stellen en vervolgens om hun

juiste onderlinge afhankelijkheid te bepalen. In niet geringe mate wordt

de oplossing van het geschetste probleem bemoeilijkt door het gebruik van

waarden van materiaaleigenschappen bij kamertemperatuur en onder atmosfe­

rische druk en niet bij kondities zoals die bij het verspaningsproces gel­

den. In veel gevallen zijn de waarden onder deze kondities eenvoudigweg

niet bekend; het optreden van een kontinue spaanvorm ofwel dat onderbroken

verspaand wordt; de variatie in de aard van de belastingvan het gereed­

schap teweeggebracht door de grote verschillen in eigenschappen van de te

bewerken produkten; het al dan niet toepassen van koelings- en smeermiddelen

van diverse, meestal onbekende samenstelling en eveneens onbekende invloe­

den; het toepassen van gereedschapswerktuigen met sterke verschillen in

vooral hun dynamische karakteristiek (stijfheid, trillingsfrequenties etc.);

het niet onderkennen van het feit dat falen van een beitel hetzij primair

een gevolg van breuk kan zijn dan weI voornamelijk door slijtage-

processen wordt bepaald of mogelijk een kombinatie van beiden; dat speciaal

bij slijtage (abrasieve of 'chemische t) de verschillende kombinaties beitell

werkstuk, zeer veel mogelijkheden voor wat betreft aard en snelheid van de

slijtage toelaat. Het ligt voor de hand dat met betrekking tot de zogenaam­

de primaire breuk, er in de toekomst een betere kans bestaat om een 'kwali­

teitsfunktie' te ontdekken dan het geval zal zijn bij de slijtage-ingeleide

(sekundaire) breuk. Beide onderwerpen zijn zeer actieve gebieden in de ver­

spaningsresearch.

- 8 -

Met het oog op de materiaalkeuze wordt hieronder, voornamelijk op basis

van kwalitatieve beschouwingen, een samenvatting gegeven van de belang­

rijkste eigenschappen waaraan een beitelmateriaal moet voldoen. Ret een

en ander is samengevat in de volgende 'tien geboden voor beitelmaterialen' .

I . Hoge warmhardheid

Een hoge warmhardheid is noodzakelijk om onder de heersende proceskondities

weerstand te kunnen bieden aan plastische deformatie ten gevolge van de

normaal-(Fyn) en tangentiaalbelasting (Fy) op het spaanvlak van de beitel,

zie figuur 1. Een hoge warmhardheid is een van de belangrijkste eigenschap­

pen van een goed beitelmateriaal. De invloed van de temperatuur op de hard­

heid wordt voor een aantal materialen gedemonstreerd in figuur 7.

3

- 2 ("I

0 .... )(

N

E E ---.. en .:s: --'t)

III .s::. 't) ... 0 :r:

0 0

Fig. 7.

\ \ Tie \

\ \ . \

eo \ ". 0.,

w 0 •• . . .

2 4

~ .. , "0.

, • e •• , -... " ° 0 we-CO 5% '- ..... .

0. ". o.

-----6 8 10 12 14

• 2 ' Temperotuuf ( C)( 10 )

Invloed van de temperatuur op de hardheid van ele­

ment, karbide en komposiet.

- 9 -

Alhoewel het TiC zich iets gunstiger gedraagt dan het WC, zijn beiden on­

derhevig aan een zeer snelle daling van de hardheid met toenemende tempe­

ratuur. Ret komposiet we-co dat per definitie een ander gedrag moet verto­

nen geeft in zijn gebruikelijke samenstellingen een wat gunstiger beeld en

maakt het verspanen met deze materialen mogelijk. Toch blijft de temperatuur

een belangrijke rol spelen bij de haalbare weerstand tegen plastische

deformatie. Ret bijv~egen van TaC en NbC (tot ongeveer 10%) bij WC-Co

en VC aan Tic-Ni-Mo, doet de warmhardheid aanmerkelijk stijgen. De bijge­

voegde karbiden zijn oplosbaar in de hoofdkarbiden. Overigens is de hard­

heid en de warmhardheid van komposieten en polykristallijne materialen

sterk afhankelijk van porositeit, korrelgrootte, de struktuur van het ma­

teriaal, en de eigenschappen van de samenstellende korrels.

Wat de laatstgenoemde eigenschap betreft moge het volgende als voorbeeld

dienen. De hardheid van TiN en dus oak die van de individuele korrel hangt

sterk af van de kompositie (stoichiometrie) zoals onderstaande waarden van

de hardheid (met 50 grams belasting) laten zien.

Verbinding

TiNa.59 TiNO•63 TiNa.85 TiNO. 92 TiNO. 97

Hardheid (N /nllIlh

12.103

14. 103

3 16.3xlO 3 17.8xlO

19.103

Ook in TiC wordt de hardheid beduidend beInvloed door het koolstofgehalte.

TiCO. 80 wordt 'zacht' bij een temperatuur die 200 tot 3000 C lager ligt

dan de overeenkomstige temperatuur voor TiCO

.96

' Wat betreft de invloed

van de porositeit is het al meerdere malen voor verschillende soorten ma­

teriaal bewezen dat men de volgende relatie mag gebruiken

waarin

R a

k

1

H H o

konstante (intercept ordinaat bij 1=0)

konstante

gemiddelde korrelgrootte

- 10 -

Deze vergelijking blijkt dezelfde vorm te hebben als de bekende Hall-Petch

relatie voor de sterkte van een materiaal,

_1 (J :::: (J + kl 2

1

Alhoewel niet proefondervindelijk vastgesteld, mag men verwachten dat de

invloed van de porositeit op de hardheid van een materiaal niet al te on­

nauwkeurig wordt uitgedrukt als men stelt

waarin

H o

P

=

H -AP

H e o

hardheid bij P=o

konstante :::: 7

volume percent porieen.

Dit gedrag wordt verondersteld op grond van een oorspronkelijk voor trek­

sterkte afgeleide empirische relatie van dezelfde vorm en het bovenvermel­

de overeenkomstig gedrag tusse.n (J en H. Ais voorbeeld dient de ervaring

dat de buigsterkte van het polykristallijne A1 203

met ongeveer 50% daalt

voor iedere 10% verhoging in de porositeit! De hardheid van de afzonder­

lijke kristallen kan sterk afhankelijk zijn van de kristallografische rich­

ting (anisotroop gedrag). Dit gedrag komt zeer sterk tot uitdrukking in het

hardste materiaal dat we kennen, nml. diamant , waar de Knoophardheid voor

de verschillende vlakken de volgende waarden aanneemt;

(100) 54.103 n/mm2, (110) 77.103 N/mm2 en op het hardste vlak (Ill) 95.103

N/mm2

. Voor TiC hebben we (110) 27.5xI03 N/mm2 en (010) 22.103 N/mm2 •

Voor sterk anisotrope kristallen kan men dus aIleen maar gemiddelde waarden

aangeven, tenzij het vlak of de richting nauwkeurig is bepaald. Verder

hangt de hardheid nag sterk af van de bereidingsmethode. Verschillen in

hardheid tussen A1 203 als zuiver eenkristal (saftier) en het in slijpste­

nen gebruikte 'electrocorundum', beiden kunstmatig bereide aluminiumoxyden,

kunnen meer dan 30% bedragen.

De hardheid wordt in eerste instantie bepaald door de bindingssterkte tus­

sen de atomen (moleculen, ionen) van het materiaal. Figuur 8 laat het ver­

band zien tussen de door de schrijver dezes bepaalde 'fysische' hardheid

(met energie als eenheid) en de technische hardheid bepaaldmet behulp van

- 11 -

40

30

0 0 .J:: u \II

"ii 20 " 1J

0 0

! "0 QJ

.J::

" ... to 0

:x:

Fig. 8.

Diamant

BN!. 4700 Hk

2800 Hk

Carbide (SiC). 2500 Hi<

Ret verband tussen Wooddell-hardheid en I fysische'

hardheid voor een aantal beitelmaterialen.

de Wooddell methode; dit is een arbitraire methode welke de weerstand tegen

abrasieve slijtage meet. ook de resuitaten van andere meetmethoden

zoals de Knoopmethode gebruiken met hoegenaamd hetzelfde beeld. De Knoop­

waarden zijn in figuur 8 aangegeven. Figuur 8 is niet aIleen van belang

vanwege het aangegeven verband tussen fysische en technische hardheid doch

deze figuur laat tevens de enorme verschillen in hardheid tussen de diverse

materialen zien. Voorts merken we hierbij op dat 98% van aIle materialen

een hardheid hebben diekleinerisdan die van corundum (AI 203). Behalve dia­

mant zijn er aIleen maar technisch of synthetisch bereide materialen (dat

wil zeggen geen natuurlijke) die een hardheid hebben groter dan van corun­

dum. Bovendien zijn er in het gebied tussen het kubische barium nitride

(met een struktuur analoog aan die van diamant) en het diamant, een gebied

dat de helft van het gehele hardheidsgebied bestrijkt, geen andere stoffen

- 12 -

bekend. De hardheidswaarden van WC en Tic liggen gemiddeld rond respektie­

velijk 22.103 en 25.103 N/mm2; het komposiet WC-Co is beduidend minder 3 2 hard, te weten - 17.10 N/u®.

De afname 1n hardheid met toename van de temperatuur is aangegeven in de

figuren 9 en 10. De eerstgenoemde figuur heeft voornamelijk betrekking op

polykristallijne materialen welke worden toegepast voor snijgereedschappen

bij het verspanen. Figuur 10 heeft betrekking op eenkristallen van materi­

alen welke worden toegepast, doch niet uitsluitend, bij slijpprocessen. Ais

we in figuur 9 een gemiddelde verspaningstemperatuur van zegge 8000 C

aanhouden dan blijkt dat de hardheden van verschillende materialen een ver­

houding vertonen overeenkomstig die van de gemiddelde snijsnelheden aange-o geven in figuur 4. Het keramiek dat bij 800 C een tweemaal zo hoge warm-

hardheid bezit als hardmetaal blijkt bij tweemaal zo hoge snijsnelheden te

kunnen worden toegepast. Een volledig sluitende kwantitieve overeenkomst

mag natuurlijk niet wordenverondersteld. Figuur 10 laat zien dat wat de

warmhardheid betreft, het diamant niet wordt overtroffen. Er bestaan nog

enorme verschillen tussen het diamant en het daaropvolgende kubische borium­

nitride. Dit laatste materiaal vertoont overigens een geheel ander verloop

van de hardheid met de temperatuur. Figuur 10 toont de gegevens voor een­

kristallen van diamant, BN, SiC en A12

03

op hun hardste vlakken (gemeten in

vacuum). Er is dus ook voor deze slijpmaterialen een behoorlijke afname van

de hardheid bij verhoging van de temperatuur. De diverse karakteristieken

snijden elkaar evenwel niet en het voordeel van het ene materiaal boven het

andere blijft dus bestaan tot temperaturen van meer dan 13000 C.

De experimentele gegevens voor A1 2P3 en BN kunnen worden uitgedrukt in de

formule,

waarin

H

H o

t

k

=

=

H = H e-kt/lOOO o

hardheid in N/mm2

hardheid bij kamertemperatuur • 0 C temperatuur 1n

empirische coefficient.

- 13 -

3

M 0 2 Witte keramiek ..-)(

(AllO 3) N

E

~ tn .x -"0 III

1 ..c:. "0 ... 0 :z::

o~--~----~----~--~~--~----~--o

Fig. 9.

2 4 6 8 10 12

T t (oCw102) ,empera uur ,..

Hardheid als funktie van de temperatuur voor

een·aantal karakteristieke beitelmaterialen.

- 14 -

10

9

6

7

<")

0 .... 6 Jt N

e ...§..

5 Cubisch Boriumnitride 0)

.:4:

"0 'iii I. ..r::. "0 l-e

..r::. e 3 I-U

~

'1

o~--~----~--~----~--~----~----~ o

Fig. 10.

'2 6 8 10 12 11.

Tempera tuur ["C lC 102)

Hardheid als funktie van de temperatuur voor een

aantal beitelmaterialen.

b - 14 -

De waarde van k varieert tussen 1.4 en 1.6. Ret 'gewone' elektrocorundum

heeft meestal een k-waarde van 1.4. Als het versterkt wordt met Cr, Zr of

Ti dan wordt k=I.6, hetgeen eveneens de betreffende waarde voor het kubi­

scbe BN aangeeft.

Wat bij snijgereedscbappen in bet bijzonder moet worden voorkomen is zowel

bet optreden van plastiscbe deformatie als bet optreden van spontane breuk­

verscbijnselen. Ret optreden van laatstgenoemde verscbijnselen hangt voor

wat de materiaaleigenschappen betreft nauw samen met de waarde van de

breuksterkte c.q. breukrek van het beitelmateriaal. Ook niet direkt kata­

strofale breukverschijnselen zoals het afschilferen zijn bijzonder nadelig

voor de levensduur van het gereedschap; zij vergroten aanmerkelijk de kans

op voortijdige uitval en versnellen het normale slijtageproces aanzienlijk.

