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Hintergrund der Erfindung
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1. Gebiet der Erfindung
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Diese
Erfindung betrifft ein Schneidwerkzeug mit einer Beschichtungsschicht,
die auf einer Oberfläche eines
Substrates gebildet ist.
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2. Beschreibung des Standes
der Technik
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Bei
Schneidwerkzeugen und -teilen wie abriebresistenten Teilen und Gleitteilen,
bei denen eine Abriebsresistenz, Gleiteigenschaft und Bruchresistenz
erforderlich ist, wird die Verbesserung der Abriebsresistenz, der
Gleiteigenschaft und der Bruchresistenz durchgeführt, indem verschiedene Beschichtungsschichten auf
der Oberfläche
eines Substrates gebildet werden, das sich aus einem Sinterkörper mit
hoher Härte
wie Sinterhartmetall auf WC-Basis, Cermet auf TiCN-Basis, Diamant oder
kubischem Bornitridkristall (cBN)-Sinterkörper oder alternativ Keramiken
wie Alumina oder Siliciumnitrid zusammensetzt, gebildet werden.
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Eine
solche Beschichtungsschicht, TiCN-Schicht und TiAlN-Schicht werden im
allgemeinen im großen Umfang
verwendet, und verschiedene Beschichtungsschichten wurden entwickelt,
um eine höhere
Abriebsresistenz und Verbesserung der Bruchresistenz zu erzielen.
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Beispielsweise
beschreibt die ungeprüft
japanische Patentveröffentlichung
7-310171 eine harte Beschichtung auf der Oberfläche eines
Materials auf Basis von Sinterhartmetall, worin (TiAl)N die Hauptkomponente
ist, und ein Teil der Metallkomponente davon durch Si und ein Teil
von N (Stickstoff) durch B (Bor) substituiert ist. Es wird offenbart,
daß die
Temperatur für
den Beginn der Oxidation der harten Beschichtung erhöht werden
kann, unter Verbesserung der Oxidationsresistenz, wodurch die Abriebresistenz
von Werkzeugen verbessert wird. Die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung 2006-111915 offenbart
eine harte Beschichtung aus (TiWSi)N-Zusammensetzungen, wobei die Haftung
zwischen einem Substrat und einem Sinterhartmetall verbessert werden
kann.
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In
bezug auf ein Schneidwerkzeug unter Verwendung eines Sinterhartmetallsubstrates,
umfassend WC-Teilchen beschreibt die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung 2003-127005 in
Beispiel 2 einen Fingerfräser,
bei dem alternative Vielschichtfilme aus einer TiAlSiN-Schicht und
einer AlSiN-Schicht
auf der Oberfläche
eines Sinterhartmetallsubstrates geschichtet sind, das durch Mischen
von Ausgangsmaterialpulvern, umfassend WC-Pulver von mittelgroben
Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 5,5 μm und WC-Pulver
mit feinen Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von
0,8 μm,
erhalten ist, mit anschließendem
Formgeben und Sintern. Ebenso beschreibt die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung 2004-74378 in
Beispiel 2 einen Fingerfräser,
bei dem eine TiAlNbN-Schicht auf der Oberfläche eines Sinterhartmetallsubstrates
geschichtet ist, erhalten durch Mischen von Ausgangsmaterialpulvern,
umfassend WC-Pulver mit mittelgroben Teilchen mit einem mittleren
Teilchendurchmesser von 4,0 μm
und WC-Pulver mit feinen Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,8 μm,
mit anschließendem
Formgeben und Sintern. Drittens beschreibt die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung
6-220571 ein Schneidwerkzeug, bei dem eine TiCN-Schicht
und eine TiAlN-Schicht auf die Oberfläche eines Sinterhartmetallsubstrates
unter Verwendung von WC-Kristallen
als Hauptkomponente geschichtet werden. Die WC-Kristalle umfassen feine Teilchen A
mit einer Teilchengröße von 0,1
bis 1,0 μm
und grobe Teilchen B mit einer Teilchengröße von 3,0 bis 10 μm, und das
Gewichtsverhältnis
der feinen Teilchen A zu den groben Teilchen B, A/B, ist 0,1 bis
1,0.
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Im
Hinblick auf ein Schneidwerkzeug unter Verwendung eines Cermet-Substrates
auf Ti-Basis beschreibt die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung 2004-74379 ein
Schneidwerkzeug, bei dem eine TiAlNbN-Schicht auf der Oberfläche eines
Sinterhartmetalls oder Cermet-Substrates gebildet ist. Die
japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung
2005-194573 offenbart ein Cermet-Schneidwerkzeug, bei dem ein harter Film
wie TiAlN auf die Oberfläche
eines Cermet-Substrates mit einer Kernstruktur geschichtet wird,
bestehend aus einem Kernteil und einem peripheren Teil, der den
Kernteil umgibt. Die Kernstruktur ist aus einer ersten harten Phase
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,1 bis 0,8 μm erzeugt,
und die zweite harte Phase mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,8 bis 5 μm
macht nur den peripheren Teil aus.
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Bei
der Herstellung mit hoher Geschwindigkeit und der Herstellung von
Materialien, die schwierig zu schneiden sind, insbesondere gehärteten Stählen, die
unter Verwendung von Sinterhartmetall oder Cermet schwer behandelt
werden können,
wird ein cBN-Sinterkörper
verwendet, der der zweithärteste
Körper
ist (Diamant ist der härteste)
und keine Reaktion mit Eisen eingeht.
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Beispielsweise
offenbart die
japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung
59-8679 ein Schneidwerkzeug, bei dem eine Beschichtungsschicht
aus TiC, TiN, Al
2O
3 oder
dgl. auf der Oberfläche
eines cBN-Substrates gebildet wird, wobei die Abriebsresistenz verbessert
werden kann, wenn allgemeine Stähle
oder Gußeisen
geschnitten werden. Die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung
8-119774 offenbart ein Schneidwerkzeug, bei dem eine TiAlN-Beschichtung
auf der Oberfläche
eines cBN-Substrates gebildet ist und das eine lange Lebensdauer
aufweist, selbst wenn Materialien hoher Härte, die schwierig zu schneiden
sind, wie gehärtete
Stähle,
geschnitten werden. Die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung
2004-345006 offenbart ein Schneidwerkzeug, das auf der
Oberfläche
eines cBN-Substrates eine harte Beschichtungsschicht mit einer TiAlSiN-Zusammensetzung aufweist,
bei der sich das Verhältnis
von Ti und Al kontinuierlich ändert,
und das Schneidwerkzeug eine ausgezeichnete Abplatzresistenz beim
Schneiden mit hoher Geschwindigkeit entfaltet.
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Keramikwerkzeuge
werden beim Schneiden von Materialien mit hoher Härte verwendet,
weil sie kostengünstig
sind und eine ausgezeichnete Abriebresistenz haben. Zum Beispiel
offenbart die
japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung
5-69205 ein Schneidwerkzeug, bei dem eine Beschichtungsschicht
aus einer TiAlN-Schicht oder dgl. auf der Oberfläche eines Keramiksubstrates
auf Basis von Al
2O
3-TiC
gebildet ist, das Schneidwerkzeug eine ausgezeichnete Schneidleistung
entfaltet, wenn Materialien mit hoher Härte geschnitten werden. Die
ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung
6-91407 beschreibt,
daß die
Haftung zwischen einem Keramiksubstrat und einer Beschichtungsschicht
erhöht
werden kann, unter Verbesserung der Druckresistenz, indem zumindest
eine physikalische Dampfniederschlags-Beschichtungsschicht aus TiC,
TiN und TiCN auf einer Keramik auf Basis von Al
2O
3- TiC,
umfassend 0,1 bis 5 Gew.% eines Metalls der Eisenfamilie, gebildet
wird.
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Diese
Beschichtungsschichten des Standes der Technik, wie sie in den obigen
Publikationen beschrieben sind, sind bezüglich der Abriebsresistenz
und Bruchresistenz nicht zufriedenstellend, und es gibt daher ein
Bedürfnis
für ein
Schneidwerkzeug, das mit einer Beschichtungsschicht versehen ist,
das eine noch bessere Abriebsresistenz und Bruchresistenz aufweist.
Es kann nicht gesagt werden, daß das
beschichtete Cermetwerkzeug, das in der Veröffentlichung 2005-194573 offenbart
ist, bezüglich
der strukturellen Konfiguration des Cermet-Substrates und der Beschichtungsschicht-Konfiguration
zufriedenstellend ist.
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Bei
Schneidwerkzeugen mit dem cBN-Substrat ist, selbst wenn irgendeine
der erwähnten
TiC-, TiN- und Al2O3-Beschichtungsschichten,
die TiAlN-Beschichtungsschicht und die TiAlSiN-Beschichtungsschicht
als am Substrat des cBN-Substrates
anhaftende Beschichtungsschicht verwendet wird, die Schneidleistung
unzureichend, und eine längere
Lebensdauer ist gewünscht.
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Insbesondere
wenn das Schneidwerkzeug aus dem cBN-Substrat, das mit der Beschichtungsschicht versehen
ist, zum Verarbeiten von gehärtetem
Stahl verwendet wird, kann dessen Lebensdauer aus folgendem Grund
nicht verlängert
werden. Weil die Oberfläche
eines geschnittenen Gegenstandes (ein zu schneidendes Material)
eine hohe Härte
aufweist, ist beim Schneiden des gehärteten Stahl die Schneidresistenz
groß und
die Umgebung der Schneidkante hat eine hohe Temperatur. Insbesondere
wird die Temperatur an der Seitenoberfläche an der Freifläche der
Schneidekante erhöht,
die eine Passage von Chips ist, die durch das Schneiden erzeugt
wird. Als Ergebnis kann die Beschichtungsschicht oxidieren, und
die oxidierte Beschichtungsschicht kann einem Abrieb unterliegen,
so daß ein
Kraterabrieb an der Schneidkante des Werkzeuges fortschreiben kann.
Beim Licht-intermittierenden Verarbeiten, bei dem kontinuierliches
und intermittierendes Verarbeiten alternativ wiederholt werden,
gibt es folglich ein hohes Risiko, daß der Kraterabrieb während des kontinuierlichen
Schneidens weiterhin abläuft,
und wenn das intermittierende Verarbeiten gerade angefangen ist,
tritt ein Bruch und ein Abplatzen von dem fortgeschrittenen Kraterabriebsteil
auf. Dies führt
zu einer unzufriedenen Werkzeugleistung. Zur Erhöhung der Härte der Beschichtungsschicht
selbst ist es weiterhin notwendig, die restliche Spannung in der
Beschichtungsschicht zu erhöhen.
Weil das cBN-Substrat eine hohe Kompressionsspannung in der Oberfläche davon
aufweist, gibt es die Tendenz, daß dann, wenn die genannte Beschichtungsschicht
aus dem Stand der Technik auf dem cBN-Substrat gebildet wird, diese Beschichtungsschicht
eine höhere
Restspannung aufweist als bei der Bildung der Beschichtungsschicht
auf Sinterhartmetall oder Cermet. Als Ergebnis kann die Härte der
Beschichtungsschicht nicht vergrößert werden.
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Selbst
wenn irgendeine der erwähnten
TiAlN-Beschichtungsschicht,
TiC-, TiN- oder TiCN-Beschichtungsschicht
und (TiWSi)N-Beschichtungsschicht als Beschichtungsschicht verwendet
wird, die an der Oberfläche
des Keramiksubstrates haftet, ist gleichermaßen die Schneidleistung unzureichend
und eine längere
Lebensdauer ist daher gewünscht.
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Insbesondere
beim Schneiden, bei dem das Material mit hoher Härte einem Schneiden mit hoher
Geschwindigkeit unterzogen wird, kann die Werkzeuglebensdauer aus
folgendem Grund nicht verlängert
werden. Beim Schneiden des Materials mit hoher Härte mit hoher Geschwindigkeit
ist aufgrund der hohen Härte
in der Oberfläche
des Schneidgegenstandes der Schneidwiderstand groß und die
Umgebung der Schneidkante hat eine hohe Temperatur. Insbesondere
wird die Temperatur in den Seitenoberflächen der Freifläche der
Schneidkante erhöht,
die eine Passage von Chips darstellt, die durch das Schneiden erzeugt
werden. Als Ergebnis ist die Beschichtungsschicht für eine Oxidation
anfällig,
und die oxidierte Beschichtungsschicht kann einen Abrieb eingehen,
so daß ein
Kraterabrieb in der Schneidkante des Werkzeuges sich erhöhen kann.
Folglich schreitet der Kraterabrieb fort und manchmal gibt es ein
hohes Risiko, daß ein
Abplatzen und eine Schüppchenbildung beim
Teil des Kraterabriebs auftreten. Dies führt zu unzureichenden Werkzeugleistungen.
Weil die Oberfläche des
Keramiksubstrates eine hohe Härte
und eine geringe Zähigkeit
aufweist, kann zusätzlich
auch ein Schock bei der Beschichtungsschicht zum Bruch in einem
frühen
Zustand führen.
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Zusammenfassung der Erfindung
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Demzufolge
liegt ein Ziel dieser Erfindung darin, die oben erwähnten Probleme
zu lösen,
indem ein Schneidwerkzeug zur Verfügung gestellt wird, das eine
ausgezeichnete Oxidationsresistenz und hohe Abriebsresistenz bei
hoher Temperatur ebenso wie eine hohe Bruchresistenz aufweist.
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Ein
anderes Ziel dieser Erfindung liegt darin, ein Schneidwerkzeug mit
einer längeren
Lebensdauer anzugeben, indem als Substrat ein cBN-Sinterkörper, Alumina-Keramiken
oder dgl. verwendet werden.
