DE10244955A1 - Sinterhartmetall und Schneidwerkzeug - Google Patents

Sinterhartmetall und Schneidwerkzeug

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Abstract

Es wird ein Sinterhartmetall bereitgestellt, umfassend einen Hartphasen-Bestandteil, der ein Wolframcarbid (WC) umfaßt und mindestens eine Substanz, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und einen Bindemittelphasen-Bestandteil, umfassend mindestens eines der Eisengruppenmetalle, wobei der Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls 90 bis 98% der minimalen Härte im Vergleich mit der inneren Härte aufweist, wodurch er eine hohe Härte und Widerstandsfähigkeit aufweist, die geeignet ist zur Verwendung als Schneidwerkzeug.

Description

    Gebiet der Erfindung
  • Diese Erfindung betrifft ein Sinterhartmetall und ein Schneidwerkzeug unter Verwendung eines Sinterhartmetalls und insbesondere ein Sinterhartmetall und ein Schneidwerkzeug mit einer Härte und Widerstandsfähigkeit, die geeignet ist zum Schneiden eines schwer verarbeitbaren Materials, wie z. B. rostfreiem Stahl, neben einem Stahl und Gußeisen, wie z. B. Flußstahl und einem Legierungsstahl und die weiterhin eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit aufweist.
    • Hintergrund der Erfindung
  • Als für das Schneiden von Metall weitverbreitet verwendetes Sinterhartmetall ist eine WC-Co-Legierung bekannt, die aus einer harten Phase besteht, worin Wolframcarbid WC ein Hauptbestandteil ist und einer Bindemittelphase der Eisengruppenmetalle wie z. B. Cobalt oder eine Legierung, worin ein Carbid, ein Nitrid, ein Carbonitrid, usw. der Metalle der Gruppen 4a, 5a oder 6a im Periodensystem dem WC-Co weiterhin zugefügt werden.
  • Allgemein umfaßt das Verfahren zur Herstellung dieses Sinterhartmetalls ein Verfahren der folgenden Schritte:
    Mahlen, Mischen und Formen eines Rohmaterialpulvers, das das obige Sinterhartmetall bildet, und Sintern bei 1350 bis 1600°C für ungefähr 1 bis 3 Stunden.
  • Dieses Sinterhartmetall wird im wesentlichen als Schneidwerkzeug verwendet um Gußeisen, Flußstahl usw. zu schneiden. Kürzlich wurde für das Sinterhartmetall die Anwendung auf das Schneiden eines schwer verarbeitbaren Materials, dargestellt durch rostfreien Stahl, ebenfalls in Betracht gezogen.
  • Da jedoch ein solches schwer zu schneidendes Material Eigenschaften aufweist, wie z. B. die Erzeugung von Arbeitshärten (work hardening), eine hohe Affinität zu dem Werkzeugmaterial und eine niedrige thermische Leitfähigkeit, wurden auf dem Gebiet des Schneidens viele Probleme erzeugt. Das bedeutet, daß ein Sinterhartmetall benötigt wird, die eine Widerstandsfähigkeit und Härte aufwendet, um einen rostfreien Stahl zu verarbeiten.
  • Wenn das Schneiden eines schwer verarbeitbaren Materials, wie z. B. rostfreier Stahl, mit einem Schneidwerkzeug durchgeführt wird, hergestellt aus einem K-Grad-Sinterhartmetall, das aus dem in der JIS B 4053 (1996) dargestellten WC-Co-System- Sinterhartmetall besteht, das vergleichsweise geringe Mengen Co enthält oder mit einem Schneidwerkzeug, hergestellt aus einem P-Grad-Sinterhartmetall, das den B1-Typ (kubischer Typ) Festlösung einer einzelnen Zusammensetzung aufweist, schreitet die Abnutzung des Schneidwerkzeugs schnell voran oder ein Bruch, wobei ein Festfressen als Grund betrachtet wird, wird erzeugt, und die Arbeitsoberfläche eines Schneidmaterials wird schlechter. Im Ergebnis ist die Lebensdauer des Werkzeugs gering und es kann kein gutes Schneiden durchgeführt werden.
  • Außerdem ist ein Schaden an primären Kerbteilen mit einer Schneidkraft, erhalten von einer Arbeitsoberfläche, bei der eine Arbeitshärtung durchgeführt wurde, intensiv und dies führte zu einem sofortigen Werkzeugableben und wird keine guten Schneideigenschaften annehmen.
  • Weiterhin enthält ein konventionelles Sinterhartmetall Eisen (Fe) und Chrom (Cr) als Unreinheit. Wenn ein solches Sinterhartmetall als Schneidwerkzeug verwendet wird, kombinieren sich Fe und Cr mit einer großen Menge Eisen (Fe) und Chrom (Cr), die in einem Arbeitsstück enthalten sind, dessen Temperatur während des Schneidens angehoben wurde. Im Ergebnis tritt ein Festfressen oder Agglutinieren des Arbeitsstücks an der Schneidwerkzeugoberfläche auf und die Arbeitsteile (Stückkante usw.) werden in unüblicher Weise abgenutzt oder eine Schneidkraft wird erhöht, wobei es einfach wird, der Schneidwerkzeugoberfläche Schaden zuzufügen.
  • Außerdem besteht das Problem, daß eine Grobheit einer bearbeiteten Oberfläche einer zu schneidenden Oberfläche durch eine Unebenheit eines festgefressenen oder eines agglutinierten Objekts abnimmt.
  • Eisen (Fe) und Chrom (Cr) sind in einem primären Rohmaterial als nicht-flüchtige Unreinheit enthalten oder sind in dem Sinterhartmetall während des Herstellungsverfahrens enthalten und können in der Industrie nicht perfekt entfernt werden. Außerdem ist der Gehalt an Eisen (Fe) und Chrom (Cr), die während des Herstellungsverfahrens enthalten sind, nicht kontrollierbar, da sie sich in Beziehung zu einer Prozeßveränderung und Oberflächenzuständen einer Mahlvorrichtung oder ähnlichen ändern.
  • Da Eisen außerdem eine hohe Affinität zu Kohlenstoff aufweist, kombinieren sich Kohlenstoff und Eisen (Fe) in bevorzugter Weise, wenn ein Gehalt an Eisen (Fe) in einer Oberfläche des Sinterhartmetalls groß ist, und zwar beim Beschichten von einer Hartbeschichtung durch das Dampfphasen- Syntheseverfahren, wie z. B. CVD und PVD. Dementsprechend können brüchige Phasen, wie z. B. η-Phasen, an einer Grenzfläche des Sinterhartmetalls und der harten Beschichtung einfach erzeugt werden und die Adhärenz der harten Beschichtung nimmt ab. Dementsprechend blättert die harte Beschichtung ab und wird zerstört oder die Lebensdauer fällt ab bei Verwendung als Schneidwerkzeug oder Gleitglied.
  • Um die Verschleißfestigkeit zu verbessern ist ein Verfahren zur Beschichtung einer harten Beschichtung mit höherer Härte auf einer Legierungsoberfläche bekannt. Um einen Aufschlag auf die harte Beschichtung zu entspannen, ist ein Verfahren zur Bildung der sogenannten β-freien Schicht, worin ein Gehalt der B-1-Typ-Festlösung reduziert ist, auf einem Oberflächenbereich, auf den eine harte Beschichtung des Sinterhartmetalls gebildet wurde, bekannt.
  • Weiterhin offenbart die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung Nr. 6-93473, daß ein Gehalt an Zr, existierend in einem Tiefenbereich von 1 bis 50 µm von einer Basismaterialoberfläche zur Innenseite verschwand oder abnahm, wenn Ti und Zr als B-1-Typ-Festlösung verwendet wurden (ohne Verwendung von Nb).
  • Es ist jedoch bekannt, daß, wenn die Oberflächen dieser Sinterhartmetalle oxidiert und bei Hitze zum Zeitpunkt des Schneidens und mit Sauerstoff in der Umgebung verschlechtert wurden, ihre Härte und Widerstandsfähigkeit abnahm. Aus diesem Grunde kann, selbst wenn eine harte Beschichtung auf eine Legierungsoberfläche geschichtet wird, eine Legierungsoberfläche einer oxidierenden Atmosphäre durch Existenz eines defektiven Teils in der harten Beschichtung ausgesetzt sein. Insbesondere wenn eine β-freie Schicht in der Legierungsoberfläche gebildet wird (d. h. P1suf/Pin < 0,9 und q1suf/qin < 0,9, jedes Zeichen wird hiernach definiert) wird es einfach, eine Oxidation und Verschlechterung eineb Legierungsoberfläche zu erzeugen.