Plastische deformatie manifesteert zich in de vorm van verlies van vormsta­

biliteit van de snijkant met daaraan gekoppeld een versnelde slijtage en

een vergroting van de kans op breuk. Als materiaaleigenschap vormt de hard­

heid bij bedrijfstemperatuur de belangrijkste grootheid i.v.m. het al dan

niet optreden van afschuiving van de snijkant.

In het algemeen hanteert men de betrekking

waarin R

C

Y

= =

R = CY

hardheid

konditionele faktor (veelal 2.8-3)

de 0.2-rekgrens resp. de breuksterkte (voor rekken

kleiner dan 0.2).

Men heeft op empirische gronden een plastische veiligheidsfaktor NT ont­

wikkeld, aan de band waarvan bet al dan niet optreden van afschuiving van

de snijkant bij benadering voorspeld kan worden. Deze faktor kan worden

berekend met behulp van de betrekking

H u

- 15 -

of

met H u

H (T ) c c

=

=

H N !:!!

T u

de hardheid van het betreffende beitelmateriaal bij

verspaningstemperatuur

de hardheid (max. schuifspanning) van het te bewerken

materiaal dat zich in de deformatiezone bevindt.

de hardheid (max. schuifspanning) van het werkstukmate­

riaal in de contactzone.

behoeft geen afschuiving van de snijkant te worden verwacht.

daarentegen, bestaat er een grote kans op afschuiving van de

snijkant. Zo blijkt dat bij het slijpen van hoog temperatuurbestendige

nikkellegeringen met corundum, waarbij temperaturen in de orde van grootte o

van 1100 C kunnen optreden, NT < 1 wordt. De praktijk heeft bewezen dat

deze legeringen zeer moeilijk met corundum te bewerken zijn. De waarde van

NT is kenmerkend voor het procesgedrag bij diverse kombinaties van gereed­

schap-werkstukmateriaal en de ongelijkheid NT > I blijkt aldus een belang­

rijk bewerkingskriterium te zijn. Voor het bewerken van bovengenoemde le­

geringen worden alternatieven gezocht in de toepassing van het kubisch BN

(NT!:!! 7.5 bij 1100oC) en het SiC (NT!:!! 3.5 bij 1100oC). Een uitgebreide

toepassing van het kriterium NT > 1 wordt in belangrijke mate geremd door

het gebrek aan betrouwbare waarden van de benodigde eigenschappen onder

procescondities. Dit geldt in het bijzonder voer de eigenschappen betref­

fende de gereedschapmaterialen.

2. Lage chemische affiniteit

Een lage chemische affiniteit bevordert het tegengaan van de volgende twee

processen:

1) het onderling reageren van beitel en werkstukmateriaal en

2) het diffunderen, in- af uit-, van bepaalde staffen.

Beide met als gevolg een mutatie van strukturen en/of eigenschappen van het

beitelmateriaal. In het algemeen zou men dus door een juiste materiaalkeuze

de chemische- en diffusieslijtage tegen kunnen gaan.

- 16 -

Stellen we ons een mogelijke reaktie tussen materiaal en beitel voor mid­

dels de vereenvoudigde notatie

M + B + MB

dan zal de reaktie naar rechts veri open wanneer de vrije enthalpie als ge­

volg van de reaktie kleiner wordt. De uiteindelijke vrije (reaktie) enthal­

pie zal dan zijn,

waarin

verschil enthalpie

de vrije enthalpie; X B, M, MB.

Naarmate de vrije enthalpie ~G(T,P) meer negatief is zal de neiging tot

het verlopen van de reaktie in de aangegeven richting groter zijn. Hebben

we nu een betrekkelijk grote negatieve vrije enthalpie voor het beitelma­

teriaal (dit kan ook voor het werkstuk of voor beide het geval zijn) dan

zal de neiging tot formatie van MB klein zijn. We bedenken hierbij weI dat

zelfs wanneer deze informatie bekend is dit ons nog niets zegt over de mo­

gelijkheid van nog andere chemische reakties, zoals bijvoorbeeld

en de hoeveelheid reaktieprodukt die gevormd wordt. Veelal moet het een en

ander proefondervindelijk worden vastgesteld en bepaalde eigenschappen zo­

als chemische potentialen en aktiviteiten experimenteel worden gemeten.

Men begrijpt dat dit soort gedetailleerde informatie voor verspaningssyste­

men nauwelijk voorhanden is. Met informatie betreffende de waarde van de

vrije energie van de verschillende beitelmaterialen kunnen we echter een

goede aanduiding van de reaktiemogelijkheden verkrijgen. Figuur 11 geeft

hiervan een overzicht. We merken hierbij op dat het wolframkarbide niet

direkt een gunstige plaats inneemt. Vandaar de in het algemeen optredende

grote kolkslijtage bij we-co hardmetalen. Het TiC gedraagt zich veel gun­

stiger en behoudt deze eigenschap zonder veel verandering ook bij de ho­

gere temperaturen. Om deze reden wordt TiC in zeer dunne laagjes aange­

bracht op het hardmetaal (de zogenaamde gecoate hardmetalen waarover later

- 17 -

0

-25

--0 ...: -50

~ 0 u ~

QI -75 0'1 ... QI C QI

QI -100 ........ ... >

-125

Fig. 11.

FelC WC

vc

NbC ToC ZrC TiC HfC HfN A120)

Ti02 Zr02

TiO Hf02

o 5 10 15 20

• 2 Tempera tuur ( ex 10 )

Vrije energie van een aantal verbindingen welke

toegepast worden in beitelmaterialen.

meer) om de kolkslijtage tegen te gaan. Het ~s al bewezen dat het TiN,

met een nog lagere vrije energie, nog beter weerstand biedt aan deze vorm

van slijtage. Het feit dat de oxiden van Zr en Hf in de huidige research

op het gebied van gereedschapmaterialen een grote rol spelen zal aan de

hand van de informatie verstrekt in figuur II geen verder kommentaar

behoeven.

De verzwakking van beitelmaterialen met door diffusie beheerste processen

1S nog moeilijker kwantitatief te behandelen. Allereerst kan men te maken

hebben met verschillende processen zoals oppervlakte-, korrelgrens- en

bulkdiffusie. De diffusiesnelheid neemt af in de aangegeven volgorde. Ver­

der diffunderen atomen of ionen die niet een afzonderlijke plaats in het

- 18 -

kristalrooster innemen, doch zich interstitieel verplaatsen, ongeveer een

grootte-orde sneller dan dezg. substitutionele atomen (ionen). De inbouw

van substitutionele atomen is min of meer bepaald door de Hume-Rothary re­

gel, die zegt dat atomen of ionen met gelijke lading en met radii die niet

meer dan 15% afwijken van die van de atomen in het moederrooster, gemakke­

lijk daarin opgenomen kunnen worden. Deze regel geeft een inzicht in de

mogeUjkheid van substitutionele diffusie. De afmetingen van kationen van

Hf, Zr, AI, Cr en Ti zijn ongeveer gelijk aan, of vallen binnen de 15% 1

miet van de afmeting van het koolstof atoom in WC. Diffusieprocessen wor­

den vervolgens beInvloedt door de waarden van de diffusiekonstante D , die o zelf afhankelijk is van de atoomafstand en de sprongfrekwentie van de ato-

men in het rooster, en de aktiveringsenergie voor diffusie, Q ; het een en o

ander volgens

waarin

D = de diffusiekoefficient

T = de temperatuur,

R == de gaskonstante

Voor metaten geldt: QD ~ 20 RTm' Tm

zou men dus kunnen stellen dat

2 (rom Is),

smelttemperatuur. Voor deze stoffen

Hieruit mag men, als men diffusie tegen wil gaan, de konklusie trekken dat

men liefst beitelmaterialen met een zeer hoog smeltpunt moet kiezen, of

dat men zou moeten verspanen bij een zo laag mogelijke temperatuur. De

hoogste smelttemperaturen bezitten de karbiden, direkt gevolgd door de

boriden, de nitriden, de enkelvoudige oxyden en vervolgens de siliciden,

de meervoudige oxyden en de sulfiden. Hieronder voIgt een overzicht van

de smelttemperaturen van grondstoffen welke om verschillende redenen be­

langrijk zijn voor de fabricage van gereedschappen. De betreffende tempe­

raturen behoren tot de hoogste smelttemperaturen welke bekend zijn.

- 19 -

SmelttemEeratuur

3875 - 3700

3700 - 3300

3500 - 3050

3050 - 2750

2750 - 2500

2500 - 2300

2300 - 1950

(oK) verbindingen

HfC, TaC

NbC, ZrC

HfB2, ZrB2, TaB2. TiC, HfN, Th02

TiB2' VC, TaN, ZrN, TiN, Hf02' Zr02 , WC

A1 4C3

, M02C, BeO, CaD

LaB6, B4C, SiC, AIN, VN, Cr203 A1 203•

° Niet-binaire verbindingen met smelttemperaturen hoger dan 2750 C zijn niet

bekend. Verbindingen van meer dan twee elementen hebben in het algemeen

smelttemperaturen welke beneden de 2200° C liggen. Enkele van deze verbin­

dingen, voornamelijk die welke ontstaan uit de oxyden van Ca, Ba, Sr, Ce,

Hf, Zr, Th en Cr bezitten een smelttemperatuur in het bereik 2750-23000

C.

Deze materialen zijn van belang bij de ontwikkeling van toekomstige kera­

mische gereedschapsmaterialen en voor speciale toepassingen van hardmetalen.

Om chemische reakties en diffusieprocessen welke in de meeste gevallen on­

gewenst zijn tegen te gaan, moet de werktemperatuur zo laag mogelijk ge­

houden worden. De waarde van de vrije vormingsenergie is afhankelijk van

de temperatuur en de situatie wordt ongunstiger bij temperatuurtoename

(figuur 11). De waarde van de diffusiekoefficient neemt eveneens in sterke

mate toe met de temperatuur. Dikwijls wordt over het hoofd gezien dat phy­

sische en chemische mutaties ook weI positieve gevolgen kunnen hebben. In

bepaalde gevallen wordt het verloop van het verspanings- of slijpproces

bevorderd, zo niet mogelijk gemaakt, door diffusie of chemische reakties.

Inbouw van Cr in Al 203 verstevigt het rooster en vermindert de kolkslijta­

ge bij keramische beitels van dit materiaal. In-diffusie van Mg voorkomt

versnelde korrelgroei in A13

03 b hoge verspaningstemperaturen. Vanadium

in TiC voorkomt een snelle afname van de warmhardheid bij dit materiaal.

Diffusie van Zr, Hf, Ti, Al en andere elementen in hardmetaal WC-Co heeft

een zeer gunstige invloed op de kolkslijtage. Daar staan weer andere ne­

gatieve processen tegenover. Diamant reageert met staal en vormt Fe3C

waardoor het slijpen of verspanen van staal met het meest 'ideale' mate­

riaal onmogelijk wordt. Al 203

evenals het kubische BN reageert met Titanium;

slijpen is onmogelijk nlet deze kombinatie. Het we lost op in Fe rond 1000 -

11000 C met als gevolg hevige kolkslij bij deze temperaturen. Bepaalde

Ca en 8i houdende staalsoorten vormen een vloeibare glaslaag van lage vis­

cositeit op keramische beitels bestaande uit A1 203

; het gevolg is een ver-

- 20 -

snelde kolkslijtage.

Als laatste mage nog genoemd worden dat niet aIleen chemische processen

tussen beitel en spaan,maar mogelijk ook die tussen het gereedschap en de

omgeving een probleem vormen.

15

10

1:) "-<II <II

1:)

x 5 0

<II 0>

~ 0

0

Fig. 12.

0 5,5

I Silicium Carbide , 6,0

T£'mpero iuur (OC x 10')

6,5

Vergelijking van oxidatiesnelheden van borium­

karbide en siliciumkarbide.