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Ein
Schneidwerkzeug dieser Erfindung hat ein Substrat und eine Beschichtungsschicht
zum Beschichten einer Oberfläche
des Substrates. Die Beschichtungsschicht setzt sich zusammen aus
Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x), worin M zumindest
eines ist, ausgewählt
aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0,01 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
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Weil
die Beschichtungsschicht aus der oben erwähnten spezifischen Zusammensetzung
gebildet ist, kann gemäß dieser
Erfindung der Bereich mit dieser Zusammensetzung eine hohe Temperatur
für den
Beginn der Oxidation aufweisen. Dies ermöglicht eine höhere Oxidationsresistenz
und Verbesserung der Abriebresistenz beim Schneiden. Dies unterdrückt ebenfalls
das geringfügige
Abplatzen, das am Steg der Schneidkante auftreten kann, was zu einer
hohen Bruchresistenz führt.
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Wenn
das erwähnte
Substrat ein Sinterhartmetall-Substrat ist, umfassend eine harte
Phase und eine Binderphase, ist es besonders bevorzugt, daß die harte
Phase mit einer Wolframcarbid-Phase zwei Peakspitzen in einer. Teilchengrößenverteilung
aufweist, das heißt
eine Peakspitze an der Seite der feinen Teilchen mit einer Teilchengröße von 0,1
bis 0,8 μm,
und eine Peakspitze an der Seite von groben Teilchen mit einer Teilchengröße von 1,5
bis 3,0 μm;
und daß die
Wolframcarbid-Phase durch 5 bis 7 mass% der Binderphase gebunden
ist.
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Selbst
wenn der Gehalt der Binderphase nur 5 bis 7 mass% im Sinterhartmetall
beträgt,
kann ein Schneidwerkzeug mit hoher Abriebsresistenz, stabiler Festigkeit
und hoher Bruchresistenz durch die Teilchengrößenverteilung der Mischung
aus den groben Teilchen mit den beiden Peakspitzen erreicht werden,
nämlich mit
der Peakspitze an der Seite der feinen Teilchen mit einer Teilchengröße von 0,1
bis 0,8 μm
und der Peakspitze an der Seite der groben Teilchen mit einer Teilchengröße von 1,5
bis 3.0 μm
und durch das Vorhandensein der Beschichtungsschicht mit der oben
erwähnten
spezifischen Zusammensetzung.
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Wenn
das Substrat ein Cermet-Substrat eine Binderphase, die sich aus
einem Metall der Eisenfamilie zusammensetzt, und eine harte Phase
aufweist, die sich aus Carbonitriden der Gruppen 4, 5 und 6 des
Periodensystems zusammensetzt, wobei Ti und W als essentielle Komponenten
verwendet werden und Ti in der größten Menge vorhanden ist, ist
es bevorzugt, daß die
harte Phase im Inneren des Cermet-Substrates einen mittleren Teilchendurchmesser
din von 0,1 bis 1,5 μm aufweist und ein Oberflächenschichtbereich
existiert, bei dem die Konzentration von W vom Inneren bis zur Oberfläche in dem
Cermet-Substrat erhöht
ist.
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Somit
ist die Beschichtungsschicht mit der erwähnten spezifischen Zusammensetzung
auf der Oberfläche
des Cermet-Substrates
mit einem solchen Merkmal gebildet. Als Ergebnis trägt eine
große
Menge des "W"-Elementes, das in
der Substratoberfläche
existiert, und des "W"-Elementes, das in
der Beschichtungsschicht existiert, zur Verbesserung der thermischen
Schockresistenz der Substratoberfläche und der Beschichtungsschicht
ebenso wie zu einem guten Anhaften zwischen dem Substrat und der
Beschichtungsschicht bei. Zusätzlich
hat die Beschichtungsschicht eine hohe Härte und hohe Oxidationsresistenz,
und das Substrat hat ebenfalls eine hohe Härte. Dies ermöglicht,
daß das
Schneidwerkzeug eine hohe Abriebsresistenz und hohe Bruchresistenz
aufweist.
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Die
Beschichtungsschicht mit der erwähnten
Zusammensetzung kann an der Oberfläche des Substrates, bestehend
aus einem cBN-Sinterkörper,
insbesondere einem cBN-Sinterkörper
dessen Binderphase TiN und TiC enthält, haften. Beim Schneidwerkzeug
dieser Erfindung entfaltet die Beschichtungsschicht mit der genannten
Zusammensetzung eine hohe Oxidationsresistenz, wodurch das Fortschreiten
des Kraterabriebs unterdrückt
wird. Zusätzlich
verleihen die hohe Härte
und die kleine restliche Spannung der Beschichtungsschicht eine
ausgezeichnete Abriebsresistenz und Abplatzresistenz. Weiterhin
erhöht
die Einfügung
von TiN und TiC, die in der Binderphase des cBN-Sinterkörpers enthalten sind, die Festigkeit
des cBN-Sinterkörpers und
erniedrigt die restliche Spannung in der Oberfläche des cBN-Sinterkörpers, wodurch
die Abplatzresistenz des Schneidwerkzeugs verbessert wird.
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Bevorzugt
haftet die Beschichtungsschicht mit der genannten Zusammensetzung
an dem Substrat, das sich aus Aluminakeramiken zusammensetzt, die
in einer Matrix von Aluminateilchen 10 bis 90 mass% von zumindest
einem von Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, Carbonitrid- und
Kohlenstoff-Stickstoffoxid enthält.
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Die
Beschichtungsschicht hat somit eine hohe Oxidationsresistenz, wodurch
das Fortschreiten von Kraterabrieb unterdrückt wird. Zusätzlich tragen
die hohe Härte
und die kleine restliche Spannung der Beschichtungsschicht und das
gute Haften zwischen dem Substrat, das sich aus Aluminakeramiken
zusammensetzt, und der Beschichtungsschicht zu einer ausgezeichneten
Abriebsresistenz und Abplatzresistenz des Schneidwerkzeuges dieser
Erfindung bei.
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Ein
Verfahren zum Herstellen eines geschnittenen Gegenstandes durch
Verwendung eines Schneidwerkzeuges gemäß dieser Erfindung, umfaßt den Schritt,
daß die
Schneidkante des Schneidwerkzeuges auf einen nicht-geschnittenen
Gegenstand gelegt wird, unter Erhalt des geschnittenen Gegenstandes.
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Kurze Beschreibung der Zeichnungen
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1A und 1B sind
schematische Perspektivansichten und eine schematische Schnittansicht,
die ein Beispiel eines Schneidwerkzeuges dieser Erfindung zeigen;
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2A und 2B sind
Abtastelektromikrophotographien der Nähe der Oberfläche und
des Inneren eines Cermet-Substrates gemäß einem dritten bevorzugten
Ausführungsbeispiel
und
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3A und 3B sind
eine schematische Perspektivansicht und eine schematische Querschnittsansicht,
die ein anderes Beispiel des Schneidwerkzeuges dieser Erfindung
zeigen.
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Beschreibung der bevorzugten
Merkmale
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Erstes Ausführungsbeispiel
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Bei
einem Schneidwerkzeug (nachfolgend einfach als "Werkzeug" bezeichnet) gemäß dieser Erfindung ist ein
Quergrat zwischen einer freien Fläche und einer Flanke wie eine
Schneidkante geformt und eine Beschichtungsschicht ist auf der Oberfläche eines
Substrates gebildet.
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Entsprechend
dieser Erfindung hat die Beschichtungsschicht folgende Zusammensetzung:
Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x), worin M zumindest
eines ist, ausgewählt
aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0,01 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d 0,1 und
0 ≤ x ≤ 1. In diesem
Zusammensetzungsbereich kann die Temperatur für den Beginn der Oxidation
erhöht
werden, wodurch die Oxidationsresistenz und Abriebsresistenz erhöht werden.
Weiterhin kann das Abplatzen, das an dem Steg der Schneidkante auftreten
kann, unterdrückt
werden, unter Erhöhung
der Bruchresistenz.
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Wenn "a" (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 ist, kann
die Oxidationsresistenz der Beschichtungsschicht erniedrigt werden.
Wenn "a" größer als
0,55 ist, gibt es die Tendenz, daß die Kristallstruktur der
Beschichtungsschicht sich von einem kubischen in einen hexagonalen
Kristall ändert
und die Härte
erniedrigt wird. Besonders bevorzugt ist "a" in
dem Bereich von 0,48 ≤ a ≤ 0,52.
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Wenn "b" (W-Gehalt) kleiner als 0,01 ist, kann
die Bruchresistenz der Beschichtungsschicht erniedrigt werden, und
das Abplatzen kann beim Schneiden auftreten. Wenn "b" größer als
0,1 ist, wird die Härte
der Beschichtungsschicht erniedrigt. Ein besonders bevorzugter Bereich
von "b" ist 0,1 ≤ b ≤ 0,08.
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Wenn "c" (Si-Gehalt) kleiner als 0,01 ist, wird
die Temperatur für
den Beginn der Oxidation erniedrigt, wodurch die Abriebresistenz
beim Schneiden verschlechtert wird. Wenn "c" größer als
0,05 ist, erniedrigt sich die Härte
der Beschichtungsschicht. Ein besonders bevorzugter Bereich für "c" ist 0,01 ≤ c ≤ 0,04.
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Wenn "d" (M-Gehalt) kleiner als 0,01 ist, wird
die Temperatur für
den Beginn der Oxidation erniedrigt. Wenn "d" größer als
0,1 ist, existiert ein Teil des Metalls M als wenig harte Phase
neben dem kubischen Kristall, wodurch die Härte der Beschichtungsschicht
erniedrigt wird. Besonders bevorzugt ist der Bereich "d" 0,01 ≤ d ≤ 0,08.
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Das
Metall M ist zumindest eines, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und
Y. Unter anderem ist Nb oder Mo bevorzugt im Hinblick auf die beste
Abriebsresistenz und Oxidationsresistenz enthalten.
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Kohlenstoff
(C) und Stickstoff (N) als nicht-metallische Zusammensetzungen der
Beschichtungsschicht dienen zum Verleihen einer Härte und
Fähigkeit,
die für
das Schneidwerkzeug erforderlich sind. Um das Erzeugen von Tröpfchen (grobe
Teilchen) in der Beschichtungsschichtoberfläche zu unterdrücken, ist
der besonders bevorzugte Bereich von "x" (N-Gehalt)
0 ≤ x ≤ 0,5.
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Die
Zusammensetzung der Beschichtungsschicht in dieser Erfindung kann
durch ein Energie-dispersives Röntgenbeugungsanalyse-(EDX)-Verfahren
oder durch ein Röntgenbeugungs-Photoelektronenspektroskopie-(XPS)-Verfahren
gemessen werden.
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Selbst
wenn die Beschichtungsschicht verdickt wird, ist die Beschichtungsschicht
für ein
Abplatzen nicht anfällig.
Selbst wenn die Beschichtungsschicht eine Dicke von 0,5 bis 6 μm aufweist,
können
die Schüppchenbildung
und das Abplatzen in der Beschichtungsschicht vermieden werden,
wodurch eine ausreichende Abriebsresistenz aufrechterhalten wird.
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Um
die Abplatzresistenz zu verbessern, ist es gewünscht, viele Schichten zu verwenden,
nämlich
eine Beschichtungsschicht und andere Schichten aus zumindest einer
Substanz, ausgewählt
aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden von Al und Elementen der
Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems. Beispiele der Elemente der
Gruppen 4, 5 und 6 sind Ti, V, Cr, Zr, Nb und Mo. Die Gesamtdicke
der vielen Schichten, bestehend aus der Beschichtungsschicht und
den anderen Schichten, ist bevorzugt 0,5 bis 8,0 μm angesichts
der Verhinderung der Schüppchenbildung
und des Abplatzens in der Beschichtungsschicht und der Aufrechterhaltung einer
ausreichenden Abriebsresistenz.
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Die
vielen Schichten können
erzielt werden durch alternierendes Übereinanderlegen der Beschichtungsschicht
und der anderen Schichten. Bevorzugt werden die vielen Schichten
aus zwei Schichten erzeugt, wobei die Beschichtungsschicht und die
andere Schicht in der genannten Reihenfolge oder in der umgekehrten
Reihenfolge übereinandergelegt
werden.
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Als
geeignetes Substrat gibt es Sinterhartmetall und Cermet, bestehend
aus einer harten Phase, die sich hauptsächlich aus Wolframcarbid oder
Titancarbonitrid zusammensetzt, und einer Bindephase, die hauptsächlich aus
einem Metall der Eisenfamilie wie Cobalt oder Nickel zusammengesetzt
ist; und harte Materialien wie Ultrahochdruck-Sinterkörper, der
durch Sintern bei einem ultrahohen Druck erhalten werden kann, eine harte
Phase, erzeugt aus einer Keramik, die sich hauptsächlich aus
Siliciumnitrid und Aluminiumoxid zusammensetzt, polykristalliner
Diamant oder kubisches Bornitrid, und eine Bindephase, die sich
aus Keramik oder einem Metall der Eisenfamilie zusammensetzt.
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<Herstellungsverfahren>
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Das
Verfahren zur Herstellung des Schneidwerkzeuges dieses ersten Ausführungsbeispiels
wird nachfolgend beschrieben.
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Zunächst wird
ein Werkzeug-förmiges
Substrat durch ein bekanntes Verfahren hergestellt. Eine Beschichtungsschicht
wird dann auf der Oberfläche
des Substrates gebildet.