  • Andererseits wird die Schockwiderstandsfähigkeit und die Bruchfestigkeit der harten Beschichtung abnehmen, wenn keine β-freie Schicht direkt unter einer harten Beschichtung gebildet wird (P1suf = P2suf = Pin, q1suf = q2suf = qin, jeweils definiert wie hiernach erwähnt).
  • Weiterhin verschlechtert sich die plastische Deformationsfestigkeit und die Verschleißfestigkeit, wenn z. B. ein Sinterhartmetall als Beschichtung verwendet wird wie offenbart in der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 6-93473, wenn es einen geringen Gehalt an Zr in einem Oberflächenbereich eines Basismaterials gibt (q1suf/qin < 0,9, jeweils definiert wie hiernach erwähnt).
    • Zusammenfassung der Erfindung
  • Es ist eine Hauptaufgabe der Erfindung, ein Sinterhartmetall bereitzustellen, die eine hohe Härte und Widerstandsfestigkeit aufweist.
  • Es ist eine weitere Aufgabe dieser Erfindung ein Sinterhartmetall bereitzustellen, bei der ein Festfressen und eine Adhäsion mit dem Arbeitsstück zum Zeitpunkt des Schneidens und Gleitens usw. inhibiert werden kann und mit der außerdem eine gute harte Beschichtung gebildet werden kann.
  • Es ist eine weitere Aufgabe dieser Erfindung, ein oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall bereitzustellen, das eine ausgezeichnete Oxidationsfestigkeit aufweist, bei gleichzeitiger hoher Härte und Widerstandsfähigkeit und dessen Bruchfestigkeit und Verschleißfestigkeit in schwieriger Umgebung verbessert werden kann, wie z. B. bei einem Aussetzen gegenüber hoher Temperatur durch kontinuierliche Arbeit usw.
  • Es ist eine weitere Aufgabe dieser Erfindung ein Schneidwerkzeug bereitzustellen, das eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und Bruchfestigkeit aufweist im Fall des Schneidens eines schwer verarbeitbaren Materials, wie z. B. rostfreier Stahl.
    • Erstes Sinterhartmetall
  • Die Erfinder stellten die neue Tatsache fest, daß ein Sinterhartmetall mit einer genügenden Härte für die Verarbeitung eines schwer verarbeitbaren Materials und einer Widerstandsfähigkeit, die dem Aufschlag widerstehen kann, der zum Zeitpunkt des Schneidens der Oberfläche beginnt, von der die Arbeitshärte begann, erhalten werden konnte, wenn bei einem Sinterhartmetall der Oberflächenbereich 90 bis 98% der minimalen Härte aufwies, verglichen mit der Härte auf der Innenseite.
  • Weiterhin stellten die Erfinder die neue Tatsache fest, daß die oben erwähnten Wirkungen angenommene Eigenschaften sind, wenn (1) zwei oder mehr B1-Typ-Festlösungsphasen in dem Sinterhartmetall existieren; (2) mindestens eine dieser B1- Typ-Festlösungsphasen eine B1-Typ-Festlösungsphase mit einem hohen Gehalt an Zr ist, im Vergleich mit den anderen B1-Typ- Festlösungsphasen und (3) die existierenden Zustände auf der Innenseite nahe der Oberfläche des Sinterhartmetalls differieren.
  • D. h., das erste Sinterhartmetall dieser Erfindung besteht aus einem Hartphasenbestandteil, der ein Wolframcarbid WC und mindestens eine Substanz umfaßt, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem und einem Bindemittel-Phasenbestandteil, umfassend mindestens eines der Eisengruppenmetalle, wobei der Oberflächenbereich dieses Sinterhartmetalls 90 bis 98% der minimalen Härte aufweist im Vergleich mit der inneren Härte.
  • Das erste Sinterhartmetall dieser Erfindung enthält Zr als Metall, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems. Das Verhältnis von Zr in den Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems weist einen Hochbereich nahe der Oberfläche auf im Vergleich mit der Innenseite des Sinterhartmetalls. Weiterhin beträgt die Dicke des Bereichs, in dem das Gehaltsverhältnis von Zr im Vergleich mit der Innenseite des Sinterhartmetalls hoch ist, 5 bis 100 µm.
  • Zwei oder mehr B1-Typ-Festlösungsphasen können in dem Sinterhartmetall existieren und eine von ihnen ist eine B1- Typ-Festlösungsphase mit einem hohen Gehalt von Zr im Vergleich mit anderen B1-Typ-Festlösungsphasen.
  • Der mittlere Teilchendurchmesser der B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Gehalt an Zr kann 3 µm oder weniger betragen.
  • Wenn der Gehalt an Ta unter den Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems 1 Gew.-% oder weniger in der TaC- Konversion in der gesamten Menge beträgt, kann ein Sinterhartmetall mit einer guten Werkzeugeigenschaft erhalten werden.
  • Das erste Schneidwerkzeug dieser Erfindung besteht aus dem oben erwähnten ersten Sinterhartmetall oder besteht aus dem ersten Sinterhartmetall und einer Beschichtung, wie später erwähnt, auf der Oberfläche des ersten Sinterhartmetalls.
  • Eine Beschichtung kann aus mindestens einer Substanz bestehen, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, einem Diamant und Al2O3. Das oben erwähnte Metall ist gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems. Die Beschichtung besteht aus einer einzelnen Schicht oder zwei oder mehr Schichten.
    • Zweites Sinterhartmetall
  • Die Erfinder haben die folgenden Tatsachen festgestellt. D. h., bei einem Sinterhartmetall, enthaltend eine WC-Phase und eine Bindemittel-Phase eines Eisengruppenmetalls, werden mindestens zwei Festlösungsphasen, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden von Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und enthaltend mindestens Zr und Nb vorhergesagt. Weiterhin weist das Sinterhartmetall eine erste Phase mit einem Peak in 2θ = 40,00-41,99° und die zweite Phase einen Peak in 2θ = 38,00-39,99° bei der Röntgendiffraktion des Sinterhartmetalls auf. Im Ergebnis kann die Härte und Hochtemperaturstärke des Sinterhartmetalls angehoben werden.
  • Ein Schneidwerkzeug, erhalten unter Verwendung des Sinterhartmetalls dieser Erfindung weist eine Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und Bruchfestigkeit auf, die für das Schneiden von schwer verarbeitbarem Material, wie z. B. rostfreiem Stahl, ausgezeichnet sind und es wird eine hohe Schneideffizienz erreicht.
  • D. h., das zweite Sinterhartmetall dieser Erfindung umfaßt eine WC-Phase, mindestens zwei Festlösungen, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden von Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und enthaltend mindestens Zr und Nb und eine Bindemittelphase, enthaltend mindestens ein Eisengruppenmetall, wobei das Sinterhartmetall eine erste Phase mit einem Peak in 2θ = 40,00-41,99° und die zweite Phase einen Peak in 2θ = 38,00-39,99° bei der Röntgendiffraktion des Sinterhartmetalls aufweist.
  • Es ist hier wünschenswert, daß das Verhältnis (p2/p1) der Stärke (p1) des ersten Peaks und der Stärke (p2) des zweiten Peaks 0,1 bis 2 beträgt. Das Gehaltsverhältnis (Zr/Zr+Nb) von Zr und Nb kann 0,5 bis 0,7 betragen. Das Sinterhartmetall mit dem Oberflächenbereich von p2 > 0 und p1 = 0 zeigt Widerstandsfähigkeit und ausgezeichnete Bruchresistenz.
  • Selbst mit einem Ta-Gehalt von 1 Gew.-% oder weniger in der TaC-Umwandlung in der Gesamtmenge der Metalle der 4a-, 5a- und 6a-Gruppen des Periodensystems wird ein Sinterhartmetall mit ausgezeichneten Werkzeugeigenschaften erhalten.
  • Weiterhin ist es wünschenswert, daß die WC-Phase mit einem Verhältnis von 60 bis 95 Vol.-% enthalten ist, und daß die Bindemittelphase in einem Verhältnis von 1 bis 20 Vol.-% enthalten ist.
  • Außerdem ist es für das Schneidwerkzeug, das aus dem obigen Sinterhartmetall besteht, besonders wünschenswert, dieses Sinterhartmetall zu umfassen und mindestens eine Beschichtung, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, Diamant und Al2O3 und bereitgestellt auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls. Das oben erwähnte Metall wird gewählt aus den 4a-, 5a- und 6a-Gruppen des Periodensystems. Die Beschichtung besteht aus einer einzelnen Schicht oder zwei oder mehr Schichten.