Als voorbeeld mage dienen de gegevens in figuur 12. Ondanks een zeer hoge

hardheid, een redelijke weerstand tegen thermische spanningen en andere

go~de eigenschappen,is het betreffende materiaal hoegenaamd onbruikbaar

voor bijvoorbee~d slijpen. De reaktie

verloopt zeer snel, in het bijzonder bij hogere temperaturen, en is er de

oorzaak van dat ondanks vele pogingen daartoe het B4C niet als beitelmate­

riaal kan worden toegepast. Het SiC voldoet in bepaalde gevallen weI. Het

verschil in oxidatieweerstand tussen beide materialen is opvallend •

. - 21 -

3. Hoge abrasieve weerstand

In het algemeen verstaan we onder abrasieve weerstand de weerstand tegen

afvoer van materiaal tengevolge van zuiver mechanische processen welke op­

treden in het kontaktvlak van twee ten opzichte van elkaar bewegende licha­

men. De materiaalafvoer wordt veroorzaakt door plastische vervorming (spaan­

vorming) en/of brosse breuk (korrelvorming), welke wordt teweeggebracht

door interactie van oppervlakte oneffenheden of losse of gebonden deeltjes

tussen de lichamen. In het algemeen moet de hardheid van bet ene materiaal

ongeveer 25 % groter zijn dan die van het andere om effectieve penetratie

mogelijk te maken. In principe kan daarom tussen twee materialen van de­

zelfde hardheid geen zuiver abrasieve slijtage optreden. In komposieten is

bet van be lang zich te realiseren dat een van de fasen soms beduidend min­

der hard is dan de andere en daarom veel sneller kan slijten. De zachte

fase is dan bepalend voor de weerstand tegen abrasieve slijtage van het

materiaal als geheel. In werkelijkheid zullen bij wrijving tussen twee

licbamen beide lichamen materiaal verlieze.n. Alboewel een groat verschil

tussen slijtagesnelheden in beide richtingen zal optreden is de slijtage

van het hardste lichaam niet altijd onbelangrijk. Dit laatste punt wordt

dikwijls over het hoofd gezien.

De mate van abrasieve slijtage wordt dus bepaald door materiaaleigenschap­

pen - in het bijzonder de relatieve hardheid - en systeemparameters zoals

de kontaktdruk, de relatieve snelheid en de oppervlakteruwheid. Deze vorm

van slijtage levert een belangrijk aandeel bij de gereedschapsslijtage

welke optreedt bij verspanen met hardmetaal bij lage snijsnelheden en

speelt in het algemeen een zeer belangrijke rol wanneer met snelstaal

wordt verspaand. Abrasieve slijtage is doorslaggevend bij het verspanen

met keramische beitels en met hardmetaal c.q. diamant op niet-metalen. Dit

laatste komt vaak voor bij het verspanen, slijpen, snijden en boren van

gesteente, mineralen en synthetische anorganische materialen.

Het is niet eenvoudig om de mate van abrasieve slijtage kwantitatief vast

te leggen. De waarden van zowel materiaal- als systeemparameters kunnen

in de diverse gevallen enorm varieren. Een toereikende kwantitatieve waar­

dering is meestal aUeen mogelijk op empirische wijze en na een grondige

studie van het betreffende systeem. Literatuuraanwijzingen zijn meestal

niet voorhanden. In figuur 13 is getracht een overzicht te geven van de

relatieve weerstand tegen abras slijtage voor verschillende soorten

- 22 -

-Q) .... o Q) '-

" c: o -11\ ... QI QI ~

QI

60

50

40

30

~ 20 .;;; o .. ..0

« 10

6% (895i

, \

6%'­(44 A) \ ,

1883 )

I WC - Co)

(55A)

O~----L-----~--~----~----~----~-----o

Fig. 13.

3 4 5 6

Relatieve weerstand tegen abrasieve slijtage van

een aantal WC-Co-kwaliteiten.

met kobalt gebonden wolframkarbiden. De breukmodulus, cr 2/2E, is gekozen

als onafhankelijke variabele en de slijtageeenheid is gedefinieerd als

abrasieve weerstand l/volumeverlies

Ret volumeverlies van de verschillende hardmetalen werd gemeten in een

standaardslijtproef met aluminiumoxide in water als abrasief medium. In

overeenstemming met het voorgaande blijkt dat de weerstand van de onder­

zochte hardmetalen tegen abrasieve slijtage snel afneemt met toenemend

kobaltgehalte. Een belangrijke rol speelt ook de korrelgrootte. Dit blijkt

uit een vergelijking van de typen 895, 883, en 55 A van G.E. welke allen 6%

kobalt bevatten en waarbij de gemiddelde geschatte korreldiameter respek­

tievelijk 3, 5 en 7 ~m bedraagt. De weerstand tegen abrasieve slijtage

van hardmetalen met een hoog percentage Tic (en ook de Ni-Mo gebonden ti­

taankarbide hardmetalen) is meestal een orde kleiner dan de beste WC-Co

- 23 -

kwaliteit zoals de typen 999 en 895. Ret is bekend dat het zogenaamde 'mi­

crograin' hardmetaal (korrelgrootte < I ~m) een hogere slijtageweerstand be­

zit dat een standaardkwaliteit met hetzelfde kobaltgehalte. De abrasieve

slijtage van hardmetalen door bewerking met aluminiumoxide straalprocessen

('zandstralen') vertoont dezelfde tendens als die geschetst is voor hard­

metaal in figuur 13 voor a1uminiumoxide in water. Overigens blijkt de para­

meter a2/2E een goede maatstaf voor slijtageprocessen op a1uminiumoxide te

zijn. Roe hager de waarden van a2/2E hoe minder het materiaal za1 slijten.

4. Lage lasbaarheid

Men tracht zo veel mogelijk te voorkomen dat tijdens het verspanen werkstuk­

materiaal en beitelmateriaal aan elkaar lassen. Ret aanhechten geeft veel­

a1 aanleiding tot de zogenaamde adhesieslijtage. Een sterke hechting voor­

komt afschuiving of breuk ter plaatse van het hechtv1ak doch stimuleert

breuk in de onmiddelijke omgeving. Deze vorm van slijtage manifesteert zich

door het uitbreken van relatief grote deeltjes van het beitelmateriaa1. Ret

optreden van opgebouwde snijkanten (BUE) wordt eveneens bevorderd door een

hoge lasbaarheid en kan tot breuk van de gehele snijkant leiden. Trillingen

(chatter) dragen meestal bij tot hoge lassterkte. Verder is adhesieslijta­

ge bijzonder funest voor beitelmaterialen met een sterk heterogene struk­

tuur.

Men probeert het aan1assen te voorkomen door een gepaste keuze van het bei­

telmateriaal te maken en tevens door vloeistoffen toe te passen welke een

direkt kontakt tussen spaan- en beite1materiaal voorkomen (smeren) of de

reaktie tussen beide materialen onmogelijk maken. Ret effect van dergelij­

ke vloeistoffen is in bepaalde gevallen duidelijk waarneembaar maar de re­

denen welke worden aangevoerd am de verbeteringen te verklaren, zijn nog

steeds zeer omstreden. Ret is verder mogelijk om bepaalde werkstukmateria­

len beter bewerkbaar te maken door toevoeging van bepaalde elementen zoals

lood in het geval van staal. Toevoeging van weer andere elementen zoals

bijvoorbee1d silicium maakt het materiaal brosser en voorkomt het aanlassen.

Ret silicium veroorzaakt tevens het ontstaan van een beschermende silicaat­

laag op hardmetalen met een hoog titanium of tantaalgehalte.

De mate van lasbaarheid zal meestal proefondervindelijk moeten worden vast­

gelegd. Ret bepalen van de waarde van de wrijvingskoefficient is dikwijls

- 24 -

de enige manier om tot een vergelijking van het gedrag voor verschillende

kombinaties te komen. Er is zeer weinig baanbrekend werk verricht op dit

gebied. Ret is belangrijk onderscheid te maken tussen lasbaarheid en che­

mische affiniteit (II - 2.). Ret optreden van beide verschijnselen tracht

men bij het verspanen zoveel mogelijk te beperken. Een lage chemische af­

finiteit betekent evenwel nog niet een a priori lage lasbaarheid en omge­

keerd.

'. Hoge stijfheid- lage deformatiefaktor

Bij een materiaal met een hoge stijfheid blijven de vervormingen onder

proceskondities klein en zal het vormen van scheuren of andere inhomoge­

niteiten die tot breuk kunnen leiden tot een minimum worden beperkt.

De stijfheid wordt uitgedruk in de waarde van de elasticiteitsmodulus (E).

Een hoge waarde van E betekent een hoge stijfheid. De weerstand tegen de­

formatie van een materiaal kan echter beter worden uitgedrukt in de ver­

houding tussen de elasticiteitsmodulus en de spanning bij maximale gelijk­

matige vervorming (yield stress). We zullen deze verhouding de deformatie­

faktor noemen.

S

E

Y

= =

S = ElY

deformatiefaktor

elasticiteitsmodulus

maximum haalbare spanning bij gelijkmatige vervorming.

Afhankelijk van het type test zal Y de trek- of druksterkte vertegenwoor­

digen maar in ieder geval die spanning waarbij relaxatie van de schuifspan­

ningen optreedt (yield stress). In hardheidsmetingen (kompressie) vormt

bijvoorbeeld Y de limiet van de druksterkte. De waarde van de deformatie­

faktor bedraagt voor metalen 300 - 1000, vaar de meeste keramische mate­

rialen ongeveer 100 en voor glas en polymeren ongeveer 25. Berekeningen

voor een serie hardmetalen geven waarden tussen 110 - 160. De lage waar­

den voar glas zijn een gevolg van een lage E-waarde, terwijl kristallijn

keramiek een relatief lage waarde bezit vanwege een zeer hoge Y. Een hoge

waarde van de deformatiefaktor is ongewenst als men vervorming wil voor-

komen. De 'effectieve' stijfheid dan laag. Dit wordt in het algemeen

- 25 -

bedongen door een lage Y-waarde. Het een en ander kan nog wat verder worden

uitgewerkt aan de hand van de volgende beschouwingen. De hardheid van een

materiaal kan, zoals a1 eerder werd aangetoond (II - t, hoge warmhardheid)

worden uitgedrukt door

H = CY

waaruit voIgt dat de druksterkte (hardheidsproef door indrukken zoals bij­

voorbeeld de Vickers' test)

Y = H/3

Deze verhouding geldt voor metalen. Bij zekere keramische stoffen (KBr, NaCI,

MgO en TiC) blijkt dat de yield stress beduidend lager ligt. Hier blijkt

dat

Y = H/35

Dit is een gevolg van het feit dat deze materialen anisotroop zijn, en/of

verstevigen, dan weI onregelmatigheden vertonen (verontreinigingen, poro­

siteit) die niet de hardheid maar weI de druksterkte verlagen. Een andere

faktor is de meetnauwkeurigheid van de beide grootheden die bij deze harde

materialen nogal te wens en overlaat. Bovendien treden bij deze material en

vaak faseveranderingen als gevolg van drukbelasting op, welke dan niet ver­

diskonteerd worden. Een bekend voorbeeld is het smelten van ijs onder een

schaats, hetgeen overigens het schaatsen mogelijk maakt. Nauwkeuriger on­

derzoekingen van de laatste tijd laten evenwel zien dat ook keramische ma­

terialen de uitdrukking Y = H/3 volgen en dat de waarde van Y meestal ont­

leend kan worden aan de maximale drukspanning (druksterkte). We verkrijgen

dan

s = 3E H

of aangezien Y ~ 2T (T = maximale schuifspanning)

E S ~ 2T

Er bestaat een duidelijk verband tussen de deformatiefaktor en de p1asti-

citeitsfaktor (eerder aangetoond in punt met NT) via de elasticiteitsmo-

- 26 -

dulus en de hardheid. Ais dit verband in de toekomst nauwkeurig kan worden

vastgelegd zou het dus in principe niet meer nodig zijn om hoge stijfheid

(elasticiteitsmodulus) en hardheid als gescheiden onafhankelijke parameters

te behandelen.

Er kan in deze samenhang verder nog geduid worden op het belang van de

waarde van de elasticiteitsmodulus in verband met taaiheid en de warmte­

schokvastheid (punten 6,8). Mogelijk is het ook beter om de rek als meest

belangrijke parameter aan te nemen. Als we E gelijk mogen stellen aan de

verhouding alE bij 0.2% rek en aannemen dat Y de sterkte is bij 8% rek,

zoals bij hardheidsproeven gevonden wordt, dan zal

Van belang wordt dus de verhouding van de haalbare spanningen bij karakte­

ristieke rekken. Overigens moet nog gewezen worden op de temperatuur-afhanke­

lijkheid van de elasticiteitsmodulus. V~~r A12

03

daalt de waarde van E met

ongeveer 1/3 1n het temperatuurinterval 250 + 16000 C. De afhankelijkheid

van de modulus van de porositeit kan in het algemeen uitgedrukt worden met

waarin

E o

P

=

O. Roge taaiheid

E = E (1 - 1.9 P) o

waarde elasticiteitsmodulus bij P = 0

volume aandeel porositeit.

De deformatiefaktor geeft ons een goede indruk van de mogelijkheid van op­

treden van plastische deformaties, terwijl de taaiheid meer een maat is

van de totale plastische deformatie die mogelijk is voordat breuk plaats­

vindt. Ret zal weI duidelijk zijn dat de parameters hardheid, stijfheid

en taaiheid eigenlijk niet onafhankelijk zijn. Ret zijn eigenlijk verschil­

lende vormen waarin we proefondervindelijk de gedragskarakteristieken van

een materiaal pogen vast te leggen. Totdat we in staat zijn, om het mate­

riaalgedrag in een parameter vast te leggen, heeft het toch zin ze afzon­

derlijk te behandelen.