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Als
Verfahren zum Bilden einer Beschichtungsschicht kann ein physiologisches
Dampfniederschlagsverfahren (PVD) wie Ionen-Plattierverfahren oder Sputterverfahren
geeignet verwendet werden. Ein Beispiel des Verfahrens wird detailliert
beschrieben. Wenn die Beschichtungsschicht durch ein Ionen-Plattierverfahren gebildet
wird, wobei ein Metalltarget oder ein Legierungstarget verwendet
wird, das unabhängig
metallisches Titan (Ti), metallisches Aluminium (Al), metallisches
Wolfram (W), metallisches Silicium (Si), metallisches Metall (M)
M ist zumindest eines, ausgewählt
aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthält,
wird die Filmbildung durchgeführt, indem
eine Metallquelle durch eine Bogenentladung oder Glühentladung
verdampft und ionisiert wird und gleichzeitig mit Stickstoff (N2)-Gas als Stickstoffquelle oder alternativ
Methan (CH4)- oder Acetylen (C2H2)-Gas als Kohlenstoffquelle reagiert wird.
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Durch
Zufuhr von Stickstoffgas (N2) und Argongas
(Ar) in einem Verhältnis
von 1 bis 10 Pa als Filmgebungsatmosphäre kann das Anhaften und die
Härte der
Beschichtungsschicht in bezug auf das Substrat verbessert werden.
Zur Erhöhung
des Anhaftens und der Härte
der Beschichtungsschicht im Hinblick auf das Substrat ist das Mischungsverhältnis von
Stickstoffgas (N2) und Argongas (Ar) bevorzugt
so, daß die
Fließrate
von Argongas zum Stickstoff 1:9 bis 4:6 ist.
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Wenn
die Beschichtungsschicht durch ein Ionenplattierverfahren oder Sputterverfahren
gebildet wird, wird eine Bias-Spannung von 30 bis 200 V bevorzugt
so aufgebracht, daß die
Kristallstruktur und Orientierung der Beschichtungsschicht eingestellt
werden kann, zur Herstellung der Beschichtungsschicht mit hoher
Härte und
zur Erhöhung
der Anhaftung am Substrat.
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Zweites Ausführungsbeispiel
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Gemäß einem
zweiten bevorzugten Ausführungsbeispiel
dieser Erfindung setzt sich das Substrat aus Sinterhartmetall zusammen,
wobei eine Wolframcarbid-Phase durch 5 bis 7 mass% einer Binderphase
gebunden ist. Die Wolframcarbid-Phase hat zwei Peakspitzen bei der
Teilchengrößenverteilung,
nämlich
eine Peakspitze an der Seite der feinen Teilchen mit einer Teilchengröße von 0,1
bis 0,8 μm
und eine Peakspitze an der Seite der groben Teilchen mit einer Teilchengröße von 1,5
bis 3,0 μm.
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Das
Werkzeug, das mit dem Sinterhartmetall mit der genannten Konstruktion
versehen ist, hat eine hohe Abriebsresistenz und hohe Bruchresistenz.
Wenn die Peakspitzenposition der Seite der feinen Teilchen 0,1 μm oder mehr
ist, wird die Festigkeit des Substrates hoch und daher wird die
Bruchresistenz des Werkzeuges nicht erniedrigt. Wenn die Peakspitzenposition
der Seite der feinen Teilchen 0,8 μm oder weniger ist, ist die
Härte des
Substrates hoch und daher wird die Abriebsresistenz des Werkzeuges
verbessert. Wenn auf der anderen Seite die Peakspitzenposition auf
der Seite der groben Teilchen 1,5 μm oder weniger ist, wird die
Wirkung zur Verbesserung der Festigkeit des Substrates hoch und
daher wird die Bruchresistenz des Werkzeugs verbessert. Wenn die
Peakspitzenposition an der Seite der groben Teilchen 3,0 μm oder weniger
ist, wird die Festigkeit des Substrates hoch und die Abriebsresistenz
des Werkzeuges wird verbessert, ohne daß die Härte des Substrates erniedrigt
wird.
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Im
Sinterhartmetallsubstrat mit der Kombination aus den feinen und
den groben Teilchen wie bei dieser Erfindung können die dispergierten groben
Teilchen, falls Risse durch den Schock auf dem Substrat auftreten, die
Verbreitung dieser Risse unterdrücken,
wodurch eine Verbesserung der Bruchresistenz des Werkzeuges ermöglicht wird.
Bei einer einzelnen Peakspitze ist die Wirkung zur Verbesserung
der Festigkeit unter Beibehaltung der Härte einer Basis klein, wenn
keine zwei Peakspitzen an der Seite der feinen bzw. der groben Teilchen
existieren.
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Wenn
der Gehalt der Binderphase des Sinterhartmetall-Substrates 5 mass% oder mehr ist, wird
die Bruchresistenz des Werkzeuges verbessert. Wenn der Gehalt der
Binderphase 7 mass% oder weniger ist, ist die Abriebresistenz hoch,
und insbesondere wird die Schneidleistung in einem Schneidvorgang
ausreichend, wobei die Dimension der zu schneidenden Oberfläche und
die Oberflächenrauhigkeit
wie beim Endbearbeitungsverfahren wichtig werden.
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Es
ist wünschenswert,
daß die
genannte Wolframcarbid-Phase einen mittleren Teilchendurchmesser von
0,5 bis 1,0 μm
aufweist, um eine weitere Verbesserung der Abriebsresistenz und
Bruchresistenz zu erzielen. Der mittlere Teilchendurchmesser der
Wolframcarbid-Phase kann entsprechend dem Verfahren zum Messen eines
mittleren Teilchendurchmessers gemäß CIS-019D-2005 erhalten werden.
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Die
Beschichtungsschicht, die auf die Oberfläche des Substrates geschichtet
werden soll, ist die gleiche wie die Beschichtungsschicht im ersten
bevorzugten Ausführungsbeispiel.
Wenn jedoch das Substrat aus Sinterhartmetall erzeugt ist, kann
die Beschichtungsschicht eine Zusammensetzung aufweisen, dargestellt durch
Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x), worin M zumindest
eines ist, ausgewählt
aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b 0,1, 0 ≤ c ≤ 0,05, 0 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
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In
dem genannten Zusammensetzungsbereich der Beschichtungsschicht kann
die Oxidationsstarttemperatur erhöht werden, wodurch die Oxidationsresistenz
erhöht
wird. Daher kann die Abriebsresistenz während des Schneidens verbessert
werden, wodurch das Abplatzen unterdrückt wird, das am Steg der Schneidkante
auftreten kann, wodurch die Bruchresistenz verstärkt wird.
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<Herstellungsverfahren>
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Ein
Verfahren zum Herstellen eines Oberflächen-beschichteten Schneidwerkzeuges
gemäß dem zweiten
Ausführungsbeispiel
wird nachfolgend beschrieben.
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Bei
der Herstellung eines werkzeugförmigen
Sinterhartmetall-Substrates
werden zu Wolframcarbid (WC)-Pulver mit feinen Teilchen mit einem
mittleren Teilchendurchmesser von 0,3 bis 1,0 μm und Wolframcarbid (WC)-Pulver
mit groben Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von
1,5 bis 9,0 μm
6 mass% metallisches Cobalt (Co)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 1,2 μm
und 0,1 bis 2,0 mass% Chromcarbid (Cr3C2) zugegeben und 10 bis 20 Stunde unter Verwendung
einer Attritormühle
gemischt. Das gemischte Pulver wird durch einen Sprühtrockner
zu Körnchen
umgewandelt. Die Körnchen
werden zu einer Wegwerfeinführform
preßgeformt
mit anschließendem
Entfernen des Bindemittels. Dieses wird dann bei 1350 bis 1450°C unter einem
Vakuum von 0,01 Pa für
0,5 bis 2,0 Stunden gesintert, unter Erhalt des Sinterhartmetall-Substrates.
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Auf
gleiche Weise wie beim ersten Ausführungsbeispiel wird die Beschichtungsschicht
auf der Oberfläche
des genannten Substrates gebildet.
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Das
zweite bevorzugte Ausführungsbeispiel
ist sonst gleich wie das erste, und die Beschreibung hierfür wird daher
weggelassen.
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Drittes Ausführungsbeispiel
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Ein
Schneidwerkzeug eines dritten bevorzugten Ausführungsbeispiels wird unter
Bezugnahme auf die schematische Perspektivansicht bei 1A, die schematische Schnittansicht bei 1B und die Abtastelektronenphotos in der
Nähe der
Oberfläche
und dem Inneren des Schneidwerkzeuges gemäß den 2A bzw. 2B beschrieben.
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Wie
in 1A gezeigt ist, ist bei dem Schneidwerkzeug 1 des
dritten bevorzugten Ausführungsbeispiels
ein Kreuzsteg zwischen einer Freifläche 2 und einer Flanke 3 wie
eine Schneidkante 4 geformt und wie in 1B gezeigt
ist, ist eine Beschichtungsschicht 7 auf der Oberfläche eines
Substrates 6 gebildet. Das Substrat 6 setzt sich
aus Cermet zusammen.
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Das
heißt,
das Substrat 6 ist aus einer Binderphase 9, die
sich aus einem Metall der Eisenfamilie wie Co oder Ni zusammensetzt,
und einer harten Phase 10 gebildet, die sich aus Carbonitrid
von Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems zusammensetzt,
worin Ti und W als essentielle Komponenten verwendet werden und
Ti in der größten Menge
vorhanden ist. Die harte Phase 10 hat einen mittleren Teilchendurchmesser
din von 0,1 bis 1,5 μm. Es existiert ein Oberflächenbereich 11,
bei dem die Konzentration der Metallelemente W vom Inneren bis zur
Oberfläche
im Substrat erhöht
ist.
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Die
Beschichtungsschicht 7 hat eine Beschichtungsschicht 8 und
eine andere Beschichtungsschicht 15. Die andere Beschichtungsschicht 15 kann
weggelassen werden.
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Die
Beschichtungsschicht 8 ist die gleiche wie die Beschichtungsschicht
in dem ersten bevorzugten Ausführungsbeispiel.
Wenn das Substrat 6 das oben genannte Cermet ist, kann
jedoch die Beschichtungsschicht 8 eine Zusammensetzung
aufweisen, dargestellt durch Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x),
worin M ist zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und
Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
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Mit
dem Aufbau des Substrates 6 und der Beschichtungsschicht 7 verbessern
große
Mengen der W-Elemente, die in der Oberfläche des Substrat 6 existieren,
und der W-Elemente, die in der Beschichtungsschicht 8 enthalten
sind, die thermische Leitfähigkeit
in der Oberfläche
des Substrates 6 und in der Beschichtungsschicht 8.
Dies verbessert die thermische Schockresistenz des Werkzeuges 1 und
verbessert ebenfalls das Anhaften zwischen dem Substrat 6 und
der Beschichtungsschicht 7. Weiterhin hat die Beschichtungsschicht 8 eine
hohe Härte
und hohe Oxidationsresistenz, die harte Phase 10 des Substrates 6 hat
einen kleinen Teilchendurchmesser und eine hohe Härte. Als
Ergebnis hat das Werkzeug 1 eine hohe Abriebsresistenz
und hohe thermische Schockresistenz.
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Bei
den Abtastelektronenmikrophotographien des Querschnittes des Substrates 6 (2A und 2B)
ist die harte Phase 10 aus einer ersten harten Phase 10a mit
einer Kernstruktur, wobei ein grauweißer peripherer Teil 12 um
einen schwarzen Kernteil 12 herum existiert, und einer
zweiten harten Phase 10 erzeugt, die aus einem einzelnen
grauweißen
Teil besteht oder ist alternativ aus der ersten harten Phase 10a,
der zweiten harten Phase 10b und einer dritten harten Phase 10c hergestellt,
die aus einem einzelnen schwarzen Teil besteht. Die erste harte
Phase 10a im Inneren des Substrates 6 hat einen
mittleren Teilchendurchmesser d1in von 0,1 bis
1,3 μm,
die zweite harte Phase 10b hat einen mittleren Teilchendurchmesser
d2in von 0,2 bis 1,5 μm und die dritte harte Phase 10c hat
einen mittleren Teilchendurchmesser d3in von
0,2 bis 2,0 μm.
Dies ermöglicht, daß das Substrat 6 eine
ausgezeichnete Härte,
thermische Leitfähigkeit
und Festigkeit aufweist. Wie hierin verwendet bedeutet der Ausdruck "grauweiß" einen Farbton, der
eng bei Weiß liegt
oder einen Farbton, der eng bei Grau liegt, in Abhängigkeit
von den photographischen Bedingungen.
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In
der harten Phase 10 enthält der schwarze Kernteil 12 und
die dritte harte Phase 10c 80 mass% oder mehr Ti, und der
grauweiße
periphere Teil 13 der ersten harten Phase 10a und
der zweiten harten Phase 10b enthält mehr Metall mit Ausnahme
von Ti der Elemente der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems als
der schwarze Teil. Folglich kann das Substrat 6 eine hohe
Härte und
eine verbesserte thermische Leitfähigkeit und Festigkeit aufweisen,
wodurch eine hohe Abriebsresistenz und hohe thermische Schockresistenz
dem Werkzeug 1 verliehen wird.
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Der
Gehalt des Metalls der Eisenfamilie, das im Substrat 6 enthalten
ist, ist bevorzugt 4 bis 14 mass% angesichts der Ausgewogenheit
zwischen der Härte
und Festigkeit des Substrates 6. Es ist gewünscht, daß als Metall
der Eisenfamilie 65 mass% oder mehr Co bezogen auf die Gesamtmenge
des Metalls der Eisenfamilie enthalten ist, um die thermische Schockresistenz
des Schneidwerkzeuges zu verbessern. Um gute Sintereigenschaften
des Substrates 6 aufrecht zu erhalten, so daß das Substrat 6 eine
glatte gesinterte Oberfläche
aufweisen kann, ist es gewünscht,
daß als
Metall der Eisenfamilie Ni in einem Gehalt von 5 bis 50 mass%, insbesondere
10 bis 30 mass% enthalten ist.