    • Drittes Sinterhartmetall
  • Die Erfinder stellten fest, daß zur Inhibition des Einflusses von Eisen (Fe) und Chrom (Cr) auf das Arbeitsstück es wirksam ist, den Gehalt an Eisen (Fe) und Chrom (Cr) in dem Sinterhartmetall zu kontrollieren und das Gehaltsverhältnis von Eisen (Fe) und Chrom (Cr) zu Cobalt (Co) und/oder Nickel (Ni) in der Oberfläche des Sinterhartmetalls zu reduzieren im Vergleich mit der Innenseite des Sinterhartmetalls.
  • Dementsprechend kann ein Festfressen sowie eine Adhäsion mit dem Arbeitsstück inhibiert werden und in dem Fall, in dem eine harte Beschichtung gebildet wird, wird ein Sinterhartmetall, beschichtet mit einer guten harten Beschichtung erhalten.
  • D. h., das dritte Sinterhartmetall dieser Erfindung umfaßt 2 bis 20 Gew.-% eines Bindemittelmetalls, umfassend Cobalt (Co) und/oder Nickel (Nickel), 0 bis 30 Gew.-% von mindestens einer Substanz, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, 10 bis 300 ppm Eisen (Fe), 100 bis ungefähr 1000 ppm Chrom und Wolframcarbid und nicht-flüchtige Unreinheiten als Rest, wobei ein Oberflächenbereich den Bedingungen von Psuf < Pin genügt, worin Psuf und Pin unten definiert sind.

    Pin = W2in/W1in
    Psuf = W2suf/W1suf

    W1in: Anteilsverhältnis des Bindemittelmetalls innerhalb des Sinterhartmetalls
    W2in: Anteilsverhältnis des Fe und Cr innerhalb des Sinterhartmetalls
    W2suf: Anteilsverhältnis des Bindemittelmetalls in dem Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
    W1suf: Anteilsverhältnis von Fe und Cr im Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls.
  • Die Maxima des Verhältnisses (Psuf/Pin) von Psuf und Pin können im Oberflächenbereich 0,5 bis 0,95 betragen. Die Dicke des Oberflächenbereichs kann 1 bis 20 µm betragen.
  • Es ist wünschenswert, mit der Gesamtdicke von 1 bis 30 µm mindestens eine Schicht der harten Beschichtungen zu bedecken, die aus mindestens einer Substanz besteht, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, DLC (Diamant-ähnlicher Kohlenstoff), Diamant und Al2O3 auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls. Das oben erwähnte Metall ist gewählt aus den 4a-, 5a- und 6a-Gruppen des Periodensystems.
  • Das Verfahren zur Herstellung des dritten Sinterhartmetalls besteht aus den folgenden Schritten:
    Mahlen und Mischen des Rohmaterialpulvers, umfassend ein Wolfram-Carbid-Pulver, mindestens ein Pulver, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und mindestens ein Material, gewählt aus Cobalt (Co) und Nickel (Ni),
    Formen der resultierenden Mischung,
    Aussetzen eines erhaltenen Grünkörpers, für 0,3 bis 2 Stunden einer ersten Sintertemperatur von 1350 bis 1600°C in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre,
    Abkühlen auf die zweite Sintertemperatur, die 20 bis 200°C niedriger liegt als die erste Sintertemperatur und
    Erhalt bei der zweiten Sintertemperatur in einem Vakuum für 1 bis 3 Stunden.
  • Für Bereiche, die sich in Kontakt mit Rohmaterialpulvern eines Behälters und eines Mahlglieds, verwendet in dem Verfahren zur Herstellung des Sinterhartmetalls befinden in dem Fall, in dem die Rohmaterialpulver gemahlen und gemischt werden, ist es wünschenswert, daß sie kein Fe und Cr enthalten.
    • Viertes Sinterhartmetall
  • Die Erfinder stellten fest, daß, wenn ein erster Oberflächenbereich und ein zweiter Oberflächenbereich, bereitgestellt innerhalb des ersten Oberflächenbereichs, wie unten erwähnt, auf der Oberfläche eines Sinterhartmetalls bereitgestellt werden, die Oxidationsfestigkeit des Sinterhartmetalls, die eine Beschichtung bildet, erhöht werden kann, zusätzlich zu dem Anheben der Widerstandsfestigkeit der Oberfläche des Sinterhartmetalls und Erhöhen der Bruchfestigkeit einer harten Beschichtung. Dementsprechend weist im Fall einer kontinuierlichen Arbeit oder einer intermittierenden Arbeit über eine lange Zeitspanne, wodurch über eine lange Zeitspanne einer hohen Temperatur ausgesetzt wird, ein oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall eine ausgezeichnete Bruchfestigkeit und Verschleißfestigkeit auf.
    • 1. Ein erster Oberflächenbereich, bei dem das Gehaltsverhältnis von Zr fast gleich ist zu dem auf der Innenseite und das Gehaltsverhältnis der metallischen Elemente M, wobei es sich um mindestens eines handelt, gewählt aus den Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, außer Zr, ist niedrig im Vergleich zu der Innenseite.
    • 2. Ein zweiter Oberflächenbereich, bei dem das Gehaltsverhältnis von Zr fast gleich ist zu dem der Innenseite und bei dem das Gehaltsverhältnis der metallischen Elemente M, bei denen es sich um mindestens eins handelt, gewählt aus den Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, außer Zr, niedrig ist im Vergleich mit der Innenseite.
  • D. h., ein oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall dieser Erfindung besteht aus einem Sinterhartmetall, das WC umfaßt, mindestens ein Carbid, Nitrid und Carbonitrid des metallischen Elements M, das ausgewählt ist aus den Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und ein Bindemittelmaterial eines Eisengruppenmetalls, wobei das metallische Element M Zr und Nb enthält, und wobei ein erster Oberflächenbereich und ein zweiter Oberflächenbereich in einer Region einer Tiefe von 5 bis 200 µm von der Oberfläche, die der unten dargestellten Beziehung entsprechen, bereitgestellt werden:

    0,1 ≤ q1suf/qin ≤ 0,9
    0,9 ≤ r1suf/rin ≤ 1,1
    1,1 ≤ q2suf/qin ≤ 1,5
    0,9 ≤ r2suf/rin ≤ 1,1
    qin = Min/Tin
    q1suf = M1suf/T1suf
    q2suf = M2suf/T2suf
    rin = Zrin/Tin
    r1suf = Zr1suf/T1suf
    r2suf = Zr2suf/T2suf

    Min: Gehaltsverhältnis des metallischen Elements M auf der Innenseite des Sinterhartmetalls
    Zrin: Gehaltsverhältnis von Zr auf der Innenseite des Sinterhartmetalls
    Tin: Gehaltsverhältnis von W auf der Innenseite des Sinterhartmetalls
    M1suf: Gehaltsverhältnis des metallischen Elements M in dem ersten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
    Zr1suf: Gehaltsverhältnis von Zr im ersten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
    T1suf: Gehaltsverhältnis von W im ersten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
    M2suf: Gehaltsverhältnis des metallischen Elements M im zweiten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
    Zr2suf: Gehaltsverhältnis von Zr im zweiten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
    T2suf: Gehaltsverhältnis von W im zweiten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls.
  • Es ist wünschenswert, daß die Oxidationsfestigkeit des oberflächenbeschichteten Sinterhartmetalls 0,01 mg/mm2 oder weniger beträgt.
  • Es ist wünschenswert, daß das metallische Element M der folgenden Gleichung in dem gesamten Sinterhartmetall entspricht:

    0,1 ≤ Zr/(Ti + Zr + Hf) ≤ 0,5,
    0,6 ≤ Nb/(V+ Nb + Ta) ≤ 1,0 und
    0,05 ≤ Zr/(Zr + Nb) ≤ 0,8.
  • Weiterhin ist es wünschenswert, daß das Sinterhartmetall 0,1 bis 1,5 Gew.-% ZrC, 0,5 bis 3,5 Gew.-% NbC, 1,0 bis 2,5 Gew.-% TiC, 0 bis 1,0 Gew.-% TaC, 0 bis 1,0 Gew.-% HfC, 0 bis 1,0 Gew.-% Cr3C2, 0 bis 1,0 Gew.-% VC, und 5 bis 10 Gew.-% Co umfaßt, und wobei der Rest WC und nicht- flüchtige Unreinheiten umfaßt.