- 27 -

Taaiheid is in principe het vervormings- (deformatie)vermogen van een mate­

riaal totdat het verbreken van de samenhang (breuk) optreedt. Als zodanig

kan dit een puur elastisch dan weI de kombinatie van elastisch en plastisch

(homogeen en inhomogeen) gedrag insluiten. Een maat voor de taaiheid is de

breukrek. Een materiaal wordt geacht bros te zijn als de rekkromme tot aan

breuk een lineair gedrag vertoont. De breukrek bij brosse materialen is

soms zelfs zo klein dat de meetbare breukrek niet als betrouwbare maat voor

de taaiheid kan worden aangewend. Bij volledig brosse materialen zullen we

onder bepaalde belastingen een plotseling optredende breuk waarnemen, ter­

wijl bij taaie materialen welke een grote mate van plastische deformatie

toelaten, geheel geen plotselinge breuk zal optreden. Een andere definitie

van taaiheid wordt gevonden in de energie die het materiaal kan opnemen

voordat breuk optreedt. Ret is duidelijk dat materialen die een grote breuk­

rek hebben ook een grot ere energie per volume-eenheid kunnen opnemen. Een

moeilijkheid zit in het proefondervindelijk vaststellen van vergelijkbare

waarden van deze energie. Ook zij opgemerkt dat er verschillende 'soorten'

taaiheid zijn; trektaaiheid, buigtaaiheid en kerfslagtaaiheid am de meest

bekende te noemen. Rierna voIgt een korte uiteenzetting.

De deformatieenergie per volumeeenheid wordt gegeven door het oppervlak

onder de trekkromme. Men kan stellen dat

waarin

Ed V = a cr = n E =

= V cr dE o n

deformatieenergie

het oorspronkelijke volume

de nominale spanning

de breukrek

Integratie van deze formule geeft

E V a

b

=/ o

cr dE

Voor het elastische gebied volgt hieruit:

- 28 -

E V

o = t • 0 2/E e

waarbij we opmerken dat meer energie kan worden opgenomen naarmate het mate­

riaal een kleinere E-modulus en een hogere breuksterkte bezit. Ret feit dat

deze taaiheidsdefinitie voldoet voor hardmetalen en keramische beitelmateri­

alen hangt samen met het feit dat geen of slechts weinig plastische deforma­

tie v66r breuk optreedt. Taaiheidswaarden die plastische deformatieenergieen

insluiten (zogenaamde geintegreerde waarden) zijn hoegenaamd niet bekend.

Verder wordt de uit het 'weakest link' model afgeleide kritische waarde van

de spanningsintensiteitsfaktor, K,

en

K(C) = 0 =

E =

Y =

c =

K = ofiT'C

K = IE· 2y c

(kritische) spanningsintensiteitsfaktor

(trek, buig) sterkte

elasticiteitsmodulus

oppervlakteenergie

halve scheurlengte

ook weI als taaiheidsmaat genomen. De faktor K is dan de 'fracture toughness' c

of de scheurtaaiheid. Voor material en waarbij in niet te verwaarlozen mate

plastische deformatie optreedt drukt men K liever uit als c

K IE· G c c

waarbij Gc ~ 2(y + yp) de kritische breukenergie is en yp = plastische defor­

matieenergie. Toepassingen van deze grootheden bij hardmetalen is ook weer

beperkt vanwege het ontbreken van gegevens hieromtrent. Metingen van buig­

taaiheid waarin

I = 'traagheidsmoment

- 29 -

en experimenteel bepaalde waarden van de kerfslagtaaiheid bieden nog verdere

mogelijkheden.

Om enige vergeIijking en schatting van de deformatieenergie mogelijk te maken

heeft men met bovengenoemde beperkingen dus eigenlijk aIleen de waarden van E . en I nodig. Het gedrag van E is al eerder besproken. De breeksterkte hangt

bij brosse materialen voornamelijk af van de korrelgrootte, de porositeit en

de hoeveelheid als weI de eigenschappen van de (sinter-) bijmengsels. Empi­

risch heeft men kunnen vaststellen dat voor wat betreft de bovengenoemde groot­

heden de volgende uitdrukkingen gebruikt mogen worden.

k) en a: konstanten cr = k G-a {

1 G korrelgrootte

-bP k2 en b: konstanten cr = k 2e {

P volumeaandeel .n por1en

v volumeaandeel bijmengsels dat G k3

r { de korrelgroei tegengaat = ~

v gemiddelde straal der korrels van r het bijmengsel

De waarde van a is voor vele materialen vrij nauwkeurig vastgesteld op onge­

veer 1/3 en dat van k) op rond 60.

In het algemeen geldt dus:

Zoals eerder is gebleken wil men materialen samenstellen met een zo klein

mogelijke korrelgrootte en porositeitsvolume (men ziet hierbij af van het

effect der bijmengsels). P.J. Gielisse heeft de taaiheid (deformatieener­

gie) voor polykristallijn aluminiumoxyde kunnen uitdrukken als

E = 100.5 G-0 . 664

waaruit men kan vaststellen dat aluminiumoxyde met een korrelgrootte van

2 ~m ongeveer zesmaal zoveel energie kan opnemen als een aluminiumoxyde met

een korrelgrootte van 40 ~m. De reden voor het succes van het zogenaamde

- 30 -

'micrograin carbide' (G ~ 1 ~m) blijkt uit het bovenvermelde.

Fig. 14.

A = korrelgrootte

A1>"-2 >"-3

Toaiheid

Invloed van samenstelling en korrelgrootte

op hardheid en taaiheid.

Voor wat hardmetalen betreft geeft figuur 14 globaal het verb and tussen taai­

heid en hardheid weer. Aangezien modulus en sterkte in grote mate afhankelijk

zijn van de temperatuur zal de mogelijkheid om ook deformatieenergie op te

nemen in sterke mate door de temperatuur bepaald worden. Als voorbeeld moge

dienen dat de waarde van de breukenergie van A12

03

bij 16000 C maar ongeveer

een vier de is van die bij 250 C.

7. Vermoeiingssterkte

Ook als de spanningen in de beitel tijdens het verspanen beneden de breukgrens

liggen zal men rekening moeten houden met de mogelijkheid van breuk als gevolg

van de periodiek optredende belastingveranderingen.(vermoeiingsbreuk). Een

lage vermoeiingssterkte kan de levensduur zeer nadelig beinvloeden. Er wordt

in het algemeen weinig aandacht besteed aan het vermoeiingsgedrag van gereed-

- 31 -

s chapp en , hetgeen mede te wijten is aan het feit dat slechts weinig kwanti­

tatieve gegevens van de vermoeiingssterkte van bijvoorbee1d hardmetalen be­

kend zijn. Bovendien 1igt bij het verspanen de aard van de be1asting niet

vast. De dynamische komponent van de snijkracht bevat meerdere frekwenties

en de samenstelling is afhankelijk van het te bewerken materiaal, het ge­

reedschap, het gereedschapwerktuig, de snijsnelheid en de aanzet. De voor­

komende frekwenties liggen tussen 0 en 20.000 Rz. Ret is normaal gesproken

ondoen1ijk en zeker ekonomisch niet haa1baar aandacht te besteden aan ver­

moeiingsinvloeden tijdens kontinue verspanen. Een uitzondering vormt misschien

het verspanen van materialen zoals titaan waarbij onder hoge snijkrachten

brokkelspanen optreden. Riervoor en voor processen met onderbroken snede kan

men de volgende aspekten beschouwen:

Een hoge verhouding tussen de hardheden van het beitelmateriaal en het

te bewerken materiaal vermindert de kans op vermoeiingsbreuk.

De vermoeiingssterkte onder een hoge belastingfrekwentie is in het a1-

gemeen groter dan bij lage frekwenties.

De vermoeiingssterkte bij een vaste belastingkarakteristiek kan een an­

dere waarde hebben dan die bij een veranderend spanningsbeeld. Verschil­

len in levensduur kunnen aIleen voor specifieke kondities proefondervin­

deIijk worden vastgesteld.

De opperviaktegesteldheid spee1t een zeer belangrijke rol. De vermoei­

ingssterkte onder aanwezigheid van ruwe oppervlakken is kleiner dan die

waarbij minder ruwe of 'gladder oppervlakken een rol spelen. Ret zou

aanbeveling verdienen om beiteloppervlakken te polijsten ware het niet dat

dit ekonomisch meestal niet haalbaar is. De kans op ve~oeiingsverschijn­

selen en/of scheurinitiatie aan het oppervlak wordt beinvloedt door re­

siduele spanningen welke bij het slijpen van het oppervlak worden gelntro­

duceerd.

Korrosie (voor en gedurende het gebruik van de beitel) kan de vermoeiings­

sterkte ongunstig belnvloeden. Ret schoonhouden van beitels, speciaal

veer gebruik is belangrijk. Ze1fs vingertranspiratie (zuur) kan nadelige

gevo1gen hebben.

a. Weerstand tegen thermoschok

Grote temperatuurverschillen tussen het spaan- c.q. vrijloopopperv1ak en de

bulk van een beitel zoals deze bijvoorbeeld voorkomen aan het begin en einde

- 32 -

van een snede, denk aan frezen, kunnen spanningen teweeg brengen die de sterk­

te van het materiaal te boven gaan. Deze invloed kan leiden tot afschilferen

en lokale scheurvorming welke uiteindelijk katastrofale breuk tot gevolg heeft.

De thermische spanningen kunnen worden berekend aan de hand van de volgende

formule:

waarin

E = AT = V

a

A

= A aE - V

elasticiteitsmodulus

temperatuurverschil

~ois.son konstante

AT

lineaire uitzettingskoefficient

funktie van het Biot getal.

De waarde van A ligt tussen 0 en 1, afhankelijk van de grootte van het

proefstuk, de waarde van de warmte-overdrachtskoefficient en de warmte­

geleidingskoefficient. In het geval van oneindig snelle afkoeling be­

reikt A de maximum waarde 1. Er bestaan twee definities van de weerstand

tegen thermoschok:

Gb

(I - v)

Ea

Gb

(1 - v)k

Ea

waarin Gb de breuksterkte is.

De grootheid Rt

kan (dan) gebruikt worden voor zeer snelle verschijnselen

(het warmtegeleidingsvermogen speelt dan geen rol meer) terwijl R2 van toe­

passing is onder omstandigheden waarin eerr warmtestroom het temperatuurver­

schil bepaalt. Indien we aanhemen dat de waarde van de Poisson konstante

voor de diverse soorten hardmetaal ongeveer gelijk is (~ 0,25) dan kan de

relatieve weerstand tegen thermospanningen als voIgt worden uitgedrukt ;

Dit is de formulering van de weerstand tegen thermoschok zoals deze in het

- 33 -

algemeen wordt toegepast. Een hoge weerstand kan het gevolg zijn van een

grote waarde van het mechanische gedeelte, (0:) en/of van het thermische

d 1 (k) d' d kk' h . d ECt d' d th ge ee te, a van e u~t ru ~ng. De groot e1 1: vertegenwoor ~gt e er-

mische spanningsgevoeligheid. R2 kan ook worden uitgedrukt als

met Eb als de breukrek.

k a

Deze wijze van formuleren houdt in dat R) en R2 in feite aIleen maar betrek­

king hebben op een aan de breuk voorafgaand zuiver elastisch gedrag en deze

definities zijn slechts zinvol in het geval van zich overwegend bros gedragende

materialen

Materialen welke een grote weerstand tegen thermoschok hebben zijn dus die

welke, vanwege hun samenstelling en struktuur, een hoge breukrek hebben, de

warmte Zeer goed geleiden en een lage uitzettingskoefficient hebben. De uit­

zettingskoefficient blijkt de meest invloedrijke parameter te zijn. Het SiC

is eigenlijk het enige materiaal onder de monokarbiden (B4C, ZrC, VC, HfC,

NbC, WC, W2C) dat een goede weerstand tegen thermoschok bezit. Dit is te

danken aan het feit dat de warmtegeleidingskoefficient van dit materiaal on­

geveer driemaal zo hoog is als die van de andere karbiden, gevoegd bij het

feit dat de uitzettingskoefficient klein is. Bij hardmetalen varieert de uit­

zettingskoefficient weinig. De soorten met een hoog TiC-TaC gehalte bezit-

ten de grootste waarden; deze kunnen tot 50 % boven die van WC-Co liggen. Het

warmtegeleidingsvermogen 1S daarentegen kleiner naarmate het gehalte aan TiC­

TaC groter is. Speciaal van belang bij de WC-Co komposieten is de betere

warmtegeleiding. De waarde hiervan neemt toe naarmate het WC-gehalte toeneemt.