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Wenn
der Kernteil 12 der ersten harten Phase 10a das
Metall der Eisenfamilie enthält,
ermöglicht
dies eine Verbesserung der Bruchresistenz, während die hohe Härte und
Festigkeit des Substrates beibehalten werden.
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Bevorzugt
ist das Flächenverhältnis S1in der ersten harten Phase 10a 40
bis 80 Flächen,
das Flächenverhältnis S2in der zweiten harten Phase 10b 5
bis 40 Flächen%
und das Flächenverhältnis Si3in der dritten harten Phase 10c 0
bis 30 Flächen%
zur gesamten Struktur in der restlichen Struktur des Substrates 6.
Dies ermöglicht,
daß das
Substrat 6 eine hohe Härte
und ausgezeichnete Festigkeit aufweist.
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Das
Verhältnis
eines mittleren Teilchendurchmessers dsf der
harten Phase 10 in einem Oberflächenbereich 11 und
zum mittleren Teilchendurchmesser din (dsf/din) ist bevorzugt
1,1 bis 1,8, um die Festigkeit in der Oberfläche des Substrates 6 zu
verbessern und das Abplatzen und die Schüppchenbildung der Beschichtungsschicht 7 zu
verhindern. Die Existenz des Oberflächenbereiches 11 kann überprüft werden,
indem ein Bereich, umfassend die Oberfläche des Substrates, mit einem
Elektronenabtastmikroskop beobachtet wird. Das heißt, der
Bereich in der Nähe
einer Tiefe von 1000 μm
von der Oberfläche
des Substrates 6 wird als Organisation eines internen Bereiches
beobachtet, und der mittlere Teilchendurchmesser der ersten harten
Phase 10a im internen Bereich wird gemessen. Gleichermaßen wird
der mittlere Teilchendurchmesser der ersten harten Phase 10a in
der Nähe
der Oberfläche
des Substrates 6 gemessen und mit dem mittleren Teilchendurchmesser
im Inneren verglichen. Wenn (dsf/din) größer als
1 ist, kann als Ergebnis bewertet werden, daß der Oberflächenbereich 11 im
Substrat 6 existiert. Wenn im Gegensatz dazu (dsf/din) 1 oder weniger
ist, kann beurteilt werden, daß der
Oberflächenbereich 11 im
Substrat 6 nicht existiert. Die gewünschte Dicke des Substratbereiches 11 ist
etwa 20-200 μm
von der Oberfläche
de Substrates 6.
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Das
Verhältnis
eines Flächenverhältnisses
S1sf der ersten harten Phase 10 in
dem Oberflächenbereich 11 und
dem Flächenverhältnis S1in (S1sf/S1in) ist bevorzugt 0,3 bis 0,7, so daß die Festigkeit
in der Oberfläche des
Substrates 6 verbessert werden kann, unter Unterdrückung des
Abplatzens und der Schüppchenbildung der
Beschichtungsschicht 7. Das Verhältnis eines Flächenverhältnisses
S2sf der zweiten harten Phase 10b in dem
Oberflächenbereich 11 und
des Flächenverhältnisses
S2in (S2sf/S2in) ist bevorzugt 1,5 bis 4, damit die Härte und
die thermische Leitfähigkeit
in der Oberfläche
des Substrates 6 erhöht
werden kann, unter Verbesserung der Abriebsresistenz und thermischen
Schockresistenz des Werkzeuges 1.
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Der
Teilchendurchmesser der harten Phase 10 in dieser Erfindung
wird entsprechend dem Verfahren zum Messen eines mittleren Teilchendurchmessers
gemessen, wie es in CIS-019D-2005
definiert ist. Die erste harte Phase 10a mit der Kernstruktur
wird gemessen, wobei als harte Phase die Fläche angesehen wird, die sich
zur äußeren Kante
des peripheren Teils erstreckt, der den Kernteil 12 und
den peripheren Teil 13 umfaßt.
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Wenn
das Flächenverhältnis S1ss der ersten harten Phase 10a nicht
weniger als 80 Flächen%
ist, ist ein ultradünner
Oberflächenbereich 14 bevorzugt
in einem tiefen Bereich von nicht mehr als 5 μm im Oberflächenbereich des Oberflächenschichtbereiches 11 vorhanden,
um das Anhaften der Beschichtungsschicht 7, die auf der
Oberfläche
des Substrates 6 gebildet wird, zu erhöhen.
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Wenn
die Beschichtungsschicht 8, die auf die Oberfläche des
Substrates 6 geschichtet werden soll, dem erwähnten Zusammensetzungsbereich
entspricht, kann die Oxidationsstarttemperatur erhöht werden, und
dadurch kann die Oxidationsresistenz verbessert werden, wodurch
die Abriebsresistenz verbessert wird, wenn mit dem Werkzeug 1 ein
Schneidvorgang durchgeführt
wird. Zusätzlich
kann das Abplatzen, das an der Spitze der Schneidkante 4 auftreten
kann, unterdrückt
werden, wodurch eine hohe Bruchresistenz erzielt wird.
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Es
ist gewünscht,
daß die
andere Konstitution der Beschichtungsschicht 7 gleich ist
wie beim ersten Ausführungsbeispiel.
Zusätzlich
ist die Dicke der Beschichtungsschicht 7 bevorzugt 0,5
bis 2 μm,
wenn das Schneidwerkzeug zum Verarbeiten von Präzisionsteilen verwendet wird.
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<Herstellungsverfahren>
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Ein
Verfahren zum Herstellen des Werkzeuges gemäß dem dritten Ausführungsbeispiel
wird nachfolgend beschrieben.
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Ein
gemischtes Pulver wird hergestellt durch Mischen (i) von TiCN-Pulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,1 bis 1,2 μm, bevorzugt
0,2 bis 0,9 μm,
(ii) zumindest einem, ausgewählt
aus TiN-Pulver, Carbid-Pulver und Carbonitrid-Pulver aus dem erwähnten anderen Metall, die jeweils
einen mittleren Teilchendurchmesser von 0,1 bis 2 μm aufweisen
und (iii) Co-Pulver oder Ni-Pulver, Nitrid-Pulver.
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Erfindungsgemäß ist es
wichtig, den mittleren Teilchendurchmesser des TiCN-Ausgangsmaterialpulvers
auf 0,1 bis 1,2 μm
einzustellen. Wenn der mittlere Teilchendurchmesser kleiner als
0,1 μm ist,
aggregiert das Ausgangsmaterial und das Cermet hat eine ungleichmäßige Struktur.
Bei einem Wert von mehr als 1,2 μm kann
das Cermet nicht die oben genannte Struktur aufweisen.
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Wenn
als Ausgangsmaterialpulver sowohl normales TiCN-Pulver als auch
TiCN-Co/Ni-dotiertes Pulver, das ein Bindemetall aus Co und/oder
Ni enthält,
verwendet wird, ist es leicht, eine harte Phase zu erzeugen, die
im Kernteil ein Metall der Eisenfamilie enthält.
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Bevorzugt
hat das Pulver aus dem Metall der Eisenfamilie, nämlich das
Co- und Ni-Pulver einen mittleren Teilchendurchmesser von nicht
mehr als 2 μm,
insbesondere 0,05 bis 1,5 μm,
damit die Sintereigenschaften des Cermet-Substrates verbessert werden. Mehr bevorzugt
wird ein Pulver aus einer festen Lösung, umfassend Co und Ni in
einem vorbestimmten Verhältnis
als Ausgangsmaterialpulver für
ein Bindermetall verwendet, um weiterhin die Sintereigenschaften
zu verbessern. Der mittlere Teilchendurchmesser des anderen Ausgangsmaterialpulvers
ist bevorzugt von 0,05 bis 3 μm.
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Zum
gemischten Pulver wird ein Bindemittel gegeben und dann in eine
vorbestimmte Form durch ein bekanntes Formgebungsverfahren wie Preßformen,
Extrusionsformen oder Spritzguß geformt.
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Die
feinen Teilchen aus TiC mit der bestimmten Form, Größe und Dichte
können
niedergeschlagen und in den harten Teilchen dispergiert werden,
indem ein Sintern unter folgenden Bedingungen durchgeführt wird.
Die Sinterbedingungen sind die folgenden: Nach Erhöhen der
Temperatur auf eine erste Sintertemperatur von 1050-1250°C bei einer
Rate A von 5°C/min
bis 15°C/min
wird (a) die Temperatur bei einer Rate B von 0,1°C/min bis 3°C/min von der ersten Sintertemperatur
auf 1300°C
erhöht;
(b) die Temperatur wird bei der Rate von 5°C/min bis 15°C/min in einer Atmosphäre eines Stickstoffpartialdruckes
von 10 bis 150 Pa von 1300°C bis
zu einer zweiten Sintertemperatur von 1400 bis 1600°C gebracht;
(c) das Inertgas, das beim Temperaturerhöhungsschritt (b) eingeführt wird,
wird gehalten, die maximale Temperatur des Temperaturerhöhungsschrittes (b)
wird eine bestimmte Zeit lang gehalten; und (d) die Temperatur wird
erniedrigt, wenn das Inertgas eingefüllt wird.
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Das
Substrat 6 mit der oben erwähnten Struktur kann erzeugt
werden, indem die Temperatur bei der Temperaturerhöhungsrate
während
des Sinterns erhöht
und die Temperatur erniedrigt wird, wenn eine bestimmte Menge des
Inertgases eingefüllt
ist.
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Dann
wird die Beschichtungsschicht 7 auf der Oberfläche des
Substrates 6 gebildet. Die Beschichtungsschicht 8 wird
auf gleiche Weise wie bei ersten Ausführungsbeispiel gebildet. Das
dritte Ausführungsbeispiel
ist sonst gleich wie das erste Ausführungsbeispiel, und die Beschreibung
hierfür
wird daher weggelassen.
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Viertes Ausführungsbeispiel
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Das
Schneidwerkzeug des vierten bevorzugten Ausführungsbeispiels wird unter
Bezugnahme auf die schematische Perspektivansicht gemäß 3A und die schematische Schnittansicht
gemäß 3B beschrieben.
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Wie
in 3A gezeigt ist, wird beim Schneidwerkzeug 21 des
vierten Ausführungsbeispiels
ein Quersteg zwischen einer Freifläche 22 und einer Flanke 23 wie
eine Schneidkante 24 geformt, und wie in 3B gezeigt
ist, wird eine harte Beschichtungsschicht 27 auf der Oberfläche eines
Substrates eines Substrates 26 gebildet, die aus dem cBN
Sinterkörper
besteht. Das Substrat 26 hat eine Struktur, daß es durch
eine Trägerplatte 31 an
dem Steg eines Endkörpers 30 hartgelötet ist.
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Die
harte Beschichtungsschicht 27 ist die gleiche wie die Beschichtungsschicht
beim ersten Ausführungsbeispiel.
Wenn das Substrat 26 der genannte cBN-Sinterkörper ist,
kann die Beschichtungsschicht 27 eine Zusammensetzung aufweisen,
dargestellt durch Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x), worin M zumindest
eines ist, ausgewählt
aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
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In
dem Zusammensetzungsbereich der Beschichtungsschicht 28,
kann die Oxidationsstarttemperatur erhöht werden, unter Erhöhung der
Oxidationsresistenz. Dies verbessert die Abriebsresistenz des Werkzeuges 21 während des
Schneidens und unterdrückt
insbesondere den Fortschritt des Kraterabriebes beim Verarbeiten
von schwer zu schneidenden Materialien wie gehärtetem Stahl. Zusätzlich kann
die restliche Spannung innerhalb der Beschichtungsschicht 28 reduziert
werden, unter Unterdrückung
des Abplatzens, das an der Spitze der Schneidkante 24 auftreten
kann, wodurch die Bruchresistenz verbessert wird.
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Es
ist gewünscht,
daß eine
andere Konstitution der harten Beschichtungsschicht 27 gleich
ist wie beim ersten Ausführungsbeispiel.
Zusätzlich
ist die Dicke der Beschichtungsschicht 27 bevorzugt 0,5
bis 5 μm
bei Verwendung als Schneidwerkzeug für das Verarbeiten von gehärtetem Stahl.
Die Dicke der Beschichtungsschicht 27 ist bevorzugt 1 bis
3 μm bei
Verwendung als Schneidwerkzeug zum Verarbeiten von Gußeisen.
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Auf
der anderen Seite hat der cBN (kubisches Bornitrid)-Sinterkörper, der
das Substrat 26 ausmacht, die Struktur, daß eine kontinuierliche
Binderphasenmatrix (nachfolgend lediglich als Binderphase bezeichnet) an
die Peripherie der cBN (kubisches Bornitrid)-Teilchen, die die harte
Phase ausmachen, bindet, und eine Zwischenphase zum Anhaften der
cBN-Teilchen und der Binderphase wird zwischen den cBN-Teilchen und der
Binderphase gebildet.
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In
der Binderphase ist bevorzugt eine Struktur vorhanden, daß ein Carbid
von mindestens einer Art von Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend
aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems (nachfolgend
einfach als Carbid bezeichnet) und ein Nitrid von mindestens einer
Art von Elementen, ausgewählt
aus der Gruppe bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des
Periodensystems (nachfolgend einfach als Nitrid bezeichnet) co-existieren,
das heißt,
daß das
Carbid und das Nitrid unabhängig
in der Binderphasenmatrix vorhanden sind. Zur Verstärkung der
Festigkeit des cBN-Sinterkörpers
(Substrat 26) ist es gewünscht, daß Titancarbid (TiC) als Carbid
und Titannitrid (TiN) als Nitrid im cBN-Sinterkörper (Substrat 26)
existieren.