  • Die Dicke d1 des ersten Oberflächenbereichs kann 1 bis 50 µm betragen und die Dicke d2 des zweiten Oberflächenbereichs kann 10 bis 200 µm betragen.
  • Weiterhin kann die harte Beschichtung mindestens eine Schicht sein, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metalloxid, Metallcarbonitrid, ein Metallcarbonisierungsobjekt, Metallnitridoxid, metallcarboniertes Nitrid und Diamant. Es ist geeignet, daß das obige Metall gewählt ist aus den Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems oder Aluminium.
    • Kurze Erklärung der Zeichnungen
  • Fig. 1 ist eine Graphik, die die Härteneigung innerhalb des ersten Sinterhartmetalls dieser Erfindung sowie eines konventionellen Sinterhartmetalls darstellt;
  • Fig. 2 ist eine Graphik, die die Elementeverteilung in dem ersten Sinterhartmetall dieser Erfindung darstellt;
  • Fig. 3 ist eine Graphik, die die Röntgendiffraktions- Analyseergebnisse des zweiten Sinterhartmetalls dieser Erfindung sowie eines konventionellen Sinterhartmetalls darstellt;
  • Fig. 4 ist eine Graphik, für die ein Teil der Figur vergrößert wurde; und
  • Fig. 5(a) und 5(b) sind schematische Teilansichten, die ein Beispiel des vierten oberflächenbeschichteten Sinterhartmetalls dieser Erfindung darstellen bzw. eine Graphik, in der die Konzentrationsverteilung von jedem metallischen Element in dem Sinterhartmetall dargestellt werden.
    • Detaillierte Erklärung der Erfindung Erstes Sinterhartmetall
  • Dieses Sinterhartmetall besteht aus einer harten Phase und einer Bindemittelphase. Die harte Phase besteht aus 100 bis 85 Gew.-% WC und 0 bis 15 Gew.-% Carbiden, Nitriden oder Carbonitriden von Metallen der Gruppe 4a, 5a und 6a im Periodensystem. Die B1-Typ-Festlösungsphase, gebildet in dem Fall, daß andere Materialien als WC als Hartphasenmaterialien vermischt werden, besteht aus einer Carbid- Festlösungsmischung oder Carbonitrid-Festlösungsmischung. Die Bindemittelphase enthält Eisengruppenmetalle wie z. B. Co als Hauptbestandteil und ist mit 5 bis 15 Gew.-% der Gesamtmenge enthalten.
  • Das Sinterhartmetall dieser Erfindung weist einen Oberflächenbereich von 90 bis 98% der minimalen Härte auf, verglichen mit der Härte in der Innenseite. Hier ist die "minimale Härte" definiert als ein Wert, der als Minimalwert dient, wobei die Härte für jede Tiefe gemessen wird, von einer Oberfläche eines Sinterhartmetalls zur Innenseite hin und eine Beziehung einer Härte in einer Tiefe und ihre Tiefe von einer Oberfläche wird in einer Graphik aufgetragen (mit Bezugnahme auf Fig. 1). Bei dieser Erfindung bedeutet jedoch eine Härte in jeder Tiefe eine durchschnittliche Härte um willkürliche 10 Punkte in der bestimmten Tiefe und eine innere Härte bedeutet eine Härte in einer Tiefe von 1 mm von der Oberfläche aus.
  • Wenn die Härte des Oberflächenbereichs des Sinterhartmetalls weniger als 90% beträgt, verglichen mit der inneren Härte, wird die Härte deutlich durch Anstieg der Schneidtemperatur zum Zeitpunkt der Verarbeitung des schwer verarbeitbaren Materials abfallen und eine Zusammensetzungsdeformation der Kante einer Klinge wird erzeugt werden. Wenn die Härte des Oberflächenbereichs 98% übersteigt, werden, da die Oberfläche zu hart wird, in dem Fall, in dem rostfreier Stahl, der eine Arbeitshärtung durchlaufen hat, geschnitten wird, Frakturen erzeugt, ohne daß ein Aufschlagen ertragen werden kann.
  • Daher muß die Härte des Oberflächenbereichs auf 90 bis 98% der inneren Härte eingestellt werden.
  • Die Härteneigungen des Sinterhartmetalls dieser Erfindung und konventioneller Sinterhartmetalle sind in Fig. 1 dargestellt. Konventionell beträgt bei einer β-freien Schicht, erzeugt durch Nitrid oder Stickstoffzugabe, die als Technik für die Oberflächenverfestigung von Sinterhartmetallen bekannt ist, die minimale Härte der Oberflächenschicht, die verfestigt wird, ungefähr 50 bis 80% im Vergleich mit der Härte auf der Innenseite. Daher, da eine Schneidtemperatur beim Schneiden von schwer verarbeitbarem Material deutlich ansteigt, wird das schwer verarbeitbare Material erweicht und es wird eine Zusammensetzungsdeformation erzeugt. Andererseits wird die Oberflächenverfestigung gemäß des Sinterhartmetalls dieser Erfindung ohne Stickstoffzugabe durchgeführt. Daher wird nahe der Oberfläche eine Festigkeit in dem Schneidtemperatur- Anstiegsbereich beim Schneiden von schwer verarbeitbarem Material erreicht, wodurch eine ausreichende Härte für das Schneiden erhalten bleibt.
  • Wie dargestellt in den Metallelementverteilungen der Fig. 2 weist das Sinterhartmetall dieser Erfindung im Oberflächenbereich eine Region auf, in der das Verhältnis von besetztem Zr zu Metallen, gewählt aus der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems, hoch ist im Vergleich mit der Innenseite des Sinterhartmetalls. Da die Stärke bei hoher Temperatur weiter verbessert wird, weist der verfestigte Oberflächenbereich eine ausgezeichnete Bruchfestigkeit auf. Es ist ein Hauptfaktor, daß Zr in Festigkeit und plastische Deformationsfestigkeit bei hoher Temperatur überlegen ist.
  • Weiterhin reduzieren in einem Oberflächenbereich viele der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems außer Zr die Menge und die Menge der Bindemittelphase erhöht sich entsprechend. Ein Anstieg der Menge dieser Bindemittelphase trägt zur Verstärkung der Festigkeit bei. Weiterhin im Hinblick auf die Verschleißfestigkeit hat die Bindemittelphase des Belastungsteils keinen schlechten Einfluß auf die plastische Deformationsfestigkeit durch Inkorporation einer Menge von Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems. Daher wird gemäß dem Sinterhartmetall dieser Erfindung die Verschleißfestigkeit ebenfalls durch die ausgezeichnete plastische Deformationsfestigkeit von Zr bei hoher Temperatur verbessert.
  • Wie dargestellt in Fig. 2 ist es geeignet, daß ein Oberflächenbereich, in dem das Verhältnis von besetztem Zr in den Metallen, ausgewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems hoch ist im Vergleich mit der Innenseite des Sinterhartmetalls, eine Dicke von 5 bis 100 µm zur Innenseite der Oberfläche hin aufweist. Wenn die Dicke des Oberflächenbereichs, dessen Verhältnis von Zr hoch ist im Vergleich mit der Innenseite des Sinterhartmetalls, weniger als 5 µm beträgt, wird die Stärke unzureichend. Daher werden die plastische Deformation und der Schaden an einem Werkzeug massiv. Wenn sie dagegen 100 µm überschreitet, besteht die Möglichkeit, daß die Verschleißfestigkeit sinkt und der Anstieg der Werkzeugabnutzung kann bemerkbar werden.
  • Bei dem Sinterhartmetall können zwei oder mehr B1-Typ- Festlösungsphasen auf einer Innenseite existieren und mindestens eine von diesen kann eine B1-Typ-Festlösungsphase mit einem hohen Zr-Gehalt sein im Vergleich mit den anderen B1-Typ-Festlösungsphasen. Dementsprechend wird eine ausgezeichnete plastische Deformationsfestigkeit bei hoher Temperatur erhalten und die Verschleißfestigkeit wird verbessert. D. h., daß die Zusammensetzung der B1-Typ- Festlösungsphase mit Bildung einer Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt verändert wird und daß die Benetzbarkeit mit einer Bindemittelphase verbessert wird, wodurch das Sinterhartmetall als ganzes verstärkt wird. Daher erhält sich das Sinterhartmetall die mechanische Stärke bei hoher Temperatur, indem man diese B1-Typ-Festlösungsphasen moderat existieren läßt, wodurch man eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit bei hoher Geschwindigkeit und hocheffiziente Verarbeitung für schwierig verarbeitbarem Material erhält.