In aanmerking nemend dat een hoog TiC gehalte gunstig is voor wat betreft de

breuktaaiheid (ob/E), kunnen we opmerken dat de invloed op de thermische span­

ningsversterking (a/k) ongunstig is. Voor een aantal kwaliteiten, gerangschikt

naar ISO-klassifikatie; wordt in de figuren 15 en 16 het gedrag van de genoem­

de grootheden geillustreerd.

De gevoeligheid voor thermoschok is bij~onder belangrijk bij keramische bei­

tels. Voor het polykristallijne A1 203

is deze gevoeligheid ongeveer tienmaal

zo hoog als voor de gemiddelde kwaliteit hardmetaal en honderd maal zo groot

als die van sneldraaistaal (dit alles bij kamertemperatuur). Een typisch ge­

drag van het witte keramiek is dat de sterkte van het materiaal abrupt ver-

- 34 -

I')

'0 -3 )( ... -w

" .,0' I

,f/ .75

/-'n- ~/ ~, " .... / Rt - / , / , /

" / , , , , 'II

.. _____ .. ~-~'t- _____ ~ -K20 M20

.50

.25

Fig. 15. Breukrek (efT)' thermische span-·

ningsgevoeligheid (St) e~ weerstand tegen

thermoschok (R) van een aantal (ISO) K-t

en M-kwaliteiten.

4

...,~

3 x l-

E -.... 'It

2 t 1ft

~ J(

..............

~I" ...!." ..

(I)

+ P01 P10 P2Q P30 P40

laagd wordt na warmteschok

boven een bepaalde tempe­

ratuur (rond 200 - 2500 C

voor A1 203

gekoeld in water).

Het zwarte keramiek daaren­

tegen laat een geleidelijke

verlaging van de sterkte na

warmteschok zien. Bovendien

ligt de temperatuur, waarbij

deze geleidelijke afname van

de,sterkte na warmteschok op­

treedt bij het zwarte keramiek

enkele honderden graden hoger

dan bij het witte keramiek.

Evenals de sterkte en de elas­

ticiteitsmodulus wordt de

warmtegeleidingskoefficient

sterk beinvloed door porosi­

teit. De tendens van dit ge­

drag wordt weergegeven in de

volgende relaties:

E = E (J-P) o

k = k (J -P) o

waarbij E ,k de waarden bij o 0

P = 0 zijn'en P = het volume-

aandeel der porieen.

Fig. 16. Breukrek (efT)' thermische spanningsgevoeligheid (St) en

weerstand tegen thermoschok (Rt

) van een aantal (ISO) P-kwaliteiten.

9. Weerstand tegen kruip

Bij toepassingen waarbij gedurende lange tijd en onder zware belasting met

dezelfde beitel verspaand wordt kan ook bij hardmetaal het optreden van kruip

- 35 -

een niet te verwaarlozen fenomeen zijn. In de meeste gevallen zal het even­

weI niet de meest belangrijke evaluatieparameter zijn. Er is zeer weinig

specifieke informatie omtrent het kruipgedrag van hardmetalen en de invloeds­

faktoren aanwezig. Ret zal dan ook hier weer moeten blijven bij wat algemene

richtlijnen. Als vuistregel mogen we aannemen dat koude kruip optreedt bij

waarden van T/T (T = smelttemperatuur) groter dan 0.25. Hoge termperatuur-s s

kruip treedt op vanaf T/T . = 0.4 - 0.5. Ret is zeer goed mogelijk dat bij de s

bekende verspaningstemperaturen be ide soorten kruip, gescheiden in de ver-

schillende fasen, in het komposiet hardmetaal optreden. De meest belangrijke

vervormingsmechanismen welke kontinue deformatie onder invloed van een min

of meer statische belasting (kruip) bewerkstelligen zijn: lokale slip, korrel­

grensglijden en materiaaltransport van gebieden onder drukspanning naar ge­

bieden waar trekspanningen optreden. Kruip kan dus worden tegengegaan door

onder anderen a) de formatie van een zeer fijn verdeelde karbidefase in

het bindmiddel te bewerkstelligen,

b) de keuze van een grofkorrelig hardmetaal (minder korrel­

grenzen) en

c) het gebruik van hardmetaal met een zo hoog mogelijke

smelt- of dekompositietemperatuur.

De gebruiker van het beitelmateriaal zal meestal genoegen moeten nemen met

het aangeboden produkt en zal bovendien weinigkwantitatieve informatie kun­

nen verkrijgen omtrent de weerstand tegen kruip.

10. Goedkoop en goed slijpbaar

Goedkoop betekent niet zondermeer voordelig in aankoop. Ret punt van de mini­

male kosten wordt in de produkten pas bereikt indien de laagst mogelijke kos­

ten met de daarmee verband houdende hoogst mogelijke produktiviteit bereikt

wordt. Dit houdt in dat het juiste gebruik van een beitel op zijn minst zo

belangrijk is als de prijs ervan. Ret zal duideIijk zijn dat de kwaliteit van

het gereedschap hierbij een belangrijke rol speelt. Omtrent de keuze van een

gereedschap trachten we in dit overzicht iets meer te zeggen.

Ook de slijpbaarheid van het beitelmateriaal kan van groot belang zijn met

betrekking tot de uiteindelijke produktiekosten. Dit aspekt komt echter ook

naar voren als men afgesleten hardmetaal gereedschappen wil slijpen (bijv.

bij frezen). Ook bij het onderzoek naar nieuwe beitelmaterialen vormt de

slijpbaarheid een belangrijk kriterium.

- 36 -

Ret zal inmiddels duidelijk zijn dat aIle goede of gewenste eigensehappen

niet verenigbaar zullen zijn in een materiaal. Er bestaat dus geen ideaal

beitelmateriaal. Er zal steeds een kompromis gesloten mo.eten worden waar­

bij de eigensehappen van een beitelmateriaal worden afgewogentegen die van

het werkstukmateriaal en waarbij de systeemparameters en externe invloeden

in de besehouwing worden betrokken. De meeste materialen welke de zo belang­

rijke hoge warmhardheid bezitten blijken zeer gevoelig te zijn voor thermo­

sehok. Materialen welke inderdaad een hoge abrasieve weerstand kombineren

met een lage ehemisehe affiniteit en lasbaarheid (zoals BN en Diamant) zijn

kostbaar. Andere samenstellingen zijn zeer hard, hebben een hoge elastiei­

teitsmodulus en vermoeiingssterkte (zoals bijvoorbeel B4C en SiC) maar blij­

ken een te lage ehemische stabiliteit (B4C) of een te geringe taaiheid (SiC)

te bezitten. Een bet ere keuze in dit geval zou dan bijvoorbeeld het eerder

genoemde Si3N4 of een van de Sialons* zijn. Weer andere materialen blijken

aan bijna aIle voorwaarden te voldoen behalve de zo belangrijke lage chemische

affiniteit. Zo reageren AlZ03

en BN tijdens het verspanen op een desastreuze

wijze met titanium, diamant met staal en blijkt WC boven bepaalde temperaturen

oplosbaar te zijn in ijzer.

Ret zal blijken dat de huidige ontwikkel ingen , zoals beschreven in het nu vol­

gende gedeelte, gebaseerd zijn op:

Een goede paring van beitel- en werkstukmateriaal

Ret verbeteren van beitelmaterialen of de ontwikkeling van nieuwe

materialen.

Ret gebruik van verschillende materialen voor verschillend belaste

delen van de beitel.

III DE ONTWIKKELING VAN BEITELMATERIALEN

Ret zeer brosse wolframkarbide (WC) kan niet zonder meer als beiteimateriaal

worden toegepast. Al in 1927 heeft Schroeter de brosse korrels met een Co­

binding tot een komposiet weten sam~n te stellen (WC-Co). De goede eigenschap­

pen van het komposiet zijn de hoge (warm)hardheid en een t.o.v. het WC zelf,

behoorlijke taaiheid. Bovendien bleek dat beide.samenstellende materialen

*) verbindingen tussen silicium, aluminium, zuurstof en stikstof.

- 37 -

zich inderdaad laten sinteren tot een komposiet van hoge dichtheid. In het

komposiet staan als gevolg van het sinterproces de WC korrels onder druk­

spanning terwijl in het verbindende Co een trekspanning heerst. De toepassing

van deze zogenaamde 'straight-carbides' ligt - zij het veel minder uitge­

sproken dan bij keramische materialen - in het gebied dat bepaald wordt door

kleine tot gemiddelde waarden van de aanzet en betrekkelijk hoge verspanings­

snelheden. Het WC-Co komposiet is bij uitstek geschikt voor toepassingen waar­

bij een hoge weerstand tegen abrasieve slijtage vereist is. Vandaar dat grote

hoeveelheden van dit materiaal worden gebruikt in boorkoppen toegepast bij

de delfstof-winning.

Gedurende de tweede wereldoorlog zocht men wegens een tekort aan zowel wolfram

als kobalt naar alternatieven voor het WC-Co. Deze ontwikkelingen leidden tot

de toepassing van Tic met speciale binders. Een van de eerste resultaten was

het TiC-(M02C-Ni)komposiet. Alhoewel dit materiaal vanwege zijn grotere bros­

heid (aanwezigheid van Mo 2C in de zachte fase) geen belangrijke opgang vond

was het duidelijk dat de toepassing van TiC bepaalde voordelen met zich mee­

bracht. Speciaal bij het verspanen van staalsoorten boden deze beitels belang­

rijk meer weerstand tegen kolkslijtage. Pas veel later, in de vijftiger en

zestiger jaren, kwam het TiC werkelijk tot zijn recht door de ontwikkeling

van het nu nog steeds toegepast Mo-Ni als bindmiddel. De zogenaamde titanium

kwaliteiten zijn gebaseerd op het brosse komposiet TiC(Mo-Ni). In vergelij­

king tot het WC-Co wordt dit type gekarakteriseerd door een redelijke sterkte,

een hoge uitzettingskoefficient en een lage warmtegeleiding, hetgeen resul­

teert in een grote thermische spanningsgevoeligheid. Ret TiC lost gedeeltelijk

op in het bindmiddel Mo-Ni; met het WC (in kobaltmatrix) is dat veel minder

het geval. In feite zijn de hier genoemde TiC kwaliteiten ook 'straights',

zij het gebaseerd op TiC. Wellicht om historische redenen is de uitdrukking

'straight! gereserveerd voor de (WC-Co)komposieten. Ret gebruik van de uit­

drukking 'straights' vindt zijn oorzaak in de ontwikkeling van de zogenaamde

intermediaire soorten waarin door toevoeging van verschillende (sub-) karbi­

den aan het basismateriaal WC-Co getracht wordt bepaalde eigenschappen aan

het beitelmateriaal te verlenen. Het is belangrijk op te merken dat de inter­

mediaire soorten kobalt gebonden komposieten zijn. De tot nu toe beschikbare

hardmetalen zijn onder te verdelen in drie groepen:

WC-Co, de kobaltgebonden wolframkarbiden, ook wel wolframkarbiden of

'straight carbides' genoemd.

{W, X)C-Co, of de intermediaire ~ardmeta~lsoorten waarin X = Ti, Nb, V,

Ta, of een mengsel daarvan.

- 38 -

Tic (Mo-Ni), of de werkelijke titanium kwaliteiten.

Deze eenvoudige indeling kan dienen als een eerste aanwijzing bij het kiezen

van kwaliteiten. Er dient op gewezen te worden dat grote verschillen in ei­

genschappen kunnen optreden voor materialen binnen eenzelfde groep

het een en ander afhankelijk van dichtheid, korrelgrootte, hoeveelheid bi~­

dermateriaal, zuiverheid van de uitgangsmateria1en, proceskondities etc.

(Zie ook Fig. 17 ).

Vooral met betrekking tot de intermediaire soorten kan worden gezegd dat ie­

der element of iedere verbinding een specifieke bijdrage Levert tot de eigen­

schappen van het komposiet. Ter orientering voIgt hieronder een beknopt over­

zicht van de invloed van de diverse karbiden op het gedrag van het hardmetaa1.

WC verhoogt de weerstand tegen abrasieve slijtage; bij het verspanen voora1

van belang met betrekking tot slijtage welke veroorzaakt wordt door

oxideins1uitingen in het werkstuk en geoxideerde spanen.

VC remt de korre1groei tijdens het sinteren en voorkomt een a1 te sne1le

daling van de hardheid van Tic met toenemende temperatuur. Het VC moet

opgelost zijn in het TiC om deze laatste rol te kunnen spelen.

(Ta, Nb)C aanwezig in de vorm van zeer fijne karbiden in het bindmiddel ver­

hoogt het de E-modu1us (stijfheid); toevoeging van deze karbiden

verhoogt eveneens de sterkte van WC-Co bij hoge temperaturen.

