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:[email protected] 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.
Top Related