  • Es ist wünschenswert, daß die B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Gehalt an Zr in dem Sinterhartmetall als Phase existiert, deren mittlerer Teilchendurchmesser 3 µm oder weniger beträgt. Wenn der mittlere Teilchendurchmesser 3 µm übersteigt, wird die Stärke einer Legierung als Gesamtheit sinken, da die B1-Typ-Festlösungsphase eine schlechte Benetzbarkeit mit einer Bindemittelphase aufweist. Der optimale mittlere Teilchendurchmesser beträgt ungefähr 1 µm. D. h., da die Festlösungsphase selbst ursprünglich brüchig ist wenn sie als große und rauhe Phase in einer Legierung abgelagert wird, wird das Absinken der mechanischen Stärke einer Legierung deutlich. Daher, wenn sie als Schneidwerkzeug verwendet wird, wird ein Schaden am und eine plastische Verformung eines Werkzeugs deutlich. Daher ist es nötig, daß die B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt mit einem mittleren Teilchendurchmesser in dem oben erwähnten Bereich vorliegt.
  • Weiterhin beträgt gemäß dieser Erfindung ein Ta-Gehalt in den Metallen der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems 1 Gew.-% oder weniger, vorzugsweise 0,2 Gew.-% oder weniger durch TaC-Konversion in der gesamten Menge des Sinterhartmetalls. Es ist besonders wünschenswert, mit der Ausnahme von Ta, daß als nicht-flüchtige Unreinheit enthalten ist, im wesentlichen kein Ta zu enthalten. Daher kann das Sinterhartmetall eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und Bruchfestigkeit erhalten. D. h. das Sinterhartmetall, die thermische und mechanische Eigenschaften, wie z. B. 1400 oder mehr Vickers Härte (Hv), 12 MPa/m1/2 oder mehr Bruchfestigkeit (Klc), 2500 Mpa oder mehr einer Dreipunkt-Biegungsstärke und 70 W/m-K oder mehr einer thermischen Leitfähigkeit bei 800°C aufweist, wird erhalten, ohne im Vergleich mit anderen Rohmaterialien sehr teures Ta-Rohmaterial zu verwenden.
  • Als Beispiele für die harte Beschichtung können Carbid, Nitrid und Carbonitrid der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem, einschließlich TiC, TiN und TiCN und weiterhin TiAlN, TiZrN, TiCrN, ZrO2, Al2O3 usw. verwendet werden. Es ist wünschenswert, daß diese Schichten mit einer Dicke von 0,1 bis 20 µm unter Verwendung von CVD oder PVD gebildet werden.
    • Herstellungsverfahren
  • Um das oben erwähnte Sinterhartmetall herzustellen, werden zunächst 80 bis 90 Gew.-% eines Wolfram-Carbid-Pulvers, dessen mittlerer Teilchendurchmesser z. B. 0,5 bis 10 µm beträgt, 0,1 bis 10 Gew.-% in einer Gesamtmenge eines Pulvers aus Carbid, Nitrid und Carbonitrid der Metalle, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems oder zwei oder mehr der festen Lösungspulver dieser Metalle, deren mittlerer Teilchendurchmesser 0,5 bis 10 µm beträgt; 5 bis 15 Gew.-% des Eisengruppenmetalls, dessen mittlerer Teilchendurchmesser 0,5 bis 10 µm beträgt; und falls nötig, Metallwolfram-(W)- Pulver oder Ruß (C) vermischt.
  • Danach wird das gemischte Pulver in bestimmter Form durch wohlbekannte Verfahren geformt, z. B. Druckformen, Guß, Extrusion und kaltes isotaktisches Druckformen. Das oben erwähnte Sinterhartmetall kann durch Durchführung der Aufwärmung des resultierenden Grünkörpers bei einer Geschwindigkeit von 1 bis 20°C/min mit einem Vakuum von 0,1 bis 15 Pa und Sintern bei 1350 bis 1500°C für 0,2 bis 2 Stunden, vorzugsweise 0,2 bis 5 Stunden, erhalten werden.
  • Hier werden zum Erhalt des Sinterhartmetalls, das einen Oberflächenbereich von 90 bis 98% der minimalen Härte zu einem Oberflächenbereich im Vergleich mit der inneren Härte aufweist, die Mengen der Bindemittelphasenmetalle, wie z. B. Co zu dem Carbid, das die sogenannte B1-Typ Festlösung bildet und die Menge von C in dem gesunden Zweiphasenbereich in das Sinterhartmetall eingestellt, ohne Nitrid und/oder Carbonitrid als primäres Rohmaterial zuzufügen. Weiterhin ist es nötig, insbesondere sowohl die Aufwärmgeschwindigkeit nahe der Flüssigphasen-Auftrittstemperatur und die Kühlrate nach dem Sintern auf ungefähr 5°C pro Minute unter den Sinterbedingungen einzustellen. Weiterhin kann das Sinterhartmetall durch Durchführung des Wasserstoff-Flusses und ein Sintern in einer Decarbonisierungsatmosphäre in einem Entbinde-Verfahren effizienter durchgeführt werden.
  • Weiterhin kann ein Sinterhartmetall, das sich eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit aufgrund weiterhin ausgezeichneter Stärke und ausgezeichneter plastischer Deformationsfestigkeit bei hoher Temperatur erhält durch Einstellung des Zugabeverhältnisses der Zr-Verbindung zu dem Carbid der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, das die Bl-Typ-Festlösung in den primären Rohmaterialien des Sinterhartmetalls bildet, gefolgt durch ein Sintern durch das oben erwähnte Verfahren, erhalten werden.
  • Die Dicke des Oberflächenbereichs, der die oben erwähnte minimale Härte aufweist, ist durch Einstellung der Retentionstemperatur und Zeit zum Zeitpunkt des Sinterns einstellbar.
  • Da das Sinterhartmetall dieser Erfindung wie erwähnt mechanische Eigenschaften und thermische Charakteristika aufweist, wie ausgezeichnete Härte, Stärke und thermische Leitfähigkeit bei hoher Temperatur, kann es für eine Formung, ein abriebfestes Glied, ein Hochtemperaturstrukturmaterial usw. angepaßt werden und kann in geeigneter Weise als Schneidwerkzeug verwendet werden, insbesondere als Schneidwerkzeug für schwierig verarbeitbares Material, wie z. B. rostfreien Stahl.
  • Weiterhin kann das Sinterhartmetall, das darauf gebildet mindestens eine Beschichtung aufweist, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, Diamant und Al2O3 in Form einer einzelnen Schicht oder zwei oder mehr Schichten auf der Oberfläche des oben erwähnten Sinterhartmetalls ebenfalls in geeigneter Weise für ein Schneidwerkzeug usw. verwendet werden. Hier ist das Metall mindestens eins, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems.
  • Um eine Beschichtung auf dem Sinterhartmetall zu bilden, können nach Mahlen und Waschen der Oberfläche des Sinterhartmetalls je nach Bedarf wohlbekannte Dünnfilmbildungsverfahren, wie z. B. PVD, CVD, usw. in konventioneller Weise verwendet werden. Es ist wünschenswert, daß die Dicke der Beschichtung 0,1 bis 20 µm beträgt.
    • Zweites Sinterhartmetall
  • Dieses Sinterhartmetall besteht aus einer WC-Phase, Festlösungsphasen, umfassend zwei oder mehr von Carbid, Nitrid und/oder Carbonitrid der Metalle, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, die mindestens Zr und Nb enthalten und eine Bindemittelphase, enthaltend mindestens ein Eisengruppenmetall.
  • Bei dieser Erfindung werden die Festlösungsphasen, die Zr und Nb enthalten, in das Sinterhartmetall ausgefällt.
  • Dementsprechend nimmt die feste Lösung mit WC von anderen Carbiden, wie z. B. TiC, ab, wodurch insbesondere sowohl eine Stärke bei hoher Temperatur als auch eine Härte verliehen wird.
  • Dieses zweite Sinterhartmetall hat einen ersten Peak, der eine Peakspitze in 2θ = 40,00 bis 41,99° aufweist und einen zweiten Peak, der eine Peakspitze in 2θ = 38,00 bis 39,99° im Röntgendiffraktionspeak aufweist.