TaC werkt het ontstaan van oppervlaktescheuren als gevolg van thermische

belasting tegen; het verhoogt de breukrek en in het bijzonder de weer­

stand tegen thermoschok (NbC is hier veel minder effektief).

TiC biedt grote weerstand tegen diffusie en adhesie met a1s gevoig bij het

verspanen een relatief geringe kolkslijtage. Toevoeging aan het WC-Co­

komposiet verhoogt de druksterkte maar verlaagt de abrasieve weerstand.

Het verlaagt in belangrijke mate het warmtegeleidingsvermogen en ver~

hoogt daarmee de g~voeligheid voor thermische belasting.

In het algemeen kan men zeggen dat hardmetalen voor verspaningsdoeleinden nog

steeds voornamelijk gebaseerd zijn op het WC-Co komposiet vanwegen zijn unieke

kombinatie van hardheid en sterkte. Vooruitgang werd en wordt nog steeds be­

reikt middels veranderingen in samenstelling en struktuur, doch ook de fabri­

kagetechnieken en de produktiebeheersing zijn in dit verband van belang. Het

toevoegen van legeringselementen met het doel verbetering van eigenschappen

zoals diffusie en korrosieweerstand en weerstand tegen thermoschok, hebben

steeds een afname van de sterkte en de hardheid tot gevolg, wel1icht veroor-

- 39 -

zaakt door de kleinere E-waarden van TiC-TaC karbiden ten opzichte van we. De invloed van de samenstelling en de korreldiameter op de mechanische ei­

genschappen kan in zekere zin, ongeacht de aard van de betreffende karbiden,

worden beschreven in afhankelijkheid van de parameter d/A, waarin d de gemid­

delde korrel diameter en A een representatieve waarde voor de gemiddelde dik­

te van de kobaltlaag tussen de korrels vertengenwoordigt, zie tabel I en de

bijbehorende figuur 17. Ret blijkt eveneens dat deze-invloed via de elastici-

50

day ,,(0

Aay 30

t 20

15 0

A

• 10

* 0

Fig. 17.

'\

"- ,,-1111

'. '\

\. '.

'\

"-St raight grade '\

\. laag gelegeerd \.

\. Hoog " "-

'. MoNi binder

, , 3

2 3 ..( 5xl0- 3

---- Eft = CTfT E

De breukrek (££T) als funktie van de verhouding'

gemiddelde korreldiam./gemiddelde dikte kobaltlaag.

teitsmodulus in rekening kan worden gebracht. Ret gebruik van gemeten waarden

brengt dan tevens de invloed van porositeit kwantitatief tot uitdrukking.

Voor een groot aantal 'straights' is aangetoond dat de breukrek kan worden

berekend aan de hand van de formule:

efT = { 8,75 - J. 75 in [ (4 -5 1 _ 7.00 - E. 10

6.62

- 40 -

-I ]-1 ) - 1

...-:. "~ -OJ

"d ..... ' a - -~ N I . ......,.,

~ 0 O!) N til '!"l ~ ....... H ~

Z ~ .......

p z C"")

.... .... 0 .!"l

.!"l P V'I .... OJ 1-1

(1j 0 '-'" .... ~ .... '!"l

OJ '!"l - I-,...; ~ 1-1 4-(1j ~ UJ b

~ Z ~

OJ . "d ..... -a ~ - N I - ~ . N 0 O!)

~ ....... til H

.!"l Z ~ ~ .......

z C"")

.... I::l .... 0 .!"l .!"l g V'I .....

OJ 0 '-" ..... 1-1 ~ .... .!"l I

.!"l --- I-,...; 1-1 4-(1j ~ UJ b

~ Z ~

POl 1 A 4.50 0.70 K20 14 A 6.40 1.80

P10 2 A 4.90 1.50 15 B 6.48 2.00

3 D 4.27 loSS 16 C 6.61 1. 76

P20 4 A 5.30 1.60 17 D 6.48 1. 79

P30 5 A S.20 1. 70 18 0 6.48 1.66

P4a 6 A 5.50 2.10 K30 19 C 5.49 2.28

P50 7 A 5.05 2.20 20 D 6.07 2.07

KOI 8 A 6.65 1. 50 21 0 5.45 2.48

9 B 6.41 1.59 K40 22 B 5.44 2.69

10 0 6.62 1.38 H2O 23 A 6.10 1. 70

Kl0 11 A 5.80 1.40 24 B 6.48 1.86

12 A 6.50 1. 70 H40 2S A 6.20 2.20

13 D 6.52 1. 59 91/9 26 B 6.00 2.34

90/10 27 B 6.00 2.41

TABEL I

Specificaties van de in Fig. 17 vermelde hardmetalen.

- 41 -

IV RECENTE ONTWIKKELINGEN

De mechanische eigenschappen van hardmetaa1 hangen in sterke mate af van de

struktuur. Rierbij denken we aan de verde1ing van het bindmidde1 (Co); de

grootte van en de spreiding in de korre1grootte; het geha1te van verontrei­

nigingen en aan vrije koo1stof in het bindmateriaa1; en de dichtheid inver­

band met de aanwezigheid van ho1ten en porieen.

Een zeer be1angrijke ontwikke1ing op dit gebied vindt p1aats door het ver­

k1einen van de korre1grootte tot ver beneden I ~m. Er zijn a1 produkten ge­

rea1iseerd met korre1afmetingen tussen de 0.2 en I ~m. (Ret 'Baxtron' van

DuPont en een kwa1iteit van Ste11ram). Zulke materia1en welke in het a1gemeen

aangeduid worden met de naam 'micrograin carbides' b1ijken de vo1gende voor­

de1en te bieden. Een re1atief grote weerstand (200-300% hoger dan die van het

k1assieke WC-Co-komposiet) een grotere taaiheid (het koba1tgeha1te is meest­

a1 vrij hoog, 10 - 20%) en in het a1gemeen een betere verhouding tussen toe-

1aatbare snijsne1heden (slijtage) en de taaiheid (breuk).

A) Beite1materia1en voor het bewerken van hoog&e1egeerde staa1soorten

Bepaa1de materia1en welke technisch van zeer groot be1ang zijn zoa1s de samen­

ste11ingen bekend onder de namen Rene, Waspa110y en Incone1 kunnen hoegenaamd

niet efficient verspaand worden met de konventione1e hardmeta1en beite1s. De

moei1ijkheden bij het verspanen van deze materia1en welke overwegend met Ni en

Mo ge1egeerd zijn, zijn een gevo1g van:

de zeer hoge mate van adhesie tussen deze material en en het hardmetaa1

tijdens verspaningskondities, hetgeen resu1teert in grote wrijvingskrach­

ten.

de zeer hoge mechanische be1asting van de beite1punt a1s gevolg van voor­

noemde wrijving, tezamen met de voor deze materia1en karakteristiek zijn­

de hoge waarden van de afschuifspanning.

Ret is in het a1gemeen slechts moge1ijk om zeer 1angzaam en met vrij k1eine

aanzetten te verspanen hetgeen tot hoge kosten 1eidt.

A1hoewe1 het idea1e gereedschap voor deze materiaa1typen zeer zeker nog niet

ontwikke1d is heeft het materiaa1onderzoek op dit gebied toch zeer goede re­

su1taten mogen boeken. Ret een en ander wordt hieronder samengevat.

- 42 -

TABEL II

Verspaningskondities voor het bewerken van materialen met BN-beitelplaatjes (spaanhoeken van -5 ~ -100)

Materiaal Snijsnelheid Voeding Snedediepte Snijkantshoek Weglengte ;r;

Koelvloei-

(m/s) (em/omw) (em) (graden) (em) stof +

Waspalloy 1.5-2.5 0.015 0.375 45 7.5 geen

3 -4.5 0.015 0.250 45 7.5 geen

Waspalloy 3 0.015 0.225 45 1.875 geen AMS 5706

Waspalloy 4.4-4.5 0.015 0.250 45 1.0 water

PW 1007 3.5 0.020 0.063 45 1.0 olie

Waspalloy 5.5 0.008 0.088 45 13.3 water

AMS 5708 7.S 0.008 0.088 45 4.8 olie

Ineonel 600 2.5 0.015 0.150 15 4.4 olie

Hastelloy N 2.75 0.015 0.250 15 3.45 geen

PWA 1012 4 0.013 0.250 45 2.2 geen

Ineoloy 901 5 -6.5 0.015 0.250 45 2.5 geen

AMS 5660 7 -8.75 0.015 0.125 45 2.65 geen

K-Monel 4 0.020 0.063 45 120 water

Rene 77 2 0.015 0.038 - 8 water

2 -3 0.015 0.030 71 17.5 olie

+'olie' in water opgelost = olieemulsie * 1n aanzetriehting

1. Polykristallijn boriumnitride op hardmetaal

Tot de laatste ontwikkelingen behoren hardmetalen beitels met een op­

gesinterde bovenlaag bestaande uit boriumnitride (BN) kristallen,

figuur ]8. Deze laag (0.5 - 1 mm) bestaat evenwel niet uit zuiver bori-

05 mm Diamant 01 boriumnitride

~ .~ I , .. iol"d 1 ,t mm = Ho,dm.lool

DQ 90'

Fig. 18. Diamant- en boriumnitride-

'gecoate' beitelplaatjes.

nitride maar bevat een

metalen bindmiddel hetwelk

de verbinding vormt tussen

de kristallen onderling en

eveneens in de hechting met

het hardmetaal voorziet.

Vandaar dat de eigenschap­

pen van de opgebrachte

laag aanmerkelijk verschil­

len van de eigenschappen

van zuiver boriumnitride.

De hardheid van het opge­

sinterde komposiet ligt

tussen de 21000-27500 N/mm2

(gemeten volgens de Knoop

methode). De hardheid van zuiver boriumnitride ligt rond de 47000 N/mm2•

Proeven hebben aangetoond dat verschil in hardheid van de boriumnitride­

laag geen noemenswaardige invloed heeft op de verspaningsresultaten. Er

is weinig bekend over de fabrikageprocedure en de aard van het bindmiddel

behalve dat de fabrikage zeer hoge drukken en temperaturen vergt welke

enigszins vergelijkbaar zijn met die welke men gebruikt bij de synthese

van de boriumnitride kristallen (- 50 Kbar en 15000 C). Ret polykristal­

lijne (kubische) BN wordt met diamant geslepen. Ret verdient aanbeveling

om de aangebrachte laag daarna te polijsten met het doel de bij brosse

materialen gevreesde hoge koncentratie van oppervlaktescheurtjes te re­

duceren.

Tabel II geeft een indruk van de verspaningskondities welke mogelijk zijn

met boriumnitride plaatjes. De gegeven resultaten moeten met enige reser­

ve worden beschouwd; het produkt is nog niet algemeen ingeburgerd en de

ervaringen met dit gereedschap zijn dus nog beperkt. Zoals te verwachten

is hebben hog ere snijsnelheden een kleinere weglengte (zie tabel II) tot

gevolg. Koeling is zeer belangrijk alhoewel ook droog verspaand kan wor-

- 44 -

den. Verdere resultaten bij het verspanen van Inconel 718 en Rene 95

laten zien dat deze materialen nu bewerkt kunnen worden bij snel­

heden die gebruikelijk zijn voor het verspanen van normale staalsoor­

ten met hardmetaal. Voor hardmetaal,en BN-plaatjes liggen de mogelijke

snelheden ongeveer als voIgt:

Beitelmateriaal Snijsnelheid (m/s)

INCONEL 718 RENE 95

Rardmetaal 0.5 0.25

BN op hardmetaal 3-3.5 2-2.25

In het geval van BN bedroeg de voeding ongeveer 80% van die toegepast

bij het hardmetaal. Ret totale per tijdseenheid verspaand volume is

voor BN vijf keer zo groot. De levensduur van het BN-beitelplaatje is

korter maar de totale hoeveelheid per beitelkant verspaand materiaal

bedraagt het dubbele.

Ret succes van BN·is mede te danken aan de hoge temperatuurbestendig­

heid van het kubische boriumnitride. Ret hardmetaal zou het bij deze

temperatuur (1000 - 11500 C) slechts enkele seconden uithouden. De

ervaring is dat oak bij BN een niet te verwaarlozen ve~betering bereikt

kan worden indien een koel- of smeermiddel wordt toegepast. Een tweede

reden voor het goede gedrag van BN is de lage chemische affiniteit van

dit materiaal met betrekking tot gelegeerd staal o.a. resulterend in

een lagere 'wrijving'. De meest voorkomende vorm van slijtage is breuk

van de individuele BN-korrel. De tot op heden opgedane ervaring leert

dat het verspanen met onderbroken sneden met deze nieuwe beitels sterk

af te raden is.