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Die
Existenz des Carbides und des Nitrides im cBN-Sinterkörper (Substrat 26)
kann bestätigt
werden durch Hochglanzbearbeitung des cBN-Sinterkörpers (Substrat 26)
und Beobachten der polierten Oberfläche unter einem metallographischen
Mikroskop mit einer Vergrößerung von
100 bis 1000. Wenn TiN und TiC vorhanden sind, kann bestätigt werden,
daß der
hellste Bereich TiN ist, der dunkelste Bereich cBN-Teilchen darstellt
und der Bereich mit der mittleren Helligkeit TiC ist. Alternativ
kann dies durch Durchführen
einer Zusammensetzungsanalyse bestätigt werden. Wenn beispielsweise
WDS (Wellenlängen-dispersive
Röntgenbeugungsspektroskopie)
von EPMA (Elektronenproben-Mikroanalyse)
hierfür
verwendet wird, ist es möglich,
die Analyse für
Kohlenstoff, Stickstoff, Bor und metallische Elemente durchzuführen. Das
oben erwähnte
Flächenverhältnis kann
leicht durch Bildanalyse der metallographischen mikroskopischen
Bilder berechnet werden.
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Der
Teilchendurchmesser der cBN-Teilchen ist bevorzugt im Bereich von
0,2 bis 0,5 μm,
besonders 0,5 bis 3,0 μm,
im Hinblick auf die Abriebsresistenz und Festigkeit. Der mittlere
Teilchendurchmesser des cBN wird entsprechend dem Verfahren zum
Messen eines mittleren Teilchendurchmessers von Sinterhartmetall
gemessen, wie in CIS-019D-2005 definiert ist.
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Bevorzugt
existiert eine Zwischenphase, die sich aus einer intermetallischen
Verbindung, Carbid, Nitrid, Carbonitrid, Borid, Borcarbid, Bornitrid
oder Oxid von einer oder mehreren Arten von Elementen, ausgewählt aus
der Gruppe bestehend aus Metallen, Metallen der Eisenfamilie und
Al der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems zusammensetzt, in
dem äußeren peripheren
Teil der cBN-Teilchen, um eine Filmbeibehaltung der cBN-Teilchen
zu ermöglichen.
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<Herstellungsverfahren>
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Ein
Verfahren zur Herstellung des Werkzeuges gemäß dem vierten Ausführungsbeispiel
wird nachfolgend beschrieben.
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Beispielsweise
wird als Ausgangsmaterialpulver (a) cBN-Ausgangsmaterialpulver mit einem bestimmten
mittleren Teilchendurchmesser im Bereich von 0,2 bis 3 μm, (b) Carbid-Pulver von einer
oder mehreren Arten von Elementen, ausgewählt aus Metallen der Gruppen
4, 5 und 6 des Periodensystems mit jeweils einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,2 bis 3 μm,
besonders 0,5 bis 3 μm,
(c) Nitrid von einer oder mehreren Arten von Elementen, ausgewählt aus
Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, mit einem mittleren
Teilchendurchmesser von 0,2 bis 3 μm, besonders 0,5 bis 3 μm und gegebenenfalls
(d) Ausgangsmaterialpulver von Al oder zumindest einem Metall der
Eisenfamilie mit jeweils einem mittleren Teilchendurchmesser von
0,5 bis 5 μm,
in einer spezifischen Zusammensetzung gewogen. Diese Zusammensetzung
wird dann gemahlen und durch eine Kugelmühle 16 bis 72 Stunden lang
vermischt. Mehr bevorzugt haben das Carbid-Ausgangsmaterialpulver
und Nitrid-Ausgangsmaterialpulver
einen mittleren Teilchendurchmesser im Bereich von 1 bis 3 μm.
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Falls
erforderlich wird danach des gemischte Pulver in eine bestimmte
Form unter Anwendung eines bekannten Formgebungsverfahrens wie Preßformen,
Gießen,
Spritzfuß oder
Extrusionsformen geformt.
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Anschließend wird
der geformte Körper
dann in eine Ultrahochdruck-Sinteranlage zusammen mit einer getrennt
hergestellten Trägerplatte
aus Sinterhartmetall gegeben und 10 bis 30 Minuten bei einer bestimmten Temperatur
im Bereich von 1200 bis 1600°C
unter einem Druck von 4 bis 6 GPa gehalten, unter Erhalt des Substrates 26,
das sich aus dem kubischen Bornitrid-Sinterkörper gemäß dieser Erfindung zusammensetzt. Um
die Struktur zu erzielen, daß das
Carbid der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems und das Nitrid
der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems individuell vorhanden
sind, ist es bevorzugt, die Temperaturerhöhungs- und -erniedrigungsraten
auf 30 bis 50°C
pro Minute einzustellen, daß die
bestimmte Temperatur im Bereich von 1200 bis 1600°C liegt,
der Druck 5 GPa ist und die Heizhaltezeit 10 bis 15 Minuten beträgt.
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Dann
wird die harte Beschichtungsschicht 27 auf der Oberfläche des
Substrates 26 gebildet. Die Beschichtungsschicht 28 wird
auf gleiche Weise wie beim ersten Ausführungsbeispiel gebildet.
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Das
vierte Ausführungsbeispiel
ist sonst gleich wie das erste Ausführungsbeispiel und die Beschreibung
hierfür
wird daher weggelassen.
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Fünftes Ausführungsbeispiel
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Das
Schneidwerkzeug des fünften
Ausführungsbeispiels
dieser Erfindung wird unter Bezugnahme auf die erwähnte schematische
Perspektivansicht von 1A und die schematische
Schnittansicht von 1B beschrieben.
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Wie
in 1A gezeigt ist, wird bei einem
Schneidwerkzeug 1 dieses Ausführungsbeispiels ein Quersteg
zwischen einer Freifläche 2 und
einer Flanke 3 wie eine Schneidkante 4 geformt
und wie in 1B gezeigt ist, wird eine
Beschichtungsschicht 7 auf der Oberfläche eines Substrates 6 gebildet.
Das Substrat 6 eines fünften
bevorzugten Ausführungsbeispiels
ist aus Aluminakeramik zusammengesetzt.
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Das
heißt
die Aluminakeramik, die das Substrat 6 ausmacht, umfaßt in der
Matrix von Aluminiumxoxid-Teilchen 10 bis 90 mass% von
zumindest einem ausgewählt
aus Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, -carbonitrid und -oxicarbonitrid.
Durch Einfügen
von Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, -carbonitrid oder -carbostickstoffoxid
in die Aluminiumoxidkeramik kann die Festigkeit und Stärke des
Substrates verbessert werden, und das Anhaften mit der Beschichtungsschicht 7 kann
verbessert werden. Der Gehalt der zumindest einen Verbindung ausgewählt aus
Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, -carbonitrid und -carbonitrooxid
ist bevorzugt 20 bis 40 mass% im Hinblick auf die Eliminierung des
Unterschiedes des thermischen Expansionskoeffizienten von der Beschichtungsschicht 8.
Damit der Aluminiumoxidkermik durch das PVD-Verfahren eine Leitfähigkeit
verliehen werden kann, unter Erhalt einer guten Filmbildungseigenschaft,
ist es bevorzugt, daß Titancarbid
oder Titancarbonitrid in einem Anteil von 20 bis 40 mass% enthalten
ist.
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Es
ist mehr bevorzugt zumindest eines von Cobalt und Nickel in einem
Anteil von 0,05 bis 10 mass% in die Aluminiumoxidkeramik einzufügen, damit
die Festigkeit der Aluminiumoxidkermaiken und das Anhaften mit der
Beschichtungsschicht verbessert wird. Bei dem physikalischen Dampfniederschlagsverfahren
kann die Beschichtungsschicht mit einer hohen Anhaftung stabil gebildet
werden, indem der Aluminiumoxidkeramik eine Leitfähigkeit
verliehen wird. Bevorzugt ist der Anteil von zumindest einem von
Cobalt und Nickel 0,5 bis 2 mass%.
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Der
mittlere Teilchendurchmesser der Aluminiumoxid-Teilchen, die in
der Aluminiumoxidkeramik enthalten sind, ist 0,05 bis 3 μm, bevorzugt
0,1 bis 0,5 μm
angesichts der Abriebsresistenz und Festigkeit. Der mittlere Teilchendurchmesser
von zumindest einem von Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, -carbonitrid
und -carbonitroxid ist 0,2 bis 3 μm,
bevorzugt 0,5 bis 1 μm
angesichts der Verbesserungen der Abriebsresistenz und Festigkeit
ebenso wie der Einstellung der Leitfähigkeit. Der Teilchendurchmesser
der Aluminiumoxid-Teilchen und der oben erwähnten Teilchen aus der Titan-
oder Silicium-Verbindung wird entsprechend dem Verfahren zum Messen
eines mittleren Teilchendurchmessers von Sinterhartmetall wie in
CIS-019D-2005 definiert gemessen.
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Die
Beschichtungsschicht 7 hat eine Beschichtungsschicht 8 und
eine andere Beschichtungsschicht 15. Die andere Beschichtungsschicht 15 kann
weggelassen werden.
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Die
Beschichtungsschicht 8 ist die gleiche wie die Beschichtungsschicht
in dem ersten bevorzugten Ausführungsbeispiel.
Wenn das Substrat 6 die genannte Aluminiumoxidkeramik ist,
kann die Beschichtungsschicht 8 eine Zusammensetzung haben,
ausgedrückt
durch Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x), worin M zumindest
eines ist, ausgewählt
aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
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In
der genannten Zusammensetzung der Beschichtungsschicht 8 kann
die Oxidationsstarttemperatur erhöht werden, unter Erhöhung der
Oxidationsresistenz. Dies verbessert die Abriebsresistenz des Werkzeuges 1 während des
Schneidens und unterdrückt
insbesondere den Fortschritt des Kraterabriebs beim Verarbeiten
von schwer zu schneidenden Materialien wie gehärtetem Stahl. Zusätzlich kann
die restliche Spannung innerhalb der Beschichtungsschicht 8 reduziert
werden und daher kann das Abplatzen, das an der Spitze der Schneidkante 4 auftreten
kann, unterdrückt
werden, wodurch die Bruchresistenz erhöht wird.
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Weil
die Beschichtungsschicht 8 keine hohe Restspannung aufweist,
wenn sie verdickt ist, ist die Beschichtungsschicht 7 für ein Abplatzen
nicht anfällig.
Selbst wenn die Beschichtungsschicht eine Filmdicke von 0,5 bis
5 μm aufweist,
kann ein Abplatzen und eine Schüppchenbildung
durch die restliche Spannung der Beschichtungsschicht 8 selbst
verhindert werden. Als Ergebnis ist die Bruchresistenz hoch und
eine ausreichende Abriebsresistenz kann aufrecherhalten werden.
Die Filmdicke der Beschichtungsschicht liegt bevorzugt im Bereich
von 0,5 bis 5 μm.
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Es
ist gewünscht,
daß der
andere Aufbau der Beschichtungsschicht 7 gleich wie beim
ersten Ausführungsbeispiel
ist. Insbesondere bei Verwendung als Schneidwerkzeug zur Verarbeitung
von Materialien mit hoher Härte
ist die Dicke der Beschichtungsschicht 7 bevorzugt 0,5
bis 5 μm.
Bei Verwendung als Schneidwerkzeug zum Verarbeiten von Gußeisen ist
die Dicke der Beschichtungsschicht 7 bevorzugt 1 bis 3 μm.
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Die
Oberflächenrauhigkeit
der Grenzfläche
zwischen dem Substrat 6 und der Beschichtungsschicht 7 ist
bevorzugt 0,01 bis 0,2 μm,
um die Oberfläche
der Beschichtungsschicht zu glätten
und das Anhaften mit der Beschichtungsschicht zu verstärken.
-
<Herstellungsverfahren>
-
Ein
Verfahren zum Herstellen des Werkzeuges gemäß dem fünften Ausführungsbeispiel wird nachfolgend
erläutert.
-
Als
Ausgangsmaterialpulver werden beispielsweise (i) Aluminiumoxid-Ausgangsmaterialpulver
mit einem bestimmten mittleren Teilchendurchmesser im Bereich von
0,2 bis 3 μm,
(ii) Magnesiumoxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,5 bis 2 μm,
(iii) Cobaltoxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,1 bis 2 μm
und (iv) Nickeloxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,1 bis 2 μm
in einer speziellen Zusammensetzung gewogen und gemahlen und vermischt.
-
Das
erhaltene gemischte Pulver wird dann zu einer bestimmten Form unter
Verwendung irgendeines bekannten Formgebungsverfahrens, wie Preßformen,
Schlickerguß,
Spritzguß oder
Extrusionsformen geformt. Danach wird der geformte Körper vom
Bindemittel befreit (debindered) und bei 1500 bis 1750°C in der Atmosphäre oder
einer nicht-oxidierenden
Atmosphäre,
bevorzugt in einer nicht-oxidieren Argonatmosphäre gesintert. Falls gewünscht wird
die Oberfläche
des Substrate 6, das sich aus der erhaltenen Aluminiumoxidkeramik
zusammensetzt, gemahlen.
-
Dann
wird die Beschichtungsschicht 7 auf der Oberfläche des
Substrates 6 gebildet. Die Beschichtungsschicht 8 wird
auf gleiche Weise wie bim ersten Ausführungsbeispiel geformt.
-
Das
fünfte
Ausführungsbeispiel
ist sonst gleich wie das erste und die Beschreibung wird daher weggelassen.
-
Beispiele
-
Die
folgenden Beispiele erläutern
die Art der Durchführung
dieser Erfindung. Es ist jedoch zu verstehen, daß die Beispiele nur zur Erläuterung
angegeben werden und die Erfindung soll nicht auf irgendeines der spezifischen
Materialien oder Bedingungen hierin beschränkt werden.
-
Beispiel I-a
-
Zu
Wolframcarbid (WC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,8 μm
wurden 10 mass% metallisches Cobalt (Co)-Pulver mit einem mittleren
Teilchendurchmesser von 1,2 μm,
0,5 mass% Titancarbid (TiC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 1,0 μm
und eine Gesamtmenge von 5 mass% Vanadiumcarbid (VC)-Pulver und
Chromcarbid (Cr3C2)-Pulver
gegeben und vermischt. Das vermischte Pulver wurde zu einer Wegwerfspitzen-Insertform
(CNMA120408) preßgeformt.
Dann erfolgte ein Bindemittelentfernungsverfahren und anschließendes Sintern
im Vakuum von 0,01 Pa bei 1450°C
für 1 Stunde,
unter Erhalt eines Sinterhartmetallsubstrates. Das Substrat wurde
dann einer Schneidkantenverarbeitung (Honen R) durch Bürsten unterworfen.
-
Das
Substrat wurde in eine Bogenionen-Plattieranlage gegeben und auf
500°C erwärmt. Danach
wurde eine Beschichtungsschicht gemäß Tabelle 1 gebildet. Die Filmbildungsbedingungen
waren die folgenden. Ein gemischtes Gas aus Stickstoffgas und Argongas
(Stickstoffgas:Argongas = 2:8) wurde in eine Atmosphäre gegeben,
so daß der
Gesamtdruck 2,5 Pa war. Der Bogenstrom war 100 A, die Bias-Spannung
was 50 V und die Erwärmungstemperatur
war 500°C.
Die Zusammensetzung der Beschichtungsschicht wurde durch Verwendung
eines Abtastelektronenmikroskopes (VE-8800), hergestellt von KEYENCE
CORPORATIONS, bei einer Vergrößerung von
500 beobachtet, und die quantitative Analyse der Zusammensetzung
erfolgte bei einer Beschleunigungsspannung von 15 kV entsprechend
dem ZAF-Verfahren, einer Art eines energiedispersiven Röntgenbeugungsanalyse-(EDX)-Verfahrens,
indem ein EDAX-Analysator (AMETEK EDAX-VE9800) verwendet wurde,
der mit dem obigen Mikroskop versehen war. Die Elemente, die mit
diesem Verfahren nicht gemessen werden konnten, wurden durch Bestrahlen
von monochromem AlK (200 μm,
35 W, 15 kV) von einer Röntgenbeugungsquelle
bis zu einem gemessenen Bereich von etwa 200 μm unter Verwendung einer Röntgenbeugungs-Photoelektronenspektroskopie
(Quantum 2000) hergestellt von PHYSICAL ELEKTRONICS, gemessen. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
-
Das
erhaltene Insert (Schneidwerkzeug) wurde verwendet, um einen Oxidationstest
durch Halten bei 900°C
für 1 Stunde
durchzuführen.
Das Gewicht des Inserts wurde vor und nach dem Test gemessen. Eine Erhöhung des
Gewichtes wurde als Anzeichen für
die Oxidation aufgrund der Oxidationsreaktion pro spezifischer Oberfläche verwendet.
Ein kleinerer Fortschritt der Oxidation zeigt eine höhere Oxidationsresistenz
an.
-
Dann
wurde das gleiche Insert verwendet zur Durchführung eines Schneidtestes unter
folgenden Schneidbedingungen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
- Schneideerfahren: Drehen
- Schneidgegenstand: SCM450
- Schneidgeschwindigkeit: 150 m/min
- Zuführrate:
0,25 mm/rev
- Schnitttiefe: 1,5 mm
- Schneidzustand: Trocken
- Auswertungsverfahren: Nach 20-minütigem Schneiden wurde das Vorhandensein/Abwesenheit
von Abplatzen, die Abriebsbreite der Flanke und die Abriebsbreite
der Schneidkante bewertet.
-
-
-
-
Folgendes
ist aufgrund von Tabelle 1 ersichtlich. Bei den Proben I-1 und I-16,
die kein M enthalten (zumindest eines ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und
Y) und bei der Probe I-17, die kein Al und M (zumindest eines ausgewählt aus
Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthält,
wurde die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht erniedrigt,
unter Erhöhung
der Abriebsmenge des Werkzeuges beim Schneiden. Bei der Probe I-18, bei
der "a" (Al-Gehalt) kleiner
als 0,45 war, wurde die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht
erniedrigt, unter Verschlechterung der Abriebsresistenz. Bei der
Probe I-19, bei der "a" (Al-Gehalt) größer als 0,55
war, wurde die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht vom kubischen
Kristall zum hexagonalen Kristall teilweise geändert, was zu einer schlechten
Abriebsresistenz des Werkzeuges führte. Bei der Probe I-20, bei der "b" (W-Gehalt) 0,1 überstieg, war die Abriebsresistenz
des Werkzeuges verschlechtert. Bei der Probe I-21, bei der "c" (Si-Gehalt) größer als 0,5 war, wurde die
Abriebsresistenz erniedrigt. Bei der Probe I-22, bei der "d" (M-Gehalt) 0,1 überstieg, wurde die Abriebsresistenz
des Werkzeuges verschlechtert.
-
Auf
der anderen Seite waren bei den Proben I-2 bis I-15, bei denen die
Zusammensetzung der harten Schicht im Bereich gemäß dieser
Erfindung lag, die thermische Resistenz und Schweißresistenz
für einen Schneidgegenstand
verbessert unter Entfaltung einer ausgezeichneten Abriebsresistenz
ebenso wie guten Bruchresistenz.
-
Beispiel I-b
-
Zu
Wolframcarbid (WC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,5 μm
wurden 10 mass% Metallcobalt (Co)-Pulver und insgesamt 1 mass% Vanadiumcarbid
(VC)-Pulver und Chromcarbid (Cr3C2)-Pulver gegeben und vermischt. Das gemischte
Pulver wurde geformt, gesintert und gemahlen, unter Erhalt eines
Fingerfräsers
mit vier Rillen und einem externen Durchmesser von 16 mm. Mit dem
gleichen Bogenionen-Plattierverfahren
wie bei Beispiel I-a wurden die Beschichtungsschichten mit den unterschiedlichen Zusammensetzungen
gemäß Tabelle
1 auf dem Substrat gebildet.
-
Dann
wurden die erhaltenen hart beschichteten Fingerfräsen verwendet,
um einen Schneidtest unter folgenden Schneidbedingungen durchzuführen. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
- Schneideerfahren:
Abwärtsschnitt
- Schneidgegenstand: SCM440
- Schneidgeschwindigkeit: 80 m/min
- Zuführrate:
0,08 mm/Zahn
- Schneidtiefe: d = 18 mm × Querschneiden
w = 1,5 mm
- Schneidzustand: Luftstrom
- Auswertungsverfahren: Nach 90-minütigem Schneiden wurden das
Vorhandensein/Abwesenheit von Abplatzungen und die Abriebsbreite
der Flanke bewertet.
-
Folgendes
ist aus Tabelle 1 ersichtlich. Wie die Auswertungsergebnisse beim
Insert (Schneidwerkzeug) von Beispiel I-1 hatten bei den Proben
I-1 und I-16, die kein M (zumindest eins, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und
Y) enthielten, die Proben I-17, die kein Al und M (zumindest eins
ausgewählt
aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielt und die Probe I-18, bei der "a" (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 war, die
Fingerfräse
eine große
Abriebsmenge, was zu einer geringen Abriebsresistenz führt. Bei
der Probe I-19, bei der "a" (Al-Gehalt) größer als
0,55 war, Probe I-20, bei der "b" (W-Gehalt) größer als
0,1 war und Probe I-21, bei der "c" (Si-Gehalt) größer als
0,05 war, hatten die Werkzeuge eine geringe Abriebsresistenz. Bei
der Probe I-22, bei der "d" (M-Gehalt) 0,1 überstieg,
war die Abriebsresistenz der Beschichtungsschicht erniedrigt.
-
Auf
der anderen Seite wurden bei den Proben I-2 bis I-15, bei der die
Zusammensetzung der harten Schicht im Bereich gemäß dieser
Erfindung lag, eine ausgezeichnete Abriebsresistenz und Bruchresistenz
in der Verarbeitung der Fingerfräse
erhalten.
-
Beispiel I-c
-
Unter
den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel I-a wurde die Beschichtungsschicht
gemäß Tabelle 2
auf dem Substrat von Beispiel I-a gebildet und die Werkzeugleistung
wurde unter den gleichen Bedingungen wie bei den Beispielen I-a
und I-b bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
-
-
Aufgrund
von Tabelle 2 ist ersichtlich, daß die Proben I-27 und I-28,
die keine Beschichtungsschicht aufwiesen, eine geringe Abriebsresistenz
und ein Abplatzen an der Schneidkante aufwiesen. Auf der anderen Seite
waren die Proben I-23 und I-26, die mit der Beschichtungsschicht
gemäß dieser
Erfindung versehen waren, frei von Abplatzen und entfalteten eine
ausgezeichnete Abriebsresistenz.
-
Beispiel I-d
-
Zu
feinteiligem Wolframcarbid (WC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,5 μm
und groben Wolframcarbid (WC)-Pulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 2,5 μm wurden 6 mass% metallisches
Cobalt (Co)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm und 0,4
mass% Chromcarbid (Cr3Cr2)-Pulver
gegeben und durch eine Attritor-Mühle für die Zeit
gemäß Tabelle
3 vermischt. Das gemischte Pulver wurde dann getrocknet, zur Herstellung
von Körnchen
durch einen Sprühtrockner.
Unter Verwendung der resultierenden Körnchen wurde das Sinterhartmetallsubstrat
gemäß Tabelle
3 hergestellt.
-
-
Die
Beschichtungsschicht gemäß Tabelle
4 wurde auf der Oberfläche
des Substrates unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel I-a
gebildet, und die Werkzeugleistung wurde unter den gleichen Schneidbedingungen
wie bei Beispiel I-a bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4
gezeigt.
-
-
Beispiel II (Schneidwerkzeuge mit einem
Sinterhartmetallsubstrat)
-
Die
Körnchen
gemäß Beispiel
I-d wurden in einer bestimmten Wegwerf-Insertform (DCET11T301) preßgeformt
mit anschließendem
Entbinden. Dies wurde dann unter Vakuum von 0,01 Pa und den Bedingungen
gemäß Tabelle
5 gesintert, unter Erhalt des Sinterhartmetall-Substrates.
-
Das
Substrat wurde in einen Ionenbogen-Plattieranlage gegeben und auf
500°C erwärmt. Danach wurde
eine Beschichtungsschicht gemäß Tabelle
5 gebildet. Die Filmbildungsbedingungen und die Zusammensetzungsanalyse
der Beschichtungsschicht wurden auf gleiche Weise wie bei Beispiel
I-a durchgeführt. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.
-
Das
erhaltene Insert wurde zur Durchführung eines Schneidtests unter
folgenden Bedingungen verwendet. Die Ergebnisse sind in Tabelle
5 gezeigt.
- Schneideerfahren: Drehen
- Schneidgegenstand: Automatenstahl (SUM23L)
- Schneidgeschwindigkeit: 100 m/min
- Zuführrate:
0,08 mm/rev
- Schneidtiefe: 0,5 mm
- Schneidzustand: Trocken
- Auswertungsverfahren: Nach 10-minütigem Schneiden wurde das Vorhandensein/Abwesenheit
des Abplatzens und die Oberflächenrauhigkeit
(Rz) des geschnittenen Gegenstandes beobachtet.
-
-
-
Folgendes
ist aufgrund von Tabelle 5 ersichtlich. Bei den Proben II-1 und
II-8, die kein M (zumindest eines von Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielten,
und der Probe II-9, die kein Al und M (zumindest eines ausgewählt aus
Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielt, war die Oxidationsstarttemperatur
erniedrigt, unter Erhöhung
der Menge des Abriebs des Werkzeuges beim Schneiden. Ebenso war
bei der Probe II-10, bei der in "a" (Al-Gehalt) kleiner als
0,45 war, die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht
A erniedrigt, unter Verschlechterung der Abriebsresistenz des Werkzeuges.
Im Gegensatz dazu war bei Probe II-14, bei der "a" (Al-Gehalt)
größer als 0,55
war, die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht A teilweise vom
kubischen Kristall in einen hexagonalen Kristall geändert, und
die Abriebsresistenz des Werkzeuges war verschlechtert. Bei der
Probe II-11, bei der "b" (W-Gehalt) 0,1 überstieg,
war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert. Bei der
Probe II-12, bei der "c" (Si-Gehalt) 0,05 überstieg,
war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert. Bei der
Probe II-13, bei "d" (M-Gehalt) 0,1 überstieg,
war die Abriebsresistenz erniedrigt.
-
Auf
der anderen Seite hatten die Proben II-2 bis II-7, bei denen die
Zusammensetzung der harten Schicht im Bereich dieser Erfindung lag,
eine ausgezeichnete Abriebsresistenz und gute Bruchresistenz.
-
Beispiel III-a (Schneidwerkzeuge mit einem
Cermet-Substrat)
-
In
den Verhältnissen
gemäß Tabelle
6 wurden TiCN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von
0,7 μm,
TiN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm, TaC-Pulver mit einem
mittleren Teilchendurchmesser von 2 μm, NbC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 1,5 μm,
WC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,1 μm, ZrC-Pulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,8 μm, VC-Pulver mit einem mittleren
Teilchendurchmesser von 1,0 μm,
Ni-Pulver mit einem mittleren Teilchendurcmesser von 2,4 μm und Co-Pulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,9 μm durch ein "Microtrack"-Verfahren gemessen und diese Pulver
wurden zusammen vermischt. Das erhaltene gemischte Pulver wurde
mit Isopropylalkohol (IPA) unter Verwendung einer rostfreien Stahlkugelmühle und
Sinterhartmetallkugeln vermischt. Zum gemischten Pulver wurden 3
mass% Paraffin gegeben und vermischt und dann in eine Werkzeugform
gemäß DCET11T301
bei 200 MPa preßgeformt,
mit anschließendem
Sintern unter den Sinterbedingungen gemäß Tabelle 6. Bei den Temperaturerhöhungsschritten
(b) und (c) ist die N2-Atmosphäre in Tabelle
1 gezeigt.
-
In
der Tabelle 6 bedeutet die Temperaturerhöhungsrate A eine Rate, bei
der eine Temperatur auf eine erhöhte
Temperatur A angehoben wird, die Temperaturerhöhungsrate B bedeutet eine Rate,
bei der die erhöhte
Temperatur A auf eine erhöhte
Temperatur B erhöht
wird, und die Temperaturerhöhungsrate
C bedeutet eine Rate, bei der die erhöhte Temperatur B auf eine erhöhte Temperatur
C erhöht
wird. Das BC-Verfahren bedeutet eine Zeitperiode beim Durchgang
von der erhöhten
Temperatur B zur erhöhten
Temperatur C und erreicht einen Temperaturerniedrigungspunkt.
-
Das
erhaltene Cermet-Substrat wurde mit einem Diamantschleifer bearbeitet,
und die Herstellung einer Beschichtungsschicht und die Zusammensetzungsanalyse
davon wurden unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel I-a
durchgeführt.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt. Die Dicke der Beschichtungsschicht war
1,0 μm.
-
Das
erhaltene Schneidwerkzeug wurde mit einem Elektronenabtastmikroskop
(SEM) beobachtet. Im Hinblick auf 5 willkürliche Positionen an der Oberfläche und
im Inneren des Schneidwerkzeuges erfolgte eine Bildanalyse für einen
Bereich von 7 mm × 7
mm auf einem Mikrophotoapparat mit einer Vergrößerung von 7000, um die Existenz
der harten Phase zu bestätigen
(erste, zweite und dritte harte Phase). Der mittlere Teilchendurchmesser
dieser Positionen wurde ebenfalls gemessen. Die Ergebnisse sind
in Tabelle 7 gezeigt.
-
Das
erhaltene Insert wurde verwendet, um einen Schneidtest unter folgenden
Bedingungen durchzuführen.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt.
- Schneidgegenstand:
Automatenstahl (SUM23L)
- Schneidgeschwindigkeit: 120 m/min
- Zuführrate:
0,05 mm/Umdrehung
- Schneidtiefe: 0,5 mm
- Schneidzustand: Naß (unter
Verwendung eines öligen
Schneidfluids)
- Auswertungsverfahren: Die Oberflächenrauhigkeit der geschnittenen
Oberfläche
nach einem 600-minütigen Vorgang
des Schneidens des äußeren Durchmessers
durch eine Schneidlänge
von 20 mm, von ϕ20 mm bis ϕ10 mm wurde bewertet.
![Figure 00540001](https://patentimages.storage.googleapis.com/8c/29/45/5128bbc35f0ae9/00540001.png)
![Figure 00550001](https://patentimages.storage.googleapis.com/38/54/bf/23a0a2a9e0d7e6/00550001.png)
![Figure 00560001](https://patentimages.storage.googleapis.com/f9/42/eb/26bc7e1a263853/00560001.png)
![Figure 00570001](https://patentimages.storage.googleapis.com/b0/d5/c3/f3c5e842b4a518/00570001.png)
![Figure 00580001](https://patentimages.storage.googleapis.com/f2/6b/7b/1203e204bccbfb/00580001.png)
![Figure 00590001](https://patentimages.storage.googleapis.com/ab/a5/45/ffddef36f00a89/00590001.png)
![Figure 00600001](https://patentimages.storage.googleapis.com/a2/b4/3c/2ebcc381527992/00600001.png)
![Figure 00610001](https://patentimages.storage.googleapis.com/ea/0a/98/940aa665bfe2bd/00610001.png)
Tabelle 8 Probe
Nr. | Beschichtungsschichts | Oberflächenrauhigkeit
(μm) |
III-1 | Ti0,35Al0,45W0,1Si0,05Nb0,05C0,3N0,7 | 4,95 |
III-2 | Ti0,40Al0,50W0,04Si0,03Mo0,03N | 4,76 |
III-3 | Ti0,46Al0,49W0,02Si0,01Nb0,02N | 4,22 |
III-4 | Ti0,40Al0,48W0,05Si0,02Ta0,05N | 4,41 |
III-5 | Ti0,40Al0,49W0,05Si0,03Y0,03N | 4,12 |
III-6 | Ti0,40Al0,48W0,05Si0,02Ta0,05N | 3,81 |
III-7 | Ti0,40Al0,48W0,04Si0,03Hf0,05N | 3,15 |
*III-8 | Ti0,36Al0,60W0,02Si0,01Mo0,01N | 8,35 |
*III-9 | Ti0,2Al0,53Si0,02Ta0,05N | 8,25 |
*III-10 | Ti0,4Al0,53Si0,02Ta0,05N | Bruch |
*III-11 | Ti0,40Al0,45W0,05Si0,1N | 7,48 |
*III-12 | Ti0,26Al0,50W0,02Si0,02Mo0,2N | 7,55 |
*III-13 | Ti0,40Al0,45W0,05Si0,1Nb0,1N | 7,65 |
*III-14 | Ti0,40Al0,40W0,10Si0,05Nb0,05N | 6,24 |
*III-15 | Ti0,56Al0,40W0,02Si0,01Mo0,01N | 7,46 |
III-16 | Ti0,40Al0,50W0,04Si0,03Mo0,03N | 5,53 |
III-17 | Ti0,46Al0,49W0,02Si0,01Nb0,02N | 5,85 |
III-18 | Ti0,40Al0,48W0,05Si0,02Ta0,05N | 5,11 |
III-19 | Ti0,40Al0,49W0,05Si0,03Y0,03N | 5,93 |
III-20 | Ti0,30Al0,45W0,20Si0,02Nb0,03N | 5,26 |
III-21 | Ti0,40Al0,50W0,04Si0,03Mo0,03N | 5,38 |
III-22 | Ti0,46Al0,49W0,02Si0,01Nb0,02N | 5,42 |
III-23 | Ti0,40Al0,48W0,05Si0,02Ta0,05N | 5,76 |
III-24 | Ti0,40Al0,49W0,05Si0,03Y0,03N | 5,91 |
III-25 | Ti0,40Al0,49W0,05Si0,03Y0,03N | 5,06 |
III-26 | Ti0,40Al0,49W0,05Si0,03Y0,03N | 5,28 |
*III-27 | Ti0,45Al0,45W0,05Nb0,05N | 6,11 |
- * Probe außerhalb des Umfangs dieser
Erfindung
-
Folgendes
wird aufgrund von Tabelle 6 bis 8 festgestellt. Bei der Probe III-8,
bei der "a" (Al-Gehalt) größer als
0,55 war, änderte
sich die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht A teilweise vom
kubischen Kristall zum hexagonalen Kristall, so daß das Werkzeug
eine schlechte Abriebsresistenz hatte, und daher wurde die endgültige Oberflächenrauhigkeit
erniedrigt. Im Gegensatz dazu war bei der Probe III-15, bei der "a" (Al-Gehalt)
kleiner als 0,45 war, die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht
A erniedrigt, unter Verschlechterung der Abriebsresistenz des Werkzeuges,
wodurch die Endoberflächenrauhigkeit
erniedrigt wurde. Bei der Probe III-10, bei der kein W enthalten war und "b" (W-Gehalt) Null war, wies das Werkzeug
ein Abplatzen auf. Im Gegensatz dazu hatte bei der Probe III-9,
bei der "b" (W-Gehalt) 0,1 überstieg,
das Werkzeug eine schlechte Abriebsresistenz. Bei diesen zwei Proben
war die Endoberflächenrauhigkeit
erniedrigt. Bei der Probe III-13, bei der "c" (Si-Gehalt)
0,05 überstieg,
war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert und die Endkoberflächenrauhigkeit
war erniedrigt. Bei der Probe III-11, die kein M (zumindest eins, ausgewählt aus
Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielt, war die Oxidationsstarttemperatur
erniedrigt, unter Erhöhung der
Menge des Abriebsdes Schneidwerkzeuges beim Schneiden. Im Gegensatz
dazu war bei der Probe III-12, bei der "d" (M-Gehalt)
0,1 überstieg,
die Abriebsresistenz erniedrigt, und die Endoberflächenrauhigkeit
war erniedrigt.
-
Auf
der anderen Seite waren bei den Proben III-1 bis III-2 und III-16
bis III-26, bei denen die Zusammensetzung der harten Schicht im
erfindungsgemäßen Bereich
lag, die thermische Resistenz und Niederschlagsresistenz verbessert,
unter Erhalt einer ausgezeichneten Abriebsresistenz und guten Bruchresistenz. Dies
führte
zu einer guten Oberflächenrauhigkeit
der endgültigen
Oberfläche.
-
Beispiel III-b
-
Ein
Schneidwerkzeug (Probe Nr. III-27) wurde unter den gleichen Bedingungen
wie die Probe III-7 bei Beispiel III-a hergestellt, mit der Ausnahme,
daß die
Werkzeugform in CNMG120408 geändert
wurde und die Schichtdicke der Beschichtungsschicht 3,0 μm war. Diese
Probe wurde zur Durchführung
eines Schneidtests unter den folgenden Bedingungen verwendet.
- Schneidgegenstand:
SNCN439
- Schneidgeschwindigkeit: 300 m/min
- Zuführrate:
0,20 mm/Umdrehung
- Schneidtiefe: 1,0 mm
- Schneidzustand: Naß (wäßriges Schneidfluid)
- Auswertungsverfahren: Kontinuierliches Schneiden des Außendurchmessers
(Abriebsbreite der Flanke nach 30-minütigem Vorgang).
-
Als
Vergleichsprobe wurde ein Schneidwerkzeug (Probe III-28) auf gleiche
Weise wie die Probe III-14 bei Beispiel III-a hergestellt, mit der
Ausnahme, daß die
Werkzeugform in CNMG120408 geändert
wurde und die Schichtdicke der Beschichtungsschicht 3,0 μm war. Die
gleiche Schneidbewertung wie oben wurde durchgeführt.
-
Bei
der Probe III-27 war die Abriebsfreite der Flanke 0,094 mm selbst
30 Minuten nach Beginn des Schneidens. Auf der anderen Seite war
bei der Probe III-28 die Abriebsbreite der Flanke 0,27 mm 30 Minuten nach
Beginn des Schneidens. Das heißt,
die Abriebsresistenz der Probe III-28 war schlechter als die bei
der Probe III-27.
-
Beispiel III-c
-
Ein
Schneidwerkzeug (Probe III-29) wurde unter den gleichen Bedingungen
wie die Probe III-7 bei Beispiel III-a hergestellt, mit der Ausnahme,
daß das
TiCN-Pulver und das Co-Pulver als Cermet-Ausgangsmaterialen des
Substrates in 30 mass% TiCN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,7 μm
(gleich wie bei der Probe III-7), 22 mass% TiCN-Pulver mit 10 mass% Co und mit einem
mittleren Teilchendurchmesser von 1,0 μm und 7 mass% Co-Pulver mit
einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,9 μm (gleich wie bei der Probe
III-7) geändert
wurde.
-
Bei
dem erhaltenen Schneidwerkzeug wurde die Existenz der harten Phase
(erste, zweite und dritte harte Phase) unter den gleichen Bedingungen
wie bei Beispiel III-a bestätigt.
Die Ergebnisse waren: d1in = 0,70 μm, d2in = 1,50 μm, d3in =
0,50 μm,
din = 0,90 μm, S1in =
55 Flächen%,
S2in = 40 Flächen, S3in =
2 Flächen,
S1sf = 25 Flächen, S2sf =
70 Flächen,
S3sf = 2 Flächen, S1sf/S1in = 0,45 und S2sf/S2in = 1,75. Eine Schneidbewertung erfolgte
unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel III-a. Die Oberflächenrauhigkeit
(Rz) der bearbeiteten Oberfläche
des Schneidgegenstandes war 3,31 μm.
-
Die
Probe III-29 wurde weiterhin durch ein Transmissionselektronenmikroskop
(TEM) beobachtet. Spezifisch wurde die erste harte Phase mit einer
Kernstruktur beobachtet, unter Feststellung von mehreren Kernteilzusammensetzungn.
Es wurde bestätigt,
daß es
einen Kernteil gab, dessen Metallzusammensetzung nur aus Ti bestand,
und einen Kernteil gab, dessen Metallzusammensetzung aus Ti und
Co bestand.
-
Beispiel IV-a
-
(Schneidwerkzeug, versehen mit einem Substrat
aus einem cBN-Sinterkörper)
-
50
Vol.% eines cBN-Ausgangsmaterialpulvers mit einem mittleren Teilchendurchmesser
von 0,8 μm, 40
Vol.% TiN-Ausgangsmaterialpulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm und 10 Vol.% Al-Metall-Ausgangsmaterialpulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm wurden hergestellt. Diese
Pulver wurden 15 Stunden durch eine Kugelmühle unter Verwendung von Aluminiumoxid-Kugeln
vermischt. Das gemischte Pulver wurde bei einem Druck von 98 MPa
preßgeformt.
Unter Verwendung einer Ultrahochdruckanlage wurde der gebildete
Körper
durch Erhöhend
er Temperatur bei 50°C/min
und Halten bei einem Druck von 5,0 GPa und bei 1500°C für 15 Minuten
und anschließendes
Erniedrigen der Temperatur bei 50°C/min
gesintert, unter Erhalt eines cBN-Sinterkörpers. Der erhaltene Sinterkörper wurde
in bestimmte Dimensionen durch ein Drahtverfahren mit Elektroentladung
geschnitten. Eine Schneidkantenschulter, die an der Spitze der Schneidkante
des Sinterhartmetallsubstrates gebildet war, wurde hartgelöstet. Die
Schneidkante des cBN-Sinterkörpers
wurde einem Abschreckhonen unter Verwendung einer Diamantschleifscheibe
unterworfen.
-
Die
Herstellung der Beschichtungsschicht auf dem somit erhaltenen Substrat
(mit einer Wegwerfspitzenform wie in JIS·CNGA12048 definiert) und
die Zusammensetzungsanalyse davon wurden auf gleiche Weise wie bei
Beispiel I-a durchgeführt.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 als Zusammensetzung der Beschichtungsschicht
gezeigt.
-
Die
erhaltene Wegwerfspitze (Schneidwerkzeug), die wie ein Nuten-Schneidwerkzeug
geformt war, wurde zur Durchführung eines
Schneidtests unter folgenden Bedingungen verwendet. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 9 gezeigt.
- Schneideerfahren: Licht-intermettierendes
Endflächenmahlen
- Schneidgegenstand: SNM435 (carbonisierter und gehärteter
- Stahl: 58 bis 62 der in "c"-Skala der Rockwell-Härte (HRC)
mit drei Löchern
- Schneidgeschwindigkeit: 150 m/min
- Zuführrate:
0,15 mm/Umdrehung
- Schneidtiefe: 0,2 mm in der Schulter, 0,4 mm in der Tiefe
- Schneidzustand: Trocken
- Auswertungsverfahren: Das Verarbeiten wurde durchgeführt bis
ein Bruch auftrat, und die Auswertung erfolgte auf der Zahl der
Schocks bis zum Bruch. Das Vorhandensein/Abwesenheit von Abplatzungen
wurde mit einem Mikroskop jedesmal dann bestätigt, wenn die Schockzahl 300
erreichte.
Tabelle 9 Probe Nr. | Beschichtungsschicht | Schockzahl bis zum Bruch (Anzahl) |
Zusammensetzung | Dicke ( μm ) |
IV-1 | (Ti0,47Al0,49W0,02Si0,01Nb0,01)N | 2,0 | 13540 |
IV-2 | (Ti0,43Al0,45W0,07Si0,04Mo0,01)N | 2,5 | 12056 |
IV-3 | (Ti0,44Al0,47W0,03Si0,03Y0,03)N | 1,8 | 10006 |
IV-4 | (Ti0,43Al0,48W0,10Si0,01Hf0,01)N | 1,5 | 10824 |
IV-5 | (Ti0,35Al0,45W0,05Si0,05Nb0,10)C0,5N0,5 | 0,8 | 12520 |
IV-6 | (Ti0,45Al0,46W0,04Si0,02Nb0,03)N | 3,5 | 13232 |
IV-7 | (Ti0,41Al0,50W0,05Si0,03Nb0,01)N | 4,2 | 12864 |
IV-8 | (Ti0,46Al0,50W0,02Si0,01Mo0,01)N | 1,5 | 13144 |
IV-9 | (Ti0,33Al0,54W0,07Si0,05Nb0,01)N | 2,8 | 11886 |
IV-10 | (Ti0,48Al0,47W0,02Nb0,02Si0,01)N | 0,5 | 12324 |
*IV-11 | TiCN | 1,2 | 3298 |
*IV-12 | (Ti0,5Al0,5)N | 3 | 7760 |
*IV-13 | (Ti0,7Al0 , 3)N | 1,8 | 6984 |
*IV-14 | (Ti0,4Al0,45Si0,05Nb0,01)N | 3,5 | 7924 |
*IV-15 | (Ti0,38Al0,5Si0,12)N | 2,1 | 5432 |
*IV-16 | Ti0,36AlW0,02Si0,01Mo0,01N | 3,2 | 8508 |
*IV-17 | Ti0,2Al0,53WSi0,02Ta0,05N | 2,2 | 6824 |
*IV-18 | Ti0,40Al0,45W0,05SiN(Nb0) | 1,5 | 7356 |
*IV-19 | Ti0,26Al0,50W0,02Si0,02MoN | 2,5 | 7882 |
*IV-20 | Ti0,30Al0,45W0,05Si0,1Nb0,1N | 3 | 7545 |
*IV-21 | Ti0,56Al0,40W0,02Si0,01Mo0,01N | 1,8 | 8224 |
*IV-22 | Ti0,45Al0,45W0,05Mo0,05N | 1,8 | 9532 |
- * Probe außerhalb des Umfangs dieser
Erfindung
-
Folgendes
geht aufgrund der Tabelle 9 hervor. Bei der Probe IV-16, bei der "a" (Al-Gehalt) größer als 0,55 war, änderte sich
die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht teilweise vom kubischen
Kristall in einen hexagonalen Kristall, so daß die Abriebsresistenz des
Werkzeuges schlecht war und daher ein Kraterabrieb fortschritt.
Im Gegensatz dazu war bei der Probe IV-21, bei der "a" (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 war, die
Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht niedrig, so daß die Abriebsresistenz
des Werkzeuges schlecht war und daher ein Kraterabrieb fortschritt.
Bei der Probe IV-14,
bei der kein W enthalten war und "b" (W-Gehalt) Null
war, hatte das Werkzeug Abplatzungen. Bei der Probe IV-17, bei der "b" (W-Gehalt) 0,1 überstieg, hatte das Werkzeug
eine geringe Abriebsresistenz. Beide hatten somit eine kurze Lebensdauer.
Bei den Proben IV-15, IV-18 und IV-20, bei denen "c" (Si-Gehalt)
0,05 überstieg,
war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert und daher
der Kraterabrieb fortgeschritten. Bei den Proben IV-11 bis IV-13,
IV-15 und IV-18, die kein M (zumindest eines, ausgewählt aus
Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielten, war die Oxidationsstarttemperatur erniedrigt,
unter Erhöhung
des Abriebs des Werkzeuges beim Schneiden. Im Gegensatz dazu war
bei der Probe IV-19, bei der "d" (M-Gehalt) 0,1 überstieg,
die Abriebsresistenz erniedrigt und daher schritt der Kraterabrieb fort,
was zu einer kurzen Werkzeuglebensdauer führte.
-
Auf
der anderen Seite war bei den Proben IV-1 bis IV-10, bei denen die
Zusammensetzung der harten Schicht im Bereich gemäß dieser
Erfindung lag, die Oxidationsresistenz verbessert, unter Erhalt
einer ausgezeichneten Abriebsresistenz ebenso wie gute Bruchresistenz.
Dies führte
zu einer langen Lebensdauer des Werkzeuges.
-
Beispiel IV-b
-
Ein
cBN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 μm, TiC-Pulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,0 μm, TiN-Pulver mit einem mittleren
Teilchendurchmesser von 1,2 μm,
TiCN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm, ZrC-Pulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm, ZrN-Pulver mit einem mittleren
Teilchendurchmesser von 1,2 μm,
WC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,9 μm, HfC-Pulver mit einem
mittleren Teilchendurchmesser von 1,0 μm, Al-Metallpulver mit einem
mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm und metallisches Co-Pulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 μm wurden hergestellt, unter
Erhalt der Zusammensetzung gemäß Tabelle
10. Diese Pulver wurden mit einer Kugelmühle unter Verwendung von Aluminiumoxidkugeln
15 Stunden vermischt. Das gemischte Pulver wurde bei einem Druck
von 98 MPa preßgeformt.
Unter Verwendung einer Ultrahochdruck-Hochtemperaturanlage wurde
der geformte Körper
wie folgt gesintert. Die Temperatur davon wurde bei der Rate gemäß Tabelle
10 erhöht
und bei der Temperatur für
eine Zeit gemäß Tabelle
10 unter einem Druck von 5,0 GPa gesinert, und danach wurde die
Temperatur bei der Temperaturerniedrigungsrate gemäß Tabelle
10 erniedrigt, unter Erhalt eines cBN-Sinterkörpers. Von dem erhaltenen Sinterkörper wurde
ein Schneidwerkzeug durch die gleichen Schritte wie bei Beispiel
IV-a erhalten. Getrennt davon wurde eine Beschichtungsschicht unter
den gleichen Bedingungen wie bei der Probe IV-7 von Beispiel IV-a
erhalten, mit der Ausnahme, daß die
Schichtdicke der Beschichtungsschicht 3,0 μm war (Proben Nr. IV-22 bis
IV-31). Diese Proben wurde verwendet zur Durchführung der Schneidbewertung
wie oben beschrieben. Die Ergebnisse sind in Tabelle 11 gezeigt.
-
-
-
Alle
Proben entfalteten eine langandauernde Schneidleistung. Unter anderem
entfalteten die Proben IV-22 und IV-23, bei denen TiN und TiC im
cBM Sinterkörper
co-existierten, eine gute Schneidleistung.
-
Beispiel V
-
(Schneidwerkzeug mit einem Substrat, das
sich aus Aluminiumoxidkeramik zusammensetzt)
-
Aluminiumoxidpulver
mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 μm, Magnesiumoxid-Pulver mit einem
mittleren Teilchendurchmesser von 1 μm, Cobaltoxid-Pulver mit einem
mittleren Teilchendurchmesser von 1 μm und Nickeloxid-Pulver mit
einem mittleren Teilchendurchmesser von 1 μm wurden wie in Tabelle gezeigt
hergestellt. Diese Pulver wurden mit einer Kugelmühle unter
Verwendung von Aluminiumoxidkugeln 72 Stunden vermischt. Das gemischte
Pulver wurde in einer Wegwerfspitzenform gemäß JIS·CNGA120408 bei einem Druck
von 98 MPa preßgeformt.
Der geformte Körper
wurde dann einem Bindemittelentfernungsschritt unterworfen, mit
anschließendem
Sintern bei 1650°C
in einer Nicht-Oxidationsatmosphäre
aus Argon (Ar)-Gas von 0,04 MPa, unter Erhalt eines Aluminiumoxidkeramik-Substrates.
Beide Hauptoberflächen
des Aluminiumoxidkeramik-Substrates wurden gemahlen, und ein Schneidkantenteil
des Substrates wurde einem Schräghonen
unter Verwendung einer Diamantschleifscheibe unterworfen, so daß ein Honen
R (R = 0,02 mm) an der Spitze der Schneidkante gebildet wurde.
-
Die
Herstellung der Beschichtungsschicht auf dem somit erhaltenen Substrat
und die Zusammensetzungsanalyse wurde auf gleiche Weise wie bei
Beispiel I-a durchgeführt.
Die Rauhigkeit der Grenzfläche
wurde durch Berechnen der gezeichneten Linien entsprechend dem Berechnungsverfahren
des arithmetischen Mittelwertes der Höhe (Ra) wie in JISB0601- 2001 definiert, abgeschätzt. Die
Ergebnisse sind als Zusammensetzung der Beschichtungsschicht in
Tabelle 13 gezeigt.
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Die
erhaltene Wegwerfspitze (Schneidwerkzeug), die wie ein Schneidwerkzeug
geformt war, wurde zur Durchführung
eines Schneidtestes unter folgenden Bedingungen verwendet. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 13 gezeigt.
- Schneideerfahren: Äußeres peripheres
Verarbeiten
- Schneidgegenstand: SKD11
- Schneidgeschwindigkeit: 150 m/min
- Zuführrate:
0,5 mm/Umdrehung
- Schneidtiefe: 0,5 mm
- Schneidzustand: Trocken
- Auswertungsverfahren: Zeit, wenn der Flankenabrieb 0,3 mm oder
mehr erreichte oder Zeit bis zum Auftreten von Abplatzungen oder
eines Bruchs.
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Folgendes
geht aus den Tabelle 12 und 13 hervor. Bei der Probe V-16, bei der "a" (Al-Gehalt) größer als 0,55 war, änderte sich
die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht teilweise vom kubischen
Kristall in einen hexagonalen Kristall, so daß die Abriebsresistenz des
Werkzeuges verschlechtert war und daher ein Kraterabrieb fortschritt.
Im Gegensatz dazu war bei der Probe V-21, bei der "a" (Al-Gehalt kleiner als 0,45 war, die Oxidationsstarttemperatur
niedrig, so daß die
Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert war und daher ein
Kraterabrieb fortschritt. Bei den Proben V-14 und V-15, bei denen
kein W enthalten war und "b" (W-Gehalt) Null
war, verursachte das Werkzeug eine Schüppchenbildung. Im Gegensatz
dazu hatte die Probe V-17, bei der "b" (W-Gehalt)
0,1 überstieg,
das Werkzeug eine schlechte Abriebsresistenz. Daher hatten diese
Proben eine kurze Lebensdauer. Bei der Probe V-20, bei der c (Si-Gehalt)
0,05 überstieg,
war die Abriebsresistenz des Werkzeugs schlecht und daher schritt
der Kraterabrieb fort. Bei den Proben V-11 bis V-13, 15 und 18,
die kein M (zumindest eines ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und
Y) enthielten, war die Oxidationsstarttemperatur erniedrigt, unter
Erhöhung
der Menge des Abriebs des Werkzeuges beim Schneiden. Im Gegensatz
dazu war bei der Probe V-19, bei der "d" (M-Zusammensetzungsverhältnis) 0,1 überstieg,
die Abriebsresistenz erniedrigt und daher schritt der Kraterabrieb
fort, wodurch eine geringe Werkzeuglebensdauer erhalten wurde.
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Bei
den Proben V-1 bis V-10, bei denen die Zusammensetzung der harten
Schicht im Rahmen dieser Erfindung lagen, war die Oxidationsresistenz
verbessert, unter Erhalt einer ausgezeichneten Abriebsresistenz ebenso
wie guten Bruchresistenz. Dies führte
zu einer langen Werkzeuglebensdauer.