  • Die Röntgendiffraktionsergebnisse des zweiten Sinterhartmetalls und eines konventionellen Sinterhartmetalls sind in den Fig. 3 und 4 dargestellt. Fig. 4 ist eine Teilvergrößerung von Fig. 3. In den Fig. 3 und 4 entspricht die "Legierung 1 dieser Erfindung" und die "Legierung 2 dieser Erfindung" den Proben 12 bzw. 13 in dem Beispiel. Wie dargestellt in Fig. 3 weist das konventionelle Sinterhartmetall bei Messung mit einem Diffraktionswinkel von 2θ = 30 bis 80° mit 40 kV und 40 mA unter Verwendung von Kα1-Strahlen eines Cu-Gefäßes Peaks der Wolfram-Carbid-Phase, Peaks der Bindemittelphase auf, die mindestens ein Eisengruppenmetall als Hauptbestandteil enthält und Peaks der Festlösungsphase, bestehend aus mindestens einem, ausgewählt aus Carbid, Nitrid und Carbonitrid der Metalle der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems.
  • Zusätzlich zu diesen Peaks erscheinen gemäß dieser Erfindung wie dargestellt in Fig. 4, Peaks der Festlösungsphase, die mindestens Zr und Nb enthalten. D. h., daß das Sinterhartmetall dieser Erfindung bei einem Röntgendiffraktionspeak einen ersten Peak aufweist, resultierend aus der Festlösungsphase, der mindestens eine Substanz enthält, ausgewählt aus den Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems, der eine Peakspitze in 2θ = 40,00 bis 41,99° aufweist und einen zweiten Peak, resultierend aus der Festlösungsphase, der eine Peakspitze in 2θ = 38,00 bis 39,99° aufweist und der mindestens Zr und Nb enthält. Es ist das Hauptmerkmal dieser Erfindung, diese beiden Peaks vorweisen zu können. Dementsprechend steigen Stärke und Härte des Sinterhartmetalls bei höherer Temperatur. Da das Schneidwerkzeug, das unter Verwendung dieses Sinterhartmetalls erhalten wird, eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und Bruchfestigkeit beim Schneiden von schwer verarbeitbarem Material, wie z. B. rostfreiem Stahl aufweist, ermöglicht es ein Schneiden mit hoher Effizienz.
  • Um die Fehler durch andere Faktoren als die oben erwähnten Meßbedingungen zu entfernen ist es notwendig, einen Peak, der die WC-(100)-Fläche angibt, in allen Meßdaten zu 2θ = 35,62° zu korrigieren, dargestellt in JCPDD-ICDD (Japanese Committee on Powder Deffraction Data-International Center for Diffraction Data).
  • Wenn die Festlösungsphase, die Zr und Nb enthält, nicht präzipitiert (d. h. wenn ein Peak-Intensitätsverhältnis weniger als 0,1 beträgt), nehmen Stärke bei hoher Temperatur und thermische Leitfähigkeit des Sinterhartmetalls ab. Wenn ein schwierig verarbeitbares Material, wie z. B. rostfreier Stahl, unter Verwendung eines solchen Sinterhartmetalls geschnitten wird, wird die Schneidtemperatur deutlich ansteigen. Dementsprechend wird die Härte des Sinterhartmetalls abnehmen und die Verschleißfestigkeit und plastische Deformationsfestigkeit eines Werkzeugs nehmen ab. Andererseits, wenn die Festlösungsphase, enthaltend Zr und Nb, in überschießender Weise abgelagert wird (d. h. ein Peak- Intensitätsverhältnis überschreitet 2), wird die Legierungshärte gering. Es ist daher wünschenswert, daß bei dieser Erfindung ein Verhältnis (p2/p1) der Stärke (p1) des ersten Peaks und der Stärke (p2) des zweiten Peaks 0,1 bis 2 beträgt.
  • Als Festlösungsphase ist es wünschenswert, daß zusätzlich zu der Festlösung aus Zr und Nb mindestens eine andere Festlösungsphase existiert, die aus mindestens einer Substanz besteht, gewählt aus den Metallen (Ti, V, Cr, Mo, Ta und W), die nicht Zr oder Nb sind, der Metalle der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems, insbesondere die aus Carbiden, Nitrid und Carbonitrid von Ti als Hauptbestandteil besteht, wodurch die Hochtemperatureigenschaften erhalten bleiben, insbesondere die Oxidationsfestigkeit bei hoher Temperatur des Sinterhartmetalls.
  • Um eine Festlösungsphase von Zr und Nb zu erhalten, die besonders ausgezeichnete Eigenschaften aufweist, ist es wünschenswert, daß ein Gehaltsverhältnis (Zr/Zr + Nb) von Zr und Nb 0,5 bis 0,7 beträgt. Wenn das Gehaltsverhältnis (Zr/Zr + Nb) von Zr und Nb geringer ist als 0,5 wird ein anderes Carbid, wie z. B. TiC eine Festlösung bilden, ohne die Bildung einer Festlösungsphase von Zr und Nb und eine Hochtemperaturstärke und plastische Deformationsfestigkeit des Sinterhartmetalls wird abnehmen. Andererseits, wenn das Gehaltsverhältnis (Zr/Zr + Nb) von Zr und Nb 0,7 übersteigt, wird die Festlösung von Zr und Nb eine überschießende Präzipitation und ein Kornwachstum auslösen und die Legierungsstärke und Härte werden abnehmen.
  • Wenn es einen Oberflächenbereich (p2) > 0 und (p1) = 0 von der Oberfläche des Sinterhartmetalls zur Innenseite des Sinterhartmetalls hin gibt, steigt die Festigkeit zum Zeitpunkt des Schneidens weiter und es wird eine ausgezeichnete Bruchfestigkeit erhalten. Dies zeigt, daß die Festlösungsphase, die mindestens Zr und Nb enthält, in einem Oberflächenbereich existiert. Diese Festlösungsphase verbessert die Legierungsstärke bei hoher Temperatur. Außerdem, da andere Festlösungsphasen, wie z. B. TiC, verschwinden und die Menge der Bindemittelphase relativ ansteigt, verfestigt sich das Sinterhartmetall. Die Dicke dieses Oberflächenbereichs beträgt ungefähr 100 µm von der Oberfläche des Sinterhartmetalls. Wenn die Dicke des Oberflächenbereichs von (p2) > 0 und (p1) = 0 100 µm übersteigt, kann die Verschleißfestigkeit abfallen und die Abnutzung des Werkzeugs kann deutlich ansteigen.
  • Hier enthält die Festlösungsphase, die Zr und Nb enthält, Zr und Nb als Hauptbestandteil und besteht insbesondere aus Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von Metallen, worin die Gesamtmenge von Zr und Nb 70 Gew.-% oder mehr zur Gesamtmenge der Metalle in der Festlösungsphase beträgt. Weiterhin ist es wünschenswert, um die Bruchfestigkeit, thermische Schockfestigkeit, Festigkeit gegenüber einem Festfressen mit dem Arbeitsstück und Verschleißfestigkeit mit ausreichender Balance zu erhalten und die Verarbeitbarkeit als Werkzeug zu erhöhen, daß ein Molverhältnis, ausgedrückt mit Zr/(Zr + Nb) in der Festlösungsphase, die Zr und Nb enthält, 0,5 bis 0,7 beträgt.
  • Um die Adhäsion mit einer Bindemittelphase zu erhöhen und Stärke und Härte bei hoher Temperatur zu erhöhen, kann die Festlösungsphase, enthaltend Zr und Nb, weiterhin mindestens eine Substanz enthalten, gewählt aus den Metallen (Ti, V, Cr, Mo, Ta, W) unter der Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, die nicht Zr oder Nb sind, insbesondere W und/oder Ti mit einem Verhältnis von 30 Vol.-% oder weniger der Gesamtmenge. Ein Gehaltsverhältnis von jedem Metallbestandteil in der Festlösungsphase dieser Erfindung kann durch eine Energiedispersions-Röntgenanalyse (EDS) gemessen werden.
  • Es ist wünschenswert, daß ein Gehalt der Festlösungsphase, die Zr und Nb enthält, 1 bis 10 Vol.-% zur Gesamtmenge des Sinterhartmetalls beträgt, um sowohl die Legierungsstärke als auch Härte bei hoher Temperatur zu erreichen.
  • Es ist wünschenswert, daß ein Gesamtgehalt der Festlösungsphasen, bei denen es sich nicht um die Festlösungsphase, enthaltend Zr und Nb handelt, 1 bis 10 Vol.-% zur Gesamtmenge des Sinterhartmetalls beträgt, um sowohl die Oxidationsfestigkeit bei hoher Temperatur als auch Stärke und Härte zu erreichen.
