DE10135790A1

DE10135790A1 - Feinkörniges Sinterhartmetall, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung

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Publication number: DE10135790A1
Application number: DE10135790A
Authority: DE
Inventors: Hans-Wilm Heinrich; Manfred Wolf; Dieter Schmidt
Original assignee: Kennametal Inc
Current assignee: Kennametal Inc
Priority date: 2001-07-23
Filing date: 2001-07-23
Publication date: 2003-02-20
Anticipated expiration: 2021-07-24
Also published as: US20040187638A1; DE02735894T1; DE10135790B4; JP4377685B2; US7179319B2; WO2003010350A1; EP1409757A1; EP1409757B1; JP2005517803A

Abstract

Es wird ein feinkörniges, Chrom enthaltendes Sinterhartmetall auf Basis von WC und einem Binder auf Basis von Co oder CoNiFe vorgeschlagen, das mindestens eine zusätzliche Phase aufweist, die mindestens ein Carbid oder Mischcarbid von Tantal umfaßt. Zur Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften bei gleichzeitiger Beibehaltung eines guten Kompromisses zwischen Härte und Biegebruchfestigkeit wird vorgeschlagen, daß das Sinterhartmetall etwa 0,3 bis 4% Ta, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, enthält, das WC eine Korngröße von zwischen 0,1 und 1,3 mum besitzt, die Binderphase die Metalle W, Cr und Ta, in fester Lösung gelöst, enthält und die mindestens eine zusätzliche Phase eine lichtmikroskopisch sichtbare TaC-Phase umfaßt. Gegenstand der Erfindung ist ferner ein pulvermetallurgisches Verfahren zur Herstellung des Sinterhartmetalls und die Verwendung des Sinterhartmetalls zur Herstellung von Schneidwerkzeugen mit verbesserten Hochtemperatureigenschaften.

Description

Die Erfindung betrifft ein feinkörniges, Chrom enthaltendes Sinterhartmetall, bestehend aus einer ersten Phase auf Basis von Wolframcarbid (WC), die mittels einer zweiten Phase aus einem metallischen Binder auf Basis von Co oder CoNiFe gebunden ist, und aus mindestens einer zusätzlichen Phase, die mindestens ein Carbid oder Mischcarbid von Tantal umfaßt.
Solche Mehrphasen-Hartmetalle sind seit langem bekannt, wobei man die Hartmetallsorten nach dem für jeden Verwendungszweck verschieden gewählten Kompromiß physikalischer Eigenschaften (Härte, Biegebruchfestigkeit, Druckfestigkeit, Elastizitätsmodul etc.) unterscheidet. So werden die Hartmetalle nach der internationalen Norm ISO/Tc29 eingeteilt in die für Zerspanungszwecke geeigneten P-, M- und K-Sorten und die vorzugsweise für spanlose Formgebung und Verschleißteile geeigneten G- Sorten, die unterschiedliche Gehalte an Bindermetall und unterschiedliche Gehalte an Zusatzcarbiden, neben dem Hauptbestandteil Wolframcarbid, aufweisen. Je härter eine Hartmetallsorte ist, um so besser ist die Verschleißfestigkeit, um so schlechter aber die Biegebruchfestigkeit.
Bei Hartmetallen für Zerspanungszwecke wird die Güte einer Hartmetallsorte ganz wesentlich durch ihre Hochtemperatureigenschaften bestimmt. Die Härte der Hartmetalle sinkt mit steigender Temperatur teilweise dramatisch ab; gleichzeitig steigen schädliche Zunder- und Diffusionsvorgänge an, und das Verformungsverhalten von aus dem Hartmetall hergestellten Schneideinsätzen oder sonstigen Körpern ändert sich ebenfalls drastisch.
So besitzt ein einfaches WC-Co-Hartmetall mit einem Kobaltanteil von etwa 10% bei 800°C nur noch etwa ein Drittel seiner Härte bei Raumtemperatur, während ein P10- Hartmetall, das Zusätze von TiC und (Ta, Nb)C enthält, noch etwa die Hälfte seiner Härte bei Raumtemperatur aufweist.
Schließlich werden die mechanischen Eigenschaften der Sinterhartmetalle durch die Art und Weise ihrer pulvermetallurgischen Herstellung beeinflußt. Ein beim Sintern und Heißisostatisch-Verpressen (HIPping) der entsprechenden Grünlinge nahezu unvermeidliches Kornwachstum wirkt sich negativ auf die Biegebruchfestigkeit des gesinterten Hartmetalls aus. Deshalb werden bestimmte Carbide als Kornwachstumsinhibitoren dem Ausgangspulvergemisch zugemischt. Die am häufigsten verwendeten Kornwachstumsinhibitoren sind Tantal-, Chrom- und Vanadiumcarbid, wobei Tantalcarbid wegen der natürlichen Vergesellschaftung der Metalle Tantal und Niob, und aus Kostengründen, in der Regel als (Ta, Nb)C-Mischcarbid eingesetzt wird. Die Wirksamkeit der drei genannten, üblichen Kornwachstumsinhibitoren nimmt in der genannten Reihenfolge von Ta über Cr zu V zu.
Die Komplexität der bei der Hartmetallherstellung ablaufenden Vorgänge wird dadurch weiter erhöht, daß sowohl Wolfram aus dem Wolframcarbid als auch die Metalle der Kornwachstumsinhibitoren in die Binderphase eindiffundieren und sich darin unter Bildung einer festen Lösung lösen. Da die Löslichkeit dieser Metalle im Bindermetall bei höherer Temperatur natürlich größer ist als bei Raumtemperatur, kann die Löslichkeit, also die bei einer bestimmten Temperatur größtmögliche, gelöste Konzentration, überschritten werden, wodurch die überschüssige, nicht mehr lösliche Menge wieder aus der Binderphase ausgeschieden wird oder sich auf der Oberfläche der WC-Körner abscheidet. Eine solche Abscheidung verschlechtert aber die Benetzung der Körner mit dem Bindermetall, und dies wiederum führt zu einer Verschlechterung der Biegebruchfestigkeit. Dem Fachmann war und ist also bewußt, daß Kornwachstumsinhibitoren nur in sehr geringer Menge eingesetzt werden sollten, um einen möglichst guten Kompromiß zwischen der Verhinderung des Kornwachstums beim Sintern und der Verschlechterung der Benetzung der WC-Körner mit Bindermetall zu erzielen.
Zunächst lag es nahe, dem Kornwachstum auch dadurch entgegenzuwirken, daß man von vorneherein feinteiligere Ausgangspulver verwendete, also anstelle grober (2,5 bis 6,0 µm) oder mittelgrober Teilchen (1,3 bis 2,5 µm) feine (0,8 bis 1,3 µm), feinste (0,5 bis 0,8 µm), ultrafeine (0,2 bis 0,5 µm) oder sogar Nano-Teilchen (< 0,2 µm) für die Herstellung des Ausgangspulvergemisches zu verwenden, auch wenn die Pulver mit zunehmender Feinheit teurer werden und zusätzliche Schwierigkeiten bei der Handhabbarkeit und bei der Herstellung der Grünlinge verursachen. Mit der Verwendung feinerer Ausgangsteilchen würde man einen Teil der Kornwachstumsinhibitoren überflüssig werden lassen. Dieser Weg wurde, auf unterschiedliche Weise, beschritten durch die US-PS 5 918 102 und die DE-PS 40 00 223.