2. Keramische materialen

Al een jaar of vijf voor de ontwikkeling van het BN als beitelmateriaal

heeft men roaterialen ontwikkeld welke geschikt zouden moeten zijn voor

het verspanen van hooggelegeerde staalsoorten. Een groot aantal samen­

stellingen zijn toen als beitelmateriaal gerealiseerd en als zodanig

toegepast. De beste resultaten werden geboekt met 'sinterlegeringen'

in het systeem ZrB2 - ZrN2' Ondanks dat heeft dit werk, verricht door

- 45 -

- "". --

Carborundum in deVer. Staten,·· niet tot coromerci~le exploitatie geleid.

Ret onderzoek naar geschikte keramische materialen voor bovengenoemde

toepassingen wordt in verschillende laboratoria voortgezet. Een van de

voornaamste onderzoekcentra is het Materials Research Laboratory van

de Pennsylvania State University in de Verenigde Staten. De samenstel­

lingen van bijzondere interesse zijn gebaseerd op de volgende binaire

of ternaire systemen: SiC + B4C, SiC + B + A12

03

, TiC + TiSi2 , LaB6 +

Co, LaB6 + Ni. De metaal-gebonden boriden van lanthaan blijken opmerke­

lijke goede resultaten op te leveren.

Ook wordt nog gewezen op de mogelijkheden welke materialen zoals Si3N4

en de z.g. 'Sialons' (verbindingen tussen silicium-aluminium, zuurstof

en stikstof) lijken te bieden. In het bijzonder met betrekking tot het

element ijzer, zoals in staal, vertonen deze materialen een zeer lage

reactiviteit. Bovendien bezitten deze siliciumverbindingen een hoge

weerstand tegen kruip, een hoge thermische schokbestendigheid en een

- voor keramische materialen - hoge sterkte (900 N/rom2).

B) Beitelmaterialen voor het bewerken van abrasieve materialen •

Rardmetaal is, wanneer het vergeleken wordt met b.v. keramisch materiaal niet

erg bestendig tegen abrasieve slijtage. In bepaalde gevallen is het vrijwel

onbruikbaar in toepassingen waar abrasieve slijtage belangrijk is. Diamant

is een bij uitstek geschikt materiaal indien het abrasieve slijtage betreft,

mits de (verspanings-) temperaturen beneden 600 tot 7000 C gehouden worden en

er geen katastrofale chemische reakties (opkolen) optreden. Tot voor kort werd

bij het verspanen het diamant uitsluitend als eenkristal gebruikt. De nieuwste

ontwikkelingen op dit gebied zijn de volgende:

I. Polykristallijn-diamant op hardmetaal

Evenals bij het boriumnitride-snijplaatje wordt het diamant in een laag

van tenminste 0,5 rom opgebracht op een hardmetalen onderplaat. Ook hier

is een metaalbinder aanwezig en vindt het opbrengen middels sinteren on­

der hoge druk plaats. De beitelplaatjes zijn verkrijgbaar in verschillen­

de vormen (Fig. 18). In het algemeen vertonen de polykristallijne plaat­

jes, in vergelijking met een eenkristal een langere levensduur. De

- 46 -

levensduur wordt hier voornamelijk bepaald door breukverschijnselen. De

polykristallijne plaatjes zijn taaier vanwege de metalen binder. Boven­

dien zal de voortplanting van een eenmaal geinitieerde scheur zich in

eerste instantie beperken tot een korrel en niet direct het uitbreken

van een zeer groot gedeelte van de snijkant tot gevolg hebben. Het poly­

kirstallijne snijgereedschap kan ook vaker nageslepen worden dan dit in

het algemeen bij een eenkristal het geval is. Bovendien zijn de ei­

genschappen van de compound goed te beheersen en is de levensduur als

snijgereedschap min of meer voorspelbaar (hetgeen zeer belangrijk is voor

toepassing als snijgereedschap in een produktieproces). Dit is overwegend

niet het geval voor het eenkristallijn natuurprodukt (synthetische dia­

mant is in het algemeen niet groot genoeg om als eenkristal te worden

toegepast). De korrelgrootte van het diamant bepaalt de eigenschappen en

dus ook het toepassingsgebied van de compound. Een fijnkorrelige laag

(1 - 3 ~m, Type 1) wordt gebruikt voor verspaning. Een grofkorrelige laag

(10 - 50 ~m, Type 2) wordt op hardmetalen aangebracht om als snijgereed­

schap bij olieboringen enz. te worden gebruikt. Op deze wijze kunnen bo­

ringen worden verricht waarbij het verwisselen van de boorkop (en het

omhoog halen van de boorpijp!) vrijwel niet meer voorkomt. Afhankelijk

van de aard van het gesteente kunnen gaten tot 1000 meter diepte of meer

zonder gereedschapwisseling worden geboord. Een typische toepassing van

het fijnkorrelig gesinterde plaatje wordt gevonden in het bewerken van

de buitenkant van zuigers van automotoren welke uit met silicium gele­

geerd aluminium zijn gemaakt (zeer abrasief). Het polykirstallijne bei­

telplaatje kan 45 maal zoveel zuigers per snijkant bewerken dan voorheen

met hardmetaal het geval was.

In het algemeen liggen de toepassingsmogelijkheden van polykristallijne

diamant bij het verspanen van: koper, messing, aluminium en andere niet

ijzerhoudende metalen, voorgesinterd wolfraamkarbide, fiberglas kompo­

sieten, bepaalde keramische materialen, glas, polymeren, koolstof en

grafiet (grafiet is zeer abrasief in de verspaning!). Ook vindt dit ma­

teriaal toepassing in het afritsen (dressen) van aluminiumoxide- en

siliciumkarbideslijpstenen (scherpen, vormgeven, rondmaken). Men heeft

getracht keramische materialen zoals SiC, B4C, Si3N4 , Al 20

3 te verspanen

met het polykristallijne diamant als snijgereedschap in plaats van te

slijpen; dit is echter onmogelijk gebleken.

De handelsnaam van het polykristallijn diamanten plaatje is 'Compax'

(General Electric, V.S.).

- 47 -

2. Polykristallijn-diamant

Diamant kan onder zeer hoge druk en temperatuur en in aanwezigheid van

soromige stoffen (van te voren aanwezig of tijdens het proces gevormd)

tot 'compacts' van hoge hardheid en sterkte worden gevormd. Sinds kort

verkrijgbaar is het zogenaamde 'Megadiamond' (Megadiamond Industries,

V.S.). Dit produkt wordt gesinterd onder hoge druk en temperatuur

(700.000 N/cm2, 20000 C), kondities die enigszins vergelijkbaar zijn met

die bij de diamantsynthese. Er wordt gesteld dat de eigenschappen van

dit produkt gelijk zijn aan die van carbonado (natuurlijk polykristal­

lijn diamant). Het feit dat het materiaal in principe in verschillende

vormen kan worden gesinterd zou een meer universele toepassing als ge­

reedschapsmateriaal (matrijzen, dress-stenen, draadtrekstenen, kleine

naalden, lagers, hogedruk spuitmonden, kleine diamantslijpschijven) moge­

lijk moeten maken. Over ervaringen met megadiamant als snijgereedschap

is slechts weinig bekend. WeI zijn gegevens bekend omtrent het verspanen

van met silicium verhard aluminium. V~~r verschillende snelheden werd

een levensduur (ontstaan van 0.4 rom vrijloopvlakslijtage) bereikt zoals hier­

onder en in vergelijking met hardmetaal is weergegeven.

Snijsnelheid Levensduur (minuten) (m/s) Hardmetaal Megadiamond

5,0 37 -5,6 18 -6,7 8 -6,9 - 181

8,3 - 65

) J , 1 - 1 J

Voor beide produkten, 'Compax' en 'Megadiamond', heeft het gebruik van

een koelvloeistof een zeer gunstige invloed op de levensduur. Er wordt

verder op gewezen dat voor beide produkten de. scherpte van de snijkant

in geen geval zo goed kan zijn als met een eenkristallijn-diamant moge­

lijk is. De bereikbare oppervlakteruwheden van het werkstuk worden be­

grensd door de afmetingen van de korrel.

- 48 -

C) Beitelmaterialen voor het bewerken van konventionele materialen

Een aantal ontwikkelingen op gebied van gereedschapmaterialen hebben voor­

namelijk ten doel om hogere prestaties mogelijk te maken bij het verspanen

van de meer klassieke staalsoorten en gietijzersoorten. Ret bewerken van de­

ze materialen komt uiteraard het meest frequent v~~r. De ontwikkelingen kun­

nen worden onderverdeeld naar de toepassing van: 'coatings', oppervlaktebe­

handelingen en keramische materialen.

1. Gecoate beitelplaatjes

Voornamelijk am kolkslijtage tegen te gaan heeft men al sinds jaren ge­

probeerd om beschermlagen op hardmetalen beitelplaatjes aan te breng-

en. Een van de eerste pogingen betrof het opsinteren van een (TiC-WC)-

Co legering op het WC-Co grondma~eriaal. Vanwege de brosheid van de laag

en de slechte verhouding tussen de thermische eigenschappen van het laag­

Je en de bulk hebben deze pogingen niet tot goede resultaten geleid.

Zeer goede resuitaten worden bereikt met het direkt op het hardmetaal

aanbrengen v~n e,en laagje (5-20 ]lm) . zuiver (ongebonden) TiC. Er best~an ver­

schillende methoden voor het aanbrengen van deze dunne Iaagjes zoals het

sputteren,' elketronenstraal depositie en het opdampen gekombineerd met

een chemische reaktie. De laatste methode wordt toegepast bij vrijwel l.

aIle in de handel verkrijgbare gecoate beitelplaatjes. Ret opdampen van

TiC wordt uitgevoerd onder gebruikmaking van Titanium-chloride (TiC14)

en methaan (CR4) bij ongeveer 9000 C. Een goede beheersing van het op­

dampproces en een juiste keuze van het bulkmateriaal is van belang in

verband met de eventuele vorming van een ontkoolde tussenzone (1-2 ~m,

W3C03C' eta fase) welke zeer bros is. Ret toepassingsgebied van gecoate

hardmetalen ligt voornamelijk bij de minder zware verspaningsprocessen

en bij die werkstukmaterialen die met betrekking tot hardmetaal in ster-

ke mate adhesie (aanlassen) vertonen en die slechts weinig aanleiding

geven tot abrasieve slijtage. In vergelijking met de ongecoate kwalitei­

ten kan men met de gecoate plaatjes hogere snijsnelheden en/of voedings­

snelheden toelaten en dus meer materiaal per tijdseenheid verspanen.

Door het TiC-laagje is een reductie van ongeveer 15 to 25% in snijkracht

en een verlaging van de verspaningstemperatuur van 150-2000 C het gevolg.

Dit leidt tot de mogelijkheid om bij gelijkblijvende standtijd de snel-

- 49 -

heid te verdubbelen of, omgekeerd, bij dezelfde snijsnelheid tot een

meervoudige standtijd te komen.

Alhoewel in mindere mate, wordt ook TiN als coating aangebracht. Ook

hier wordt van opdampmethoden gebruik gemaakt, (TiCL4 + H2 + N2 of NH3,

900 - 12000 C). Het laagje is doorgaans dikker dan voor het TiC gebrui­

kelijk is. Het TiN vormt een nog betere anti-diffusielaag aangezien de

vrije vormingsenergie bijna tweemaal zo hoog is als die van TiC (zie

Fig. 11). De hardheid is evenwel lager dan die van TiC en TiN is dus

minder bestand tegen abrasieve slijtage. Aangezien TiN volledig meng­

baar is met TiC is het mogelijk om verschillende lagen met overgangs­

gebieden aan te brengen (zie Fig. 19). Op deze wijze ontstaat nabij het

5 20 pm

5jJm Ti (N,C I

t:t~=1;Z2+~~~ 31J m Ti (C,N I 2 pm TiC

Fig. 19. Titaankarbide-/titaannitride- en gekombineerd

gecoate hardmetalen beitelplaatjes.

hardmetalen oppervlak een laagje zuiver TiC waarna met toenemende af­

stand tot het hardmetalen oppervlak mengverbindingen volgen welke een

steeds hoger stikstofgehalte bezitten. Het uiteindelijke oppervlak be­

staat tenslotte uit zuiver TiN. Men verkrijgt hierdoor een meer gelei­

delijke overgang van TiC naar TiN, hetgeen van belang is in verband met

het verschil in uitzettingskoefficient van beide lagen. Ter illustratie

volgen hieronder de uitzettingskoefficienten voor de betreffende samen­

stellingen.