  • Weiterhin können gemäß dieser Erfindung, wenn ein Ta-Gehalt unter den Metallen der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems in der Gesamtmenge des Sinterhartmetalls 0,8 Gew.-% oder weniger, insbesondere 0,5 Gew.-% oder weniger durch TaC-Konversion beträgt, noch bevorzugter, wenn gar kein Ta enthalten ist, mit Ausnahme einer nicht-flüchtigen Unreinheit, eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und ausgezeichnete Bruchfestigkeit erhalten werden. D. h., daß ein Sinterhartmetall mit ausgezeichneten thermischen und mechanischen Eigenschaften, d. h. einer Vickers-Härte (Hv) von 1400 oder mehr, einer Bruchfestigkeit (Klc) von 12 MPa/m1/2 oder mehr und einer Dreipunkt-Biegestärke von 2500 MPa oder mehr sowie einer Heißhärte bei 800°C von 600 oder mehr erhalten werden kann, ohne Verwendung von dem im Vergleich mit anderen Rohmaterialien sehr teuren Ta-Rohmaterial.
  • Gemäß dieser Erfindung ist es wünschenswert, daß ein Gehaltsverhältnis der Wolfram-Carbid-Phase in der Gesamtmenge des Sinterhartmetalls 60 bis 95 Vol.-% und insbesondere 80 bis 90 Vol.-% durch WC-Konversion beträgt, um eine hohe Härte, hohe Stärke, hohe Festigkeit und gute Eigenschaften bei hoher Temperatur zu erhalten.
  • Andererseits enthält insbesondere die Bindemittelphase, die zwischen den Wolfram-Carbid-Phasen existiert, Eisengruppenmetalle, wie z. B. Co, Ni und Fe mit einer Rate von 80 Gew.-% oder mehr, um die Legierungsstärke und Bruchfestigkeit zu erhalten. Ein Gehaltsverhältnis einer Bindemittelphase kann 1 bis 20 Vol.-% betragen, insbesondere 10 bis 15 Vol.-% des gesamten Sinterhartmetalls.
  • Da das oben erwähnte Sinterhartmetall mechanische und thermische Eigenschaften aufweist, wie eine ausgezeichnete Härte, Stärke und thermische Leitfähigkeit, kann es für einen Formling verwendet werden, ein abriebfestes Glied, ein Hochtemperaturstrukturmaterial usw. und kann in geeigneter Weise insbesondere als Schneidwerkzeug verwendet werden, insbesondere als Schneidwerkzeug für schwer verarbeitbares Material, wie z. B. rostfreien Stahl.
  • Es ist wünschenswert, daß ein Schneidwerkzeug aus dem obigen Sinterhartmetall besteht; und eine Schicht oder zwei oder mehr Schichten, gebildet auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls, bestehend aus mindestens einer der Beschichtungen, gewählt aus der Gruppe bestehend aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZRN, TiCrN, Diamant und Al2O3. Hier ist das oben erwähnte Metall mindestens eins, gewählt aus der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems.
    • Herstellungsverfahren
  • Um das oben erwähnte Sinterhartmetall herzustellen, können z. B. 80 bis 90 Gew.-% Wolfram-Carbid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 10 µm; 0,1 bis 10 Gew.-% von mindestens einem Pulver von Carbid, Nitrid und Carbonitrid von Zr und Nb oder das Pulver in seiner festen Lösung mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 10 µm in einer Gesamtmenge; 0,1 bis 10 Gew.-% von mindestens einem Carbid, Nitrid und Carbonitrid-Pulver der Metalle (Ti, V, Cr, Mo, Ta und W) der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, wobei es sich nicht um Zr und Nb handelt, oder diese Festlösungspulver in Gesamtmenge und 5 bis 15 Gew.-% der Eisengruppenmetalle mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 10 µm und weiterhin Metallwolfram (W)-Pulver oder Ruß (C) zugemischt werden, falls nötig.
  • Als nächstes wird das oben erwähnte Mischpulver in bestimmter Form durch wohlbekannte Verfahren geformt, wie z. B. Druckformen, Guß, Extrusion und kaltes isotaktisches Druckformen. Nachdem ein Temperaturanstieg mit 1 bis 20°C/min im Vakuum von 0,1 bis 15 Pa durchgeführt wird, wird der resultierende Grünkörper bei 1350 bis 1500°C für 0,2 bis 5 Stunden gesintert, insbesondere 0,5 bis 2 Stunden. Das oben erwähnte Sinterhartmetall kann auf diese Weise erhalten werden.
  • Da das Sinterhartmetall dieser Erfindung mechanische Eigenschaften und thermische Charakteristika aufweist, wie eine ausgezeichnete Härte, Stärke und Festigkeit, kann es für einen Formling verwendet werden, ein abriebfestes Glied, ein Hochtemperaturstrukturmaterial usw. und kann vorzugsweise für ein Schneidwerkzeug verwendet werden und insbesondere ein Schneidwerkzeug, das geeignet ist um schwer verarbeitbares Material zu schneiden, wie z. B. rostfreien Stahl und für hocheffizientes Schneiden bei hoher Geschwindigkeit und hoher Zufuhr.
  • Die Beschichtung kann auf das Sinterhartmetall unter Verwendung desselben Verfahrens wie oben erwähnt gebildet werden. Die Dicke der Beschichtung beträgt 0,1 bis 30 µm, vorzugsweise 0,1 bis 20 µm.
    • Drittes Sinterhartmetall
  • Dieses Sinterhartmetall besteht aus einer WC-Phase, 2 bis 20 Gew.-%, vorzugsweise 6 bis 15 Gew.-% Bindemittelmetallen, die aus mindestens einer Substanz bestehen, ausgewählt aus Cobalt (Co) und Nickel (Ni), 0 bis 30 Gew.-%, vorzugsweise 2 bis 20 Gew.-%, noch bevorzugter 5 bis 15 Gew.-% Kristallphasen, die aus mindestens einer Substanz bestehen, gewählt aus Carbiden, Nitrid und Carbonitrid von Metallen der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems und nicht-flüchtigen Unreinheiten.
  • Hier wird die Menge der Flüssigphasen, erzeugt zum Zeitpunkt des Sinterns unzureichend und das Sintern wird schlecht ausfallen, wenn die Gesamtmenge der Bindemittelmetalle, die aus mindestens Cobalt und/oder Nickel bestehen, niedriger wird als 2 Gew.-%. Dementsprechend wird die Stärke des Sinterhartmetalls abnehmen. Demgegenüber, wenn die Gesamtmenge der Bindemittelmetalle 30 Gew.-% überschreitet, wird die Menge der Bindemittelmetalle in dem Sinterhartmetall überflüssig. Dementsprechend wird die Härte abnehmen und in dem Fall, daß eine Verwendung für eine Metallverarbeitung als Schneidwerkzeug beabsichtigt ist, wird eine deutliche plastische Deformation auftreten.
  • Gemäß der Erfindung, um die Härte des Sinterhartmetalls anzuheben und jede Metallkonzentration von Eisen (Fe), Chrom (Cr), Cobalt (Co) und Nickel (Ni) in einem bestimmten Bereich zu kontrollieren, ist es wünschenswert, daß mindestens eine Substanz, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems in einem Verhältnis von 30 Gew.-% oder weniger enthalten ist.
  • Bei dem Sinterhartmetall wird ein Eisengehalt auf 10 bis 300 ppm und ein Cr-Gehalt auf 100 bis 1000 ppm kontrolliert. Die Innenseite des Sinterhartmetalls besitzt einen Oberflächenbereich, der der Bedingung Psuf < Pin, in Pin = W2in/W1in und Psuf = W2suf/W1suf wie oben beschrieben entspricht. D. h., es ist ein Hauptmerkmal dieser Erfindung, daß das Gehaltsverhältnis von Fe und Cr zu den Bindemittelmetallen in der Oberfläche des Sinterhartmetalls geringer ist als in der Innenseite des Sinterhartmetalls. Auf diese Weise kann ein Festfressen und eine Adhäsion mit dem Arbeitsstück inhibiert werden und wenn eine Hartbeschichtung beschichtet wird, kann eine gute harte Beschichtung gebildet werden.
  • Hier kann der Fe-Gehalt in dem Sinterhartmetall industriell nicht niedriger als 10 ppm eingestellt werden. Andererseits, wenn der Fe-Gehalt in dem Sinterhartmetall 300 ppm übersteigt, wird ein Festfressen und eine Adhäsion an das Arbeitsstück deutlich werden und die Verarbeitbarkeit wird sich erniedrigen. Wenn der Cr-Gehalt geringer ist als 100 ppm wird ein deutliches Kornwachstum der Wolfram-Carbidphase auftreten und Stärke und Festigkeit des Sinterhartmetalls werden abnehmen. Demgegenüber, wenn der Cr-Gehalt 1000 ppm übersteigt, wird ein deutliches Festfressen und Adhäsion mit dem Arbeitsstück auftreten und die Verarbeitbarkeit wird abnehmen.
  • Der Gehalt an Fe und Cr in dem Sinterhartmetall kann durch die ICP-emissionsspektrochemische Analyse gemessen werden. D. h., es wird eine Lösung, die darin gelöst durch wohlbekannte Verfahren Pulver enthält, erhalten durch Mahlen eines gesinterten Sinterhartmetalls mit einem Mörtel, hergestellt aus dem Sinterhartmetall usw. erzeugt und darauf folgend wird der Gehalt an Fe und Cr in der Lösung durch die ICP-emissionsspektrochemische Analyse gemessen. Um das Verhältnis des lokalen Gehalts an Eisen (Fe), Chrom (Cr), Cobalt (Co) und Nickel (Ni) in der Oberfläche und der Innenseite zu messen, kann eine Laser-ICP-Massenanalyse verwendet werden. Bei dieser Erfindung bedeutet die "Innenseite des Sinterhartmetalls" einen Bereich, 1 mm oder mehr tiefgelegen von der Oberfläche des Sinterhartmetalls.
  • Es ist wünschenswert, daß das Maximum des Verhältnisses (Psuf/Pin) von Psuf und Pin in dem Oberflächenbereich 0,5 bis 0,95 beträgt, insbesondere 0,6 bis 0,8, um die Festfreß- Resistenz und Adhäsionsresistenz auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls zu verbessern.
  • Es ist wünschenswert, daß die Dicke eines Oberflächenbereichs 1 bis 20 µm beträgt, um das Festfressen und Adhäsionen des Arbeitsstücks usw. zu inhibieren, die Härte des Oberflächenbereichs zu erhalten und eine plastische Deformation zu verhindern.
  • Es ist wünschenswert, daß die WC-Phase des Sinterhartmetalls ein hexagonales System ist und daß ihr mittlerer Teilchendurchmesser 0,5 bis 3,0 µm beträgt. Hier wird der mittlere Teilchendurchmesser der Kristallphasen, wie z. B. der WC-Phase dieser Erfindung, durch ein Abfangverfahren gemessen, unter Verwendung der SEM-Photographie des Querschnittsbereichs des Sinterhartmetalls.
  • Gemäß dieser Erfindung kann mindestens eine Schicht einer harten Beschichtung, die aus mindestens einer Substanz besteht, gewählt aus Metallcarbiden, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, DLC (Diamantähnlicher Kohlenstoff), Diamant und Al2O3 auf die Oberfläche des Sinterhartmetalls beschichtet werden. Auf diese Weise können Härte und Verschleißfestigkeit der Oberfläche des Sinterhartmetalls deutlich erhöht werden. Hier ist das oben erwähnte Metall mindestens eins, gewählt aus den Metallen der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems.
  • In dem Fall, in dem eine harte Beschichtung auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls gebildet wird, tritt, da das Gehaltsverhältnis an Fe und Cr in der Oberfläche des Sinterhartmetalls niedrig ist, keine Reduktion eines Kohlenstoff-Gehalts durch Bildung eines Ferrits, eines Chromcarbids usw. auf. Dementsprechend kann eine harte Beschichtung gebildet werden, ohne Bildung von brüchigen Schichten, wie z. B. η-Phasen (W3Co3C, W6Co6C, usw.), bei denen es sich um ein niedriges Carbid von Cobalt handelt, das nah einer Grenzfläche zwischen dem Körper des Sinterhartmetalls und einer harten Beschichtung gebildet wird.
  • Es ist wünschenswert, daß die Dicke der harten Beschichtung 1 bis 30 µm insgesamt beträgt, wodurch sowohl Verschleißfestigkeit als auch Festigkeit erhalten bleiben. Die harte Beschichtung kann durch das wohlbekannte Dünnfilmbildungsverfahren, wie z. B. PVD und CVD gebildet werden.
    • Herstellungsverfahren
  • Als nächstes wird ein Herstellungsverfahren für das oben erwähnte Sinterhartmetall erklärt. Zunächst werden die folgenden Materialien abgewogen und gemischt.
    • 1. 70 bis 90 Gew.-% WC-Pulver, dessen mittlerer Teilchendurchmesser 0,5 bis 10 µm beträgt, mit einem Gehalt an Fe und Cr von 0,005 bzw. 0,1 Gew.-%;
    • 2. 0,1 bis 30 Gew.-% eines Pulvers von Carbiden, Nitriden und/oder Carbonitriden der Metalle, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems oder einem Festlösungspulver davon, deren mittlere Teilchendurchmesser 0,5 bis 10 µm betragen mit einem Gehalt an Fe und Cr von 15 bzw. 500 ppm;
    • 3. 5 bis 15 Gew.-% Cobalt (Co) und/oder Nickel (Ni), jeweils mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 bis 10 µm und mit einem Eisen(Fe)-Gehalt von 1 bis 15 ppm und einem Chrom(Cr)-Gehalt von 1 bis 20 ppm; und
    • 4. falls benötigt eine gewisse Menge eines Metallwolfram(W)-Pulvers oder Ruß (C).
  • Das gemischte Pulver wird in eine Mahlvorrichtung gegeben und das Dispersionsmedium, wie z. B. Alkohol, Aceton oder Kohlenwasserstoff zugefügt und ein Naßmahlen wird für 5 bis 30 Stunden durchgeführt. Im Hinblick auf die Mahlvorrichtung ist es wünschenswert, eine Auskleidung und Medien und Rührarme usw. zu haben, bestehend aus Materialien, die kein Eisen (Fe) und Chrom (Cr) enthalten, z. B. ein Sinterhartmetall mit 99,9% oder mehr Reinheit. Nach dem Mahlen wird eine Granulierung zur gewünschten Korngröße durch die wohlbekannten Granulierungsverfahren durchgeführt, wie z. B. Sprühtrocknen. Wenn die Mahlzeit kürzer ist als 5 Stunden können hier die Rohmaterialpulver nicht vollständig gemahlen und vermischt werden und es kann kein gewünschter einheitlicher Oberflächenbereich gebildet werden. Demgegenüber, wenn die Mahlzeit mehr als 30 Stunden beträgt, wird eine große Menge Wolframcarbid-Bestandteil und andere Unreinheiten mit dem Pulver von der Mahlvorrichtung vermischt, wodurch eine Zusammensetzungslücke des gemischten Pulvers ausgelöst wird.
  • Als nächstes wird das erhaltene gemischte Pulver in bestimmter Form durch die wohlbekannten Formverfahren geformt, z. B. Druckformen, Guß, Extrusion und kaltes isotaktisches Druckformen. Der Temperaturanstieg des Grünkörpers zur ersten Sintertemperatur von 1350 bis 1600°C wird mit einer Geschwindigkeit von 1 bis 20°C/min in nicht- oxidierender Atmosphäre mit 20 Pa oder mehr durchgeführt und darauffolgend wird insbesondere die erste Sintertemperatur für 0,3 bis 2 Stunden, insbesondere 0,5 bis 1 Stunde aufrechterhalten. Die "nicht-oxidierende Atmosphäre" bedeutet den eingeschlossenen Zustand oder Flußzustand eines inerten Gases, z. B. Stickstoffgas (N2), Heliumgas (He), Argongas (Ar), Xenongas (Xe), usw.
  • In dieser nicht-oxidierenden Atmosphäre dienen einige der Bindemittelmetalle, die aus Cobalt (Co) und/oder Nickel (Ni) bestehen, als Metallflüssigphase durch Durchführung einer kurzzeitigen Retention mit der Sintertemperatur. Zu diesem Zeitpunkt sind Eisen (Fe) und Chrom (Cr) fusioniert und werden mit Cobalt (Co) und Nickel (Ni) diffundiert.
  • Als nächstes wird die Temperatur vorzugsweise von der ersten Sintertemperatur auf die zweite Sintertemperatur 20 bis 200°C niedriger im Vergleich mit der ersten Sintertemperatur erniedrigt, und die Temperatur wird mit 5 bis 50°C/Stunde einer Temperaturabstiegsgeschwindigkeit erniedrigt, um den Verteilungszustand von jedem Metall in dem Sinterhartmetall zu optimieren. Weiterhin wird diese Temperatur bei insbesondere 1200 bis 1300°C der zweiten Sintertemperatur in einem Vakuum, das niedriger ist als 10 Pa für 1 bis 3 Stunden aufrechterhalten. Im Ergebnis evaporieren Co (Cobalt) und/