Gemäß der US-PS 5 918 102 wird ein Pulvergemisch aus ultrafeinem WC und 6 bis 15 Gew.-% Bindermetall verwendet, dem bis zu etwa 1 Gew.-% Kornwachstumsinhibitoren in Form von einem oder mehreren der Carbide TiC, TaC, NbC, HfC, ZrC, Mo₂C und VC zugesetzt werden.

Die DE-PS 40 00 223 beschreibt einen Mikrobohrer aus Hartmetall auf Basis von WC und Co, der zur Herstellung feinster Löcher in Leiterplatten bestimmt ist und aus feinstem Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,6 µm hergestellt wird, dem 4 bis 10 Gew.-% (Cr + V), bezogen auf das Gesamtgewicht der Binderlegierung auf Basis von Kobalt, zugesetzt werden, weil die Verfasser dieser Druckschrift herausgefunden haben, daß das Kornwachstum von Wolframcarbid durch Zugabe einer derartigen Menge an V und Cr wirksamer verhindert werden kann als durch Zugabe von Tantalcarbid.

Es hat sich jedoch gezeigt, daß die in den beiden Patenten genannten Hartmetallsorten für Zerspanungszwecke, insbesondere für die Zerspanung von Stahl, deshalb weniger geeignet sind, weil sie nicht über die notwendigen Hochtemperatureigenschaften (Warmhärte, Zunder- und Diffusionsbeständigkeit, Verschleißverhalten im Zerspanungstest) verfügen.

Der Erfindung liegt deshalb die Aufgabe zugrunde, neue, feinkörnige und zugleich korrosionsfeste Sinterhartmetallsorten mit verbesserten Hochtemperatureigenschaften, insbesondere mit verbessertem Verschleißverhalten im Zerspanungstest, bereitzustellen, die für Zerspanungszwecke aller Art eingesetzt und insbesondere zur Herstellung von Schneideinsätzen und anderen Schneidwerkzeugen, aber auch zur Herstellung stark beanspruchter Verschleißteile, wie z. B. Walzen, verwendet werden können.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch ein feinkörniges, Chrom enthaltendes Sinterhartmetall, bestehend aus einer ersten Phase auf Basis von Wolframcarbid (WC), die mittels einer zweiten Phase aus einem metallischen Binder auf Basis von Co oder CoNiFe gebunden ist, und aus mindestens einer zusätzlichen Phase, die mindestens ein Carbid oder Mischcarbid von Tantal umfaßt, bei dem das Sinterhartmetall etwa 0,3 bis 4% Ta, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, enthält, das WC eine Korngröße von zwischen 0,1 und 1,3 µm besitzt, die Binderphase die Metalle W, Cr und Ta, in fester Lösung gelöst, enthält und die mindestens eine zusätzliche Phase eine lichtmikroskopisch sichtbare TaC-Phase umfaßt.

Mit der Erfindung ist es überraschenderweise gelungen, erstmals ein feinkörniges, chromhaltiges Sinterhartmetall bereitzustellen, bei dem durch wirksame Unterdrückung oder Begrenzung des Kornwachstums einerseits durch Zugabe eines an sich bekannten Kornwachstumsinhibitors, nämlich TaC bzw. (Ta, Nb)C, und andererseits durch Verwendung von feinem, feinstem und/oder ultrafeinem Wolframcarbidpulver ein guter Kompromiß zwischen Härte und Biegebruchfestigkeit erzielt wird und bei dem darüber hinaus durch Zugabe von Tantal in relativ großen Mengen von bis zu etwa 4 Massen-% bei gleichzeitiger Anwesenheit von Chrom die Löslichkeit des Tantals in der Binderphase bei Raumtemperatur überschritten wird, so daß eine zusätzliche Phase ausgeschieden wird, die eine im gesinterten Hartmetall lichtmikroskopisch sichtbare TaC-Phase umfaßt. Durch die Sättigung der Binderphase mit Ta und die gleichzeitige Anwesenheit von Chrom in der festen Lösung der Binderphase und durch die Ausscheidung der zusätzlichen TaC-Phase in Form einer diskreten, lichtmikroskopisch sichtbaren Phase, werden das Verformungsverhalten, die Zunder- und Diffusionsbeständigkeit, vor allem aber die Hochtemperatureigenschaften des erfindungsgemäßen Hartmetalls und der daraus hergestellten Formkörper derart verbessert, daß die erfindungsgemäßen Hartmetallsorten - anders als die aus der DE-PS 40 00 223 und der US-PS 5 918 102 bekannten Sorten - auch und insbesondere für Zerspanungszwecke verwendet werden können, bei denen extrem hohe Temperaturen und starke Temperaturwechselbeanspruchungen auftreten können. Damit werden die bisher bekannten Anwendungsfelder für feinste und ultrafeine Sinterhartmetalle im Gebiet der spanabhebenden Metallbearbeitung erheblich erweitert, was für die Fachwelt mit Rücksicht auf den Stand der Technik völlig überraschend ist.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung des Sinterhartmetalls, vorzugsweise in Form eines dreidimensionalen Körpers, beispielsweise eines Schneideinsatzes, werden feinteilige, pulverförmige Ausgangsstoffe, die WC als Hauptbestandteil, Co oder CoNiFe als Binder und Verbindungen von Cr und Ta sowie gegebenenfalls V und/oder Nb einschließen, in einer Kugelmühle oder einem Attritor unter Zugabe von Kohlenstoff oder Wolfram und üblichen Mahl- und/oder Sinterhilfsmitteln vermahlen, zu einem Grünling gewünschter Form verpreßt und anschließend gesintert und gegebenenfalls mit einer harten, verschleißfesten Beschichtung versehen, wobei nur feinste und ultrafeine Wolframcarbidsorten mit Korngrößen von zwischen etwa 0,1 und 0,8 µm verwendet werden und wobei Cr und Ta sowie gegebenenfalls V und/oder Nb dem Pulvergemisch in Mengen zugegeben werden, die die Löslichkeit dieser Metalle in der Binderphase bei Raumtemperatur übersteigen.

Die Löslichkeit des Tantals in der Binderphase bei Raumtemperatur ist bei etwa 0,3%, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, bereits überschritten. Daraus ergibt sich die Untergrenze des beanspruchten Tantalgehalts. Die Obergrenze von etwa 4% Tantal sollte nicht überschritten werden, weil sonst die Gefahr von Gefügeänderungen im gesinterten Hartmetall entsteht, die die guten Hochtemperatureigenschaften des Sinterhartmetalls wieder verschlechtern können.

Die besten Ergebnisse konnten mit einem Tantalgehalt von etwa 0,8 bis 1,2%, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, erzielt werden.

Aus Kostengründen ist es vorteilhaft, ein Tantal zu verwenden, bei dem bis zu 50 Masse-% durch Niob ersetzt sind. In diesem Falle ist in der Binderphase auf Basis von Co oder CoNiFe neben den Metallen W und Cr nicht nur Tantal, sondern auch Niob in fester Lösung gelöst enthalten, und die mindestens eine zusätzliche Phase umfaßt dann neben der TaC-Phase auch eine lichtmikroskopisch sichtbare (Ta, Nb)C-Phase. Das erfindungsgemäße Sinterhartmetall kann also bis zu etwa 2% Nb, vorzugsweise etwa 0,4 bis 0,6% Nb, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, enthalten.

Die Korngröße der WC-Körner im gesinterten Hartmetall liegt erfindungsgemäß zwischen 0,1 und 1,3 µm, vorzugsweise zwischen etwa 0,3 und 0,6 µm. Bis zu 3 Massen- % des Wolframcarbids können durch mindestens einen Hartstoff ersetzt sein, der ausgewählt ist aus den Carbiden, Nitriden, Carbonitriden, einschließlich ihrer Gemische und festen Lösungen, der Metalle Titan, Zirkonium, Hafnium und Molybdän.

Zur Herstellung der erfindungsgemäßen Sinterhartmetalle können mit Vorteil auch solche handelsüblichen WC-Sorten verwendet werden, die mit einem oder mehreren Kornwachstumsinhibitoren dotiert sind, beispielsweise mit Chromcarbid (Cr₃C₂) und/oder mit Vanadiumcarbid (VC). Besonders bevorzugt ist die Verwendung solcher WC-Sorten, die bis zu 0,6 Gew.-% Cr₃C₂ und/oder bis zu 0,4 Gew.-% Vc enthalten.

Die Binderphase macht bei dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall vorzugsweise etwa 3 bis 18% der Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls aus. Wenn der Anteil über 18% liegt, leidet darunter die Härte, und wenn der Anteil unterhalb von etwa 3% liegt, sinkt die Biegebruchfestigkeit des gesinterten Hartmetalls.

Die Binderphase kann bis zu 20% Wolfram enthalten, bezogen auf ihre Masse, und in fester Lösung gelöst. Der Chromgehalt des gesinterten Hartmetalls beträgt vorzugsweise etwa 1 bis 40%, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase. Besonders bevorzugte Bereiche des Chromgehaltes liegen bei etwa 6 bis 12% und bei etwa 17 bis 30%, jeweils bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase. Wenn der Chromgehalt innerhalb des Fensters von etwa 6 bis 12% liegt, bildet sich im erfindungsgemäßen Sinterhartmetall keine zusätzliche (Cr, Co)-reiche Mischcarbidphase aus. Liegt der Chromgehalt dagegen im Fenster zwischen etwa 17 und 30%, dann bildet sich eine zusätzliche (Cr, Co)-reiche Mischcarbidphase aus, wobei die Bruchzähigkeitswerte innerhalb beider Chromgehaltsfenster hoch sind. Überraschenderweise fällt die Biegebruchfestigkeit im dazwischenliegenden Bereich oberhalb von 12% und unterhalb von 17% Chrom aus Gründen, für die es bisher keine Erklärung gibt, steil ab. Die Hochtemperatureigenschaften des Sinterhartmetalls sind jedoch über den gesamten Bereich besser als diejenigen der bekannten, feinen bis ultrafeinen Sinterhartmetalle.

Eine besonders bevorzugte Ausführungsform des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls enthält zusätzlich noch bis zu 8% Vanadium, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase, besonders bevorzugt mindestens 2% V. In diesem Fall enthält die Binderphase zusätzlich in der aus Kobalt und den übrigen genannten Metallen oder aus CoNiFe und den genannten Metallen bestehenden, festen Lösung gelöstes Vanadium.

Wenn die Löslichkeit von Vanadium in der Binderphase bei Raumtemperatur überschritten wird, werden weitere, lichtmikroskopisch sichtbare Phasen ausgeschieden: Die mindestens eine zusätzliche Phase umfaßt dann mindestens noch eine der Phasen (Ta, V)C und (Ta, Nb, V)C.

Dabei wird erfindungsgemäß grundsätzlich bevorzugt, daß die in der Binderphase gelösten Metalle, mit Ausnahme von Wolfram, in einer Menge in der Binderphase gelöst sind, die ihrer jeweiligen Löslichkeit in der Binderphase bei Raumtemperatur entspricht, also ihrer jeweiligen Maximalkonzentration unter den gegebenen Verhältnissen und bei Raumtemperatur. Lediglich der in der Binderphase gelöste Anteil des Wolframs ist vorzugsweise auf maximal 20%, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase, beschränkt.

Die Porosität des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls liegt vorzugsweise unterhalb des Grades A02.

Vorzugsweise ist das erfindungsgemäße Sinterhartmetall mit einer harten, durch physikalische oder chemische Dampfabscheidung (PVD oder CVD) aufgebrachten, verschleißfesten Beschichtung versehen, die üblicherweise, wie bei bekannten Sinterhartmetallsorten, aus einer oder mehreren Schichten, beispielsweise aus TiC, TiN, TiCN, TiAlN und/oder Al₂O₃, besteht.

Bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Sinterhartmetalle werden die Metalle Chrom und Tantal sowie gegebenenfalls Vanadium und/oder Niob dem Ausgangspulvergemisch vorzugsweise einzeln oder in fester Lösung in Form von Carbiden und/oder Oxiden zugegeben.

Die dem Ausgangspulvergemisch zuzugebende Menge an Kohlenstoff oder Wolfram ist dem Fachmann auf dem vorliegenden Gebiet bekannt und geläufig, da das Produkt aus W und C im kobaltreichen Mischkristall der Bindephase immer konstant bleibt. Die zuzugebenden Mengen sind so zu wählen, daß weder spröde η-Phase noch freier Kohlenstoff entsteht.

Vorzugsweise wird das erfindungsgemäße Hartmetall verwendet, um daraus Schneidwerkzeuge mit einer Spanfläche und einer Freifläche und mit einer Schneidkante am Zusammentreffen von Spanfläche und Freifläche herzustellen, besonders bevorzugt in Form eines Bohrers, Bits, Fräsers oder eines Teils dieser Werkzeuge, in Form eines Schneideinsatzes oder einer Wendeschneidplatte. Aber auch Werkzeuge für die spanlose Formgebung und Verschleißteile, wie Rollen und Walzen, können mit besonderem Vorteil aus den erfindungsgemäßen Sinterhartmetallsorten hergestellt werden.

Somit umfaßt die Erfindung unter anderem folgende Ausführungsformen eines feinkörnigen, Chrom und Tantal enthaltenden Sinterhartmetalls: I. Gruppe Eingesetzte Hartstoffkombination: WC + Cr₃C₂ + TaC
Binderphase: W + Cr + Ta, gelöst in Co oder in CoNiFe, wobei Ta und Cr bis zu ihrer jeweiligen Löslichkeitsgrenze bei Raumtemperatur gelöst sind
Zusätzliche, lichtmikroskopisch sichtbare Phase: TaC II. Gruppe Eingesetzte Hartstoffkombination: WC + Cr₃C₂ + (Ta, Nb)C oder TaC + NbC
Binderphase: W + Cr + Ta + Nb, gelöst in Co oder CoNiFe, wobei Ta, Nb und Cr bis zu ihrer jeweiligen Löslichkeitsgrenze bei Raumtemperatur gelöst sind
Zusätzliche, lichtmikroskopisch sichtbare Phase: TaC + (Ta, Nb)C III. Gruppe Eingesetzte Hartstoffkombination: WC + Cr₃C₂+ TaC + VC
Binderphase: W + Cr + Ta + V, gelöst in Co oder CoNiFe, wobei Ta, Cr und V bis zu ihrer jeweiligen Löslichkeitsgrenze bei Raumtemperatur gelöst sind
Zusätzliche, lichtmikroskopisch sichtbare Phase: TaC + (Ta, V)C IV. Gruppe Eingesetzte Hartstoffkombination: WC + Cr₃C₂+ VC + (Ta, Nb)C oder TaC + NbC
Binderphase: W + Cr + Ta + Nb + V, gelöst in Co oder CoNiFe, wobei Ta, Nb, Cr und V jeweils bis zu ihrer Löslichkeitsgrenze bei Raumtemperatur gelöst sind
Zusätzliche, lichtmikroskopisch sichtbare Phase: TaC + (Ta, V)C + (Ta, Nb, V)C

V. bis VIII. Gruppe

Wie I. bis IV. Gruppe, jedoch jeweils mit einer weiteren, zusätzlichen, lichtmikroskopisch sichtbaren Phase aus (Cr, Co)-reichen M_xC_y-Carbiden

IX. bis XVI. Gruppe

Wie I. bis VIII. Gruppe, jedoch mit einem zusätzlichen Anteil von bis zu 3 Masse-%, bezogen auf die Masse des Wolframcarbids, an mindestens einem Hartstoff, der ausgewählt ist aus den Carbiden, Nitriden, Carbonitriden, einschließlich ihrer Gemische und festen Lösungen, der Metalle Ti, Zr, Hf und Mo.

Für alle diese Ausführungsformen gelten die in den Patentansprüchen angegebenen Korngrößen und Mengenverhältnisse.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Schliffbildern, Graphen und Ausführungsbeispielen näher erläutert:

Die Fig. 1 und 2 sind Photographien lichtmikroskopischer Vergrößerungen (200-fach) geätzter Mikroschliffe von Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls, die die Ausbildung mindestens einer zusätzlichen, lichtmikroskopisch sichtbaren Phase aus (Ta, V)C und/oder (Ta, Nb, V)C, welche hier als "δ-Phase" bezeichnet werden, sowie deren gleichförmige Verteilung über den Querschnitt des Sinterhartmetalls zeigen.

In Fig. 2 ist zusätzlich zur δ-Phase die Ausbildung einer Phase aus (Cr, Co)- reichen Mischcarbiden der allgemeinen Formel M_xC_y gut zu erkennen.

Fig. 3 ist ein Diagramm, bei dem für drei verschiedene, erfindungsgemäße Sinterhartmetallsorten mit unterschiedlichen Binderphasen, nämlich 1. Cr + Ta bis zu ihrer Löslichkeitsgrenze bei Raumtemperatur in Co gelöst, 2. V + Cr + Ta bis zu ihrer Löslichkeitsgrenze bei Raumtemperatur in Co gelöst und 3. Cr + Ta bis zu ihrer Löslichkeitsgrenze bei Raumtemperatur in CoNiFe gelöst, die Biegebruchfestigkeit (TRS), gemessen in MPa (Ordinate), des gesinterten Hartmetalls gegen den Chromgehalt der Binderphase, angegeben in Masse-% (Abszisse), aufgetragen ist.

Aus dem erstaunlichen Verlauf der drei Graphen der Fig. 3 ergibt sich, daß ein Chromgehalt, der zwischen etwa 12 und 17 Massen-% liegt, zu Biegebruchfestigkeiten führt, die deutlich unter den Biegebruchfestigkeiten sowohl für Chromgehalte < 12% als auch für Chromgehalte > 17% liegen. Ausgehend von den Grenzen des genannten Fensters, steigen die Biegebruchfestigkeiten überraschenderweise in beiden Richtungen steil an, sowohl in Richtung auf niedrigere Chromgehalte als auch in Richtung auf höhere Chromgehalte.

Obwohl die Binderlegierungen, die nur Chrom und Tantal neben dem Bindermetall Kobalt oder CoNiFe enthalten, und die Binderlegierung, die zusätzlich noch Vanadium in fester Lösung enthält (wobei in allen Fällen bis zu 50 Massen-% des Tantals durch Niob ersetzt sein können), sich prinzipiell in gleicher Weise bei Änderung des Chromgehalts verhalten, ist der Fig. 3 unmittelbar zu entnehmen, daß die Vanadium enthaltende Binderphase auf deutlich niedrigerem Niveau hinsichtlich der erreichten Werte für die Biegebruchfestigkeit liegt. Aus diesem Grund werden erfindungsgemäß Chromgehalte ≥ 17 Massen-% für diejenigen, erfindungsgemäßen Hartmetallsorten bevorzugt, die neben Chrom nur Tantal und gegebenenfalls Niob enthalten, während für diejenigen Hartmetallsorten, die neben Chrom Tantal und Vanadium sowie gegebenenfalls Niob enthalten, Chromgehalte von ≤ 12 Massen-% bevorzugt sind. Das Vorliegen einer zusätzlichen (Cr, Co)-reichen Mischcarbidphase M_xC_y, wie in Fig. 2 zu sehen, oder das Fehlen einer solchen (Cr, Co)-reichen Mischcarbidphase M_xC_y, wie in Fig. 1 zu sehen, scheint auf den Verlauf der TRS/Chromgehalt-Kurven keinen Einfluß zu haben, unabhängig davon, ob das Sinterhartmetall zusätzlich Vanadium enthält oder nicht.

Schließlich wurde festgestellt, daß die erfindungsgemäßen Hartmetallsorten, die kein Vanadium enthalten, bei Chrom-Gehalten von mehr als 13 Massen-% ihre höchsten Härtewerte erreichen, während Hartmetallsorten, die zusätzlich Vanadium enthalten, ihre größten Härtewerte bei Chromgehalten von weniger als 8 Massen-% erreichen.

Für die Herstellung der erfindungsgemäßen Sinterhartmetalle wurden die nachfolgend angegebenen, pulverförmigen Rohstoffe verwendet.

Bei allen nachfolgenden Beispielen wurden die Rohstoffe 12 h in einem Attritor oder einer Kugelmühle naß vermahlen und anschließend sprühgetrocknet. Aus den vermahlenen und sprühgetrockneten Pulvergemischen wurden dann Grünlinge von Werkzeugen der jeweils angegebenen Geometrie gepreßt. Die Grünlinge wurden bei einer Temperatur von etwa 1420°C 60 Min. lang gesintert, wobei alle Sinterhartmetalle eine Porosität von < A02 erreichten. Nach dem Abkühlen der gesinterten Hartmetallformkörper auf Raumtemperatur wurden die Hochtemperatureigenschaften der erhaltenen Sinterhartmetalle mit Hilfe üblicher Warmhärte-Tests (Zerspanungstests) bestimmt.

Außerdem wurde die Vickers-Härte (HV30), die Koerzitivkraft und die Biegebruchfestigkeit der erfindungsgemäßen und einiger bekannter Hartmetallsorten bestimmt und miteinander verglichen. In der folgenden Tabelle 1 ist die Zusammensetzung der untersuchten Hartmetallsorten mit den jeweils gemessenen, physikalischen bzw. mechanischen Eigenschaften angegeben, wobei die Pulvergemische A bis H, J bis P, R bis U, W und Y erfindungsgemäßen Hartmetallsorten entsprechen, während die Pulvergemische I, Q, V und X Gemische sind, die zu bekannten Hartmetallsorten führen. Tabelle 1

Beispiel 1

Aus den Pulvergemischen X und Y wurden Schneideinsätze der Geometrie SPGN 120308F hergestellt, die einem Zerspanungstest unter folgenden Bedingungen unterworfen wurden:

Material des zu zerspanenden Werkstücks: Stahl C45
Schnittgeschwindigkeit: 100 m/Min.
Vorschub: 0,15 mm/U
Schnittiefe: 1,0 mm
Kühlmittel: keines

Ergebnis: Bis zum Erreichen eines maximal möglichen Verschleißes der Freifläche von 0,25 mm betrug die Standzeit des Schneideinsatzes aus dem Pulvergemisch X (Stand der Technik) 6,4 Min., während die Standzeit des erfindungsgemäßen Schneideinsatzes aus dem Pulvergemisch Y 9,6 Min. betrug, was einer Steigerung von 50% entspricht.

Weitere, aus den Pulvergemischen X und Y hergestellte Schneideinsätze der Geometrie SPGN120308F wurden einem Warmhärtetest unter den folgenden Schnittbedingungen unterworfen:

Material des Werkstücks: Chromvanadiumstahl 50 CrV4
Schnittgeschwindigkeit: ansteigend von 80 bis 120 m/Min. mit Inkrementen von jeweils 10 m/Min.
Schnittdauer: jeweils 30 Sek. für jede Schnittgeschwindigkeit
Vorschub: 0,3 mm/U
Schnittiefe: 2,0 mm
Kühlmittel: keines Verschleiß der Freifläche [mm]

Da die Werkzeugtemperaturen mit steigender Schnittgeschwindigkeit ansteigen, ergibt sich aus den vorstehenden Ergebnissen unmittelbar, daß die bekannten Schneideinsätze bei Überschreiten einer Schnittgeschwindigkeit von 100 m/Min. versagten, während die aus dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall gefertigten Schneideinsätze auch bei Schnittgeschwindigkeiten bis zu 120 m/Min. einsetzbar waren und selbst bei derart hohen Schnittgeschwindigkeiten noch einen geringeren Verschleiß zeigten als die Schneideinsätze aus dem bekannten Hartmetall bei geringeren Schnittgeschwindigkeiten. Die Ergebnisse dieser Zerspanungs- bzw. Warmhärtetests bedeuten, daß die Hochtemperatureigenschaften des erfindungsgemäßen Sinterhartmetalls signifikant besser sind als diejenigen des bekannten Sinterhartmetalls.

Die miteinander verglichenen Hartmetallsorten X und Y unterscheiden sich durch den Tantalgehalt der erfindungsgemäßen Sorte (vergleiche Tabelle 1) und damit durch die Zusammensetzung der Binderphase und durch die nur bei der erfindungsgemäßen Sinterhartmetallsorte vorhandene, zusätzliche, lichtmikroskopisch sichtbare TaC-Phase.

Beispiel 2

Es wurden Bohrer hergestellt aus den Pulvergemischen V und W, wobei nur W zu einem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall führt. Die Bohrer hatten einen Durchmesser von 8,5 mm, entsprachen DIN 6537K und gehörten dem Typ SE-B221 an. Sie hatten eine PVD-Beschichtung aus TiN.

Mit diesen Bohrern wurde unter folgenden Bedingungen gebohrt:

Material des Werkstücks: Chrom-Molybdän-Stahl vom Typ 42CrMo4V
Schnittgeschwindigkeit: 75 m/Min.
Vorschub: 0,21 mm/U
Lochtiefe: 30 mm
Verwendung eines externen Kühlmittels: ja

Ergebnisse: Mit den Bohrern aus dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall (Material W) konnten 2088 Löcher bis zu einem Verschleiß von 0,15 mm gebohrt werden.

Mit den herkömmlichen Bohrern aus dem Material V konnten nur 522 Löcher gebohrt werden; danach zeigte die Schneidkante bereits Ausbrüche. Dies bedeutet eine Verbesserung der Standzeit um 1566 Bohrlöcher oder 300%, die mit den Bohrern aus dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall gegenüber dem Material des Standes der Technik erreicht werden konnte.

Beispiel 3

Aus den Pulvergemischen I, J und M wurden Radienfräser mit einem Durchmesser von 6 mm und mit jeweils zwei Schneiden hergestellt, die eine PVD-Beschichtung aus TiAlN aufwiesen. Damit wurde unter folgenden Bedingungen gearbeitet:

Material des Werkstücks: Stahl Nr. 1.2379, gehärtet bis zu einer Rockwell-C-Härte von 55
Schnittgeschwindigkeiten:
120 m/Min. bis zu 32 m Fräslänge
160 m/Min. von 32 bis 64 m Fräslänge
200 m/Min. von 64 bis 118 m Fräslänge
Vorschub je Schneide: 0,12 mm
Schnittiefe: 0,10 mm
Schnittbreite: 0,10 mm
Kühlmittel: keines Ergebnisse

Auch aus diesen Werten ergibt sich eine deutliche Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften der aus dem erfindungsgemäßen Sinterhartmetall hergestellten Fräswerkzeuge im Vergleich mit den aus dem Material I hergestellten, herkömmlichen Werkzeugen.

Beispiel 4

Aus den Pulvergemischen J, K und H wurden Radienfräser hergestellt, die jeweils zwei Schneiden und einen Durchmesser von 6 mm aufwiesen und eine PVD-Beschichtung aus TiAlN hatten. Diese Fräser wurden unter folgenden Bedingungen getestet:

Material des Werkstücks: Stahl der Nr. 1.2379, gehärtet bis zu einer Rockwell-C- Härte von 55
Schnittgeschwindigkeit: 160 m/Min.
Vorschub je Schneide: 0,10 mm
Schnittiefe: 0,30 mm
Schnittbreite 0,30 mm
Kühlmittel: keines Ergebnisse

Beispiel 5

Aus den Pulvergemischen I, J und M wurden Radienfräser mit jeweils zwei Schneiden und einem Durchmesser von 6 mm hergestellt, die eine PVD-Beschichtung aus TiAlN hatten. Diese Fräser wurden unter folgenden Bedingungen getestet:

Material des Werkstücks: Stahl der Nr. 1.2379, gehärtet bis zu einer Rockwell-C- Härte von 62
Schnittgeschwindigkeit: 70 m/Min.
Vorschub je Schneide: 0,12 mm
Schnittiefe: 0,10 mm
Schnittbreite: 0,10 mm
Kühlmittel: keines Ergebnisse

Auch hier zeigen die aus den erfindungsgemäßen Sinterhartmetallsorten hergestellten Werkzeuge eine signifikante Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften, nämlich eine Verbesserung der Standzeiten um 48 bzw. 42%, gegenüber den aus herkömmlichem Hartmetall (Material I) hergestellten Werkzeugen.

Claims

1. Feinkörniges, Chrom enthaltendes Sinterhartmetall, bestehend aus einer ersten Phase auf Basis von Wolframcarbid (WC), die mittels einer zweiten Phase aus einem metallischen Binder auf Basis von Co oder CoNiFe gebunden ist, und aus mindestens einer zusätzlichen Phase, die mindestens ein Carbid oder Mischcarbid von Tantal umfaßt, dadurch gekennzeichnet, daß
das Sinterhartmetall etwa 0,3 bis 4% Ta, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, enthält,
das WC eine Korngröße von zwischen 0,1 und 1,3 µm besitzt,
die Binderphase die Metalle W, Cr und Ta, in fester Lösung gelöst, enthält und
die mindestens eine zusätzliche Phase eine lichtmikroskopisch sichtbare TaC- Phase umfaßt.

2. Sinterhartmetall nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das WC eine Korngröße von zwischen 0,3 und 0,6 µm besitzt.

3. Sinterhartmetall nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß es etwa 0,8 bis 1,2% Ta enthält.

4. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 3 Masse-% des Wolframcarbids durch mindestens einen Hartstoff ersetzt sind, der ausgewählt ist aus den Carbiden, Nitriden, Carbonitriden, einschließlich ihrer Gemische und festen Lösungen, der Metalle Ti, Zr, Hf und Mo.

5. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 50 Massen-% des Tantals durch Niob ersetzt sind.

6. Sinterhartmetall nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß es etwa 0,4 bis 0,6% Nb, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, enthält.

7. Sinterhartmetall nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Binderphase zusätzlich Nb, in fester Lösung gelöst, enthält.

8. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 5 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß die mindestens eine zusätzliche Phase eine lichtmikroskopisch sichtbare (Ta, Nb)C-Phase umfaßt.

9. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Binderphase 3 bis 18% der Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls bildet.

10. Sinterhartmetall nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Binderphase bis zu 20% W, bezogen auf ihre Masse und in fester Lösung gelöst, enthält.

11. Sinterhartmetall nach Anspruch 9 oder 10, gekennzeichnet durch einen Cr- Gehalt von 1 bis 40%, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase.

12. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß es zusätzlich bis zu 8% V, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase, enthält.

13. Sinterhartmetall nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Binderphase mindestens 2% V enthält.

14. Sinterhartmetall nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Binderphase zusätzlich V, in fester Lösung gelöst, enthält.

15. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 12 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß die mindestens eine zusätzliche Phase lichtmikroskopisch sichtbar ist und mindestens eine der Phasen (Ta, V)C und (Ta, Nb, V)C umfaßt.

16. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß die mindestens eine zusätzliche Phase eine (Cr, Co)-reiche Mischcarbid-Phase umfaßt.

17. Sinterhartmetall nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß es etwa 17 bis 30% Cr, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase, enthält.

18. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß es etwa 6 bis 12% Cr, bezogen auf die Gesamtmasse der Binderphase, enthält.

19. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß die in der Binderphase gelösten Metalle, mit Ausnahme von W, in einer Menge in der Binderphase gelöst sind, die ihrer jeweiligen Löslichkeit in der Binderphase bei Raumtemperatur entspricht.

20. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 19, gekennzeichnet durch eine Porosität von < A02.

21. Sinterhartmetall nach einem der Ansprüche 1 bis 20, gekennzeichnet durch eine harte, durch physikalische oder chemische Dampfabscheidung aufgebrachte, verschleißfeste Beschichtung.

22. Schneidwerkzeug mit einer Spanfläche und einer Freifläche und mit einer Schneidkante am Zusammentreffen von Spanfläche und Freifläche, bestehend aus einem Sinterhartmetall gemäß einem der Ansprüche 1 bis 21.

23. Schneidwerkzeug nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß es ein Bohrer, Bit, Fräser oder ein Teil dieser Werkzeuge, ein Schneideinsatz oder eine Wendeschneidplatte ist.

24. Verfahren zur Herstellung des Sinterhartmetalls gemäß einem der Ansprüche 1 bis 21, vorzugsweise in Form eines dreidimensionalen Körpers, bei dem feinteilige, pulverförmige Ausgangsstoffe, die WC als Hauptbestandteil, Co oder CoNiFe als Binder und Verbindungen von Cr und Ta sowie gegebenenfalls V und/oder Nb einschließen, in einer Kugelmühle oder in einem Attritor unter Zugabe von Kohlenstoff oder Wolfram und üblichen Mahl- und/oder Sinterhilfsmitteln vermahlen, zu einem Grünling gewünschter Form verpreßt und anschließend gesintert und gegebenenfalls mit einer harten, verschleißfesten Beschichtung versehen werden, dadurch gekennzeichnet, daß nur feinste und ultrafeine Wolframcarbid-Sorten mit Korngrößen von zwischen etwa 0,1 und 0,8 µm verwendet werden und daß Cr und Ta sowie gegebenenfalls V und/oder Nb dem Pulvergemisch in Mengen zugegeben werden, die die Löslichkeit dieser Metalle in der Binderphase bei Raumtemperatur übersteigen.

25. Verfahren nach Anspruch 24, dadurch gekennzeichnet, daß dem Pulvergemisch 0,3 bis 4% Ta, bezogen auf die Gesamtmasse des gesinterten Hartmetalls, zugegeben werden, wobei gegebenenfalls bis zu 50 Massen-% des Tantals durch Niob ersetzt werden.

26. Verfahren nach Anspruch 24 oder 25, dadurch gekennzeichnet, daß Cr, Ta sowie gegebenenfalls V und/oder Nb dem Ausgangspulvergemisch einzeln oder in fester Lösung in Form von Carbiden und/oder Oxiden zugegeben werden.

27. Verfahren nach Anspruch 26, dadurch gekennzeichnet, daß Chrom dem Ausgangspulvergemisch in Form von Cr₃C₂ in einer Menge zugegeben wird, die etwa 1 bis 40% der Gesamtmasse des metallischen Binders entspricht.

28. Verfahren nach einem der Ansprüche 24 bis 27, dadurch gekennzeichnet, daß WC-Sorten verwendet werden, die mit Cr₃C₂ und/oder VC dotiert sind.

29. Verfahren nach Anspruch 28, dadurch gekennzeichnet, daß WC-Sorten verwendet werden, die bis zu 0,6 Gewichts-% Cr₃C₂ und/oder bis zu 0,4 Gewichts-% VC enthalten.