- 50 -

Materiaal Uitzettingskoefficient

(/oc)

Wc-co 5 - 7 x 10-6

TiC 7,42 x 10-6

TiN 9,35 x 10-6

Noemenswaard zijn ook de pogingen om oppervlaktelaagjes van zuiver

titanium aan te brengen. Ret titanium kan worden aangebracht met be­

hulp van elektronen-depositie in een zoutbad (KI + KF) met het titaan

als anode en het te bewerken plaatje als kathode. Een andere mogelijk­

heid wordt gevonden in het opdampen in een gasvormige atmosfeer van TiI4

ontstaan als gevolg van een reactie tussen titaan en jodium. In,beide

gevallen wordt het substraat apart verhit met behulp van een inductie­

verhitting. Rontgendiffraktie toont aan dat de opgebrachte laag uit TiC

en vrij wolfram ,bestaat. Direkt daaronder bevindt zich een kobaltrijke

laag. Er wordt dus Tic gevormd ten koste van het WC en het resterende

kobalt wordt naar beneden in de bulk gedwongen. Proefnemingen met deze

met titanium gecoate plaatjes (in feite TiC gecoat) geven een twee tot

viermaal zo lange levensduur als met ongecoate kwaliteiten onder dezelf­

de omstandigheden bereikt kan worden. Ret opdampen van aluminium tot een

dikte van slechts 750Xngstrom endaaropvolgendeen warmtebehand~-ling (13500 C) in vacuum gedurende drie uur (vorming van aluminiumkar­

bide?) geeft een verbetering van 35% in'de levensduur. Ret aanbrengen

van Zr, Rf en B met behulp van bovengenoemde processen en het effect van

deze coatings op het ~erspaningsproces is op het ogenblik in studie.

Behalve karbiden en nitriden worden ook oxyden en boriden als beschermen­

de lagen toegepast. De met oxyden behandelde plaatjes, voornamelijk het

aluminium-oxyde zijn in de handel verkrijgbaar. De laagdikte is ongeveer

8-10 ~m en wordt middels opdampen (General Electric grade 545) of met

behulp van 'ionplating' (Endurex Corp., V.S.) aangebracht op speciaal

daarvoor geschikte hardmetalen onderlagen. Ret met aluminium-oxyde gecoa­

te plaatje laat het draaien van gietijzer toe met snelheden van rond de

6,5 m/s (voeding van 0,75 rom/omw. en een snedediepte van 4,5 rom). Ret

ligt niet in de verwachting dat dit gereedschap de puur keramische beitel

zal vervangen. De slijtageeigenschappen van het aluminium 'gecdate' plaat-

- 51 -

je benaderen die van het keramische beitelmateriaal; de eerst genoemde

kwaliteiten zijn daarenboven taaier doch ook duurder, Boride Iagen, in

een experimenteel stadium verkerend, worden gevormd uit boriden van Zr,

Ti, Hf en Vd evenals LaB6

, LaB 12 , CeB6

, GdB6' Verder worden nog kerami­

sche Iagen van B4C, BN, SiC en diamant, opgebracht met behuip van ionen

sputteren, onderzocht.

2. Opperviak-behandeide beitelplaatjes

De behandeling betreft hardmetalen beitelplaatjes waarvan de oppervlak­

ken met bepaalde oxyden in pastavorm (watermengsel met fijn poeder) wor­

den bestreken, waarna een behandeling in vacuum (10-4mm Hg) gedurende

3 uur bij 1200 - ]4000 C voIgt. Als eindbehandeling wordt het o~ertol­

lige materiaal weer weggeslepen. Op deze wijze wordt het hardmetaal tot

een diepte van 8 - 10 ~m onder het oppervlak van samenstelling veranderd

Toepassing van sommige oxyden leidt tot een verharding van het beitelop­

pervIak, andere oxyden hebben geen hardheidsverandering tot gevolg.

De oxyden weZke een hardheidsverhoging van het oppervZak tot gevoZg heb­

ben bezitten een kationradius weZke ongeveer geZijk is aan die van kooZ­

stof in de verbinding WC~ terwijZ de ajmeting van het anion overeenkomt

met die van W in WC. Rontgendiffractie Zaat geen struktuurveranderingen

zien waar het oxyden zoaZs AZ203 en Zr02 betreft. Bij het gebruik van

Ti02 en Cr20

3 zijn weZ enkeZe nieuwe~ niet ge~dentificeerde diffractie­

Zijnen waargenomen. In het gevaZ van Zr02

wordt gedacht aan de mogeZijk­

heid van reacties van het type

2 WC -+ W2

C + C

Zr02 + 2C -+ Zr + 2CO

Zr + W2

C -+ ZrC + 2W

Op geZijke wijze zou men zich de vorming van AZ4C3 kunnen voorsteZZen

Wanneer de behandeZing met AZ203 pZaatsvindt.

De behandelde beitels Iaten een aanmerkelijk geringere kolkslijtage zien;

bij het bewerken van staal resulterend in een verlenging van de levens­

duur met 80%.

- 52 -

Met betrekking tot de toepassing van gecoate beitelmaterialen, van welk

type dan ook, is het van belang op te merken:

I. de voordelen van de gecoate kwaliteiten beperken zich tot het zoge­

naamde wisselplaatje, aangezien herslijpen onmogelijk is.

2. de voordelen van gecoate plaatjes blijven in het algemeen bepe!kt

tot die toepassingen waar diffusie en adhesie tussen beitel en werk­

stukmateriaal een grote rol spelen.

3. voor bewerkingen waar in sterke mate abrasieve slijtage optreedt

zal een coating geen voordeel opleveren als gevolg van het vroeg­

tijdig afslijten van de opgebrachtelaag.

4. bij geringe gereedschapsbelastingen (vooral bij lage snijsnelheden)

is de toepassing van abrasief slijtage-bestendige hardmetaalsoorten

mogelijk. Ret gecoate plaatje biedt hier weinig of geen voordelen.

3. Ketamischematerialen

De in de handel zijnde puur keramische beitelplaatjes zijn aIle gebaseerd

op het polykristallijne aluminiumoxyde. Men onderscheidt twee typen: het

witte en het zwarte keramiek. Ret witte keramiek bevat gesinterd Al203 met bijmengsels van andere oxyden welke het sinteren bevorderen en/of

het optreden van korrelgroei tijdens het sinteren tegengaan. Bij de fa­

brikage streeft men naar een zo groot mogelijke dichtheid (minimale po­

rositeit} en een zo klein mogelijke korrelgrootte (1 - 2 ~m of minder)

in verband met de sterkte. Ret zwarte keramiek is meestal een verbinding

tussen Al 203 en TiC met korrelafmetingen van J - 3 ~m. De toevoeging van

TiC maakt de beitel taaier en beter bestand tegen thermoschok. Als ge­

volg van de betere thermische eigenschappen kan eventueel koeling worden

toegepast. Ret zwarte keramiek wordt veelal gesinterd onder druk.

De voordelen van keramiek zijn een gevolg van materiaaleigenschappen zo­

als een zeer hoog smeltpunt, een uitstekende chemische stabiliteit, een

hoge warmhardheid en een hoge weerstand tegen abrasieve slijtage. Als

belangrijke nadelen moeten vermeld worden een vrij hoge brosheid, een

hoge thermoschokgevoeligheid en het zeer plaatselijk optreden van in­

vloedrijke vermoeiingsverschijnselen. Ret laatstgenoemde verschijnsel

leidt tot korrelgrens-afglijden waardoor gehele korrels uit de bulk ver­

wijderd worden. De levensduur van de keramische beitel wordt dan ook

- 53 -

meestal bepaald door breukverschijnselen, al of niet waa~~eembaar als

slijtage. In het andere geval (globale breuk) treedt meestal een afbrok­

keling op van een deel van de snijkant of van de neus als geheel. Dit

verschijnsel kan worden tegengegaan door het aanbrengen van een fase en

het voorkomen van grote belastingwisselingen (onderbroken sneden, grove

giethuiden etc.). Onder de juiste omstandigheden toegepast, zijn in ver­

gelijking met hardmetaal aanmerkelijk hogere bewerkingssnelheden (korte­

re bewerkingstijd per produkt) en langere standtijden (minder gereed­

schapskosten, minder gereedschapwisselingen) mogelijk. In verband hier­

mee is het belangrijk op te merken dat lang niet aIle gereedschapswerk­

tuigen geschikt zijn voor de toepassing van keramiek; een hoge dynami­

sche stijfheid (am breukverschijnselen tegen te gaan) en een hoog be­

schikbaar vermogen (am de hoge bewerkingssnelheden te kunnen realiseren)

zijn vereist. De toepassing van keramische beitels vindt vooral plaats

bij gietijzer en bepaalde staalsoorten. Ais vuistregel geIdt:

Toepassing Hardheid van werkstuk Type keramiek

Gietijzer tot 300 - 350 Brinell wit

300 - 360 Brinell zwart

Staal R 40 wit c R = 40 - 65 zwart c

2 (130-220 kg/mm )

Alhoewel onder vergelijkbare omstandigheden de kolkslijtage in de regel

aanmerkelijk geringer is dan bij hardmetaal, speelt deze slijtagevorm

bij het bewerken van bepaalde staalsoorten weI degelijk een rol. Zo is

bekend dat Si en Ca, elementen die veelvuldig in werkstukmaterialen

voorkomen, reageren met Al 203

waarbij een glasvormige verbinding met een

laag smeltpunt ontstaat. Deze verbinding kan vrij gemakkelijk door de

spaan worden afgevoerd. Er bestaat een correlatie tussen kolkslijtage en

mikrohardheid zoals Fig. 20 laat zien; uitgezonderd de vijf A1 203

-

Cr203 legeringen zijn aIle kwaliteiten in de handel verkrijgbaar. Andere

relaties zijn niet bekend.

- 54 -

BIBLIOGRAFIE

Aangezien het opstellen van een gedetailleerdeliteratuurlijst

voor een rapport als dit, waarin een groot aantal onderwerpen aan

de orde komen, bijna onmogelijk is, wordt hieronder volstaan met een

opsomming van de belangrijkste en meest recente literatuurbronnen.

Een aantal van de genoemde referenties zijn verzamelwerken; zij be­

vatten meerdere verslagen van verschillende schrijvers,waarvan een

dankbaar gebruik is gemaakt.

J) 'Materials for Metal Cutting', lSI preprint 126, BISRA - lSI

conference, Scarborough England, april 14-16 (1970).

2) 'National Science Foundation (NSF) Hard Materials Research',

National Science Foundation, Division of Materials Research,

Washington, D.C., U.S.A.

volume 1 - compiled by the Pennsylvania State University (1972)

University Park Pe.nnsylvania.

volume 2 - compiled by the Massachusetts Institute of Technology

(1973) Cambridge, Massachusetts.

volume 3 - compiled by Lehigh University (1974) Bethlehem,

Pennsylvania.

3) 'Materials Selection Handbook', report RTD-TDR-63-4102, Wright

Patterson Air Force Base Ohio, U.S.A. (1964).

4) 'The Science of Hardness Testing and its Research Applications' ,

J.H. Westbrook and H. Conrad (editors), American Society for Metals,

Metals Park, Ohio, U.S.A.

5) 'Micrograin' een nieuw stellramrhardmetaal, D. Gonseth en E. Freudiger,

Metaalbewerking, 40, no. 5 (1974).

6) 'Diamond and Borazon Compact Cutting Tool Technology Program',

L.E. Hibbs Jr. en R.E. Hanneman, Interim technical report,

november (1973). Te bevragen: Metals Branch, AFML/LTM, Manufac­

turing Technology Division, Air Force Materials Laboratory,

Wright Patterson Air Force Base, Ohio, U.S.A.

7) 'Tribology of Metal Cutting helps to create New Effective Tool

Materials', T.N. Loladze, rapport van Mechanical Engineering

Department, Georgian Polytechnic Institute, Leninstreet 77,

Tbilisi 75, USSR.

8) 'Neuentwicklungen auf dem Gebiet der Nitridechemie der Ueber­

gangsmetalle', R. Kieffer en P. Ettmayer, Institut fuer Chemische

TechnologieAnorganischerStoffe der Technische Hochschule Wien.

Achtste Plansee Seminar (27-30 mei 1974), Reutte Oostenrijk,

Deel II, pp. I - I 1 •

9) lGolfballs' in Steel Swarf as an Indication of the Grinding Tem­

perature, F.H. Hughes, Industrial Diamond Review, June (1974)

pp • 21 0 - 21 8 •

10) 'Nieuwe ontwikkelingen aan het verspaningsfront', W.F. Bladergroen,

Werktuigbouw, 30 (6) (1975) pp. 193 - 198.

II) 'Contribution of the Discussion of Brittle Failure of Cemented

Carbide Tool Materials', H.J.J. Kals, rapport WI 0328, Technische

Hogeschool Eindhoven, Discussie-rapport C.LR.P. Parijs, January

(1974).

12)~ 'The Significance of Structural Parameters in Failure of Cemented

Carbides', H.J.J. Kals en P.J. Gielisse, Annals C.I.R.P. 24 (1975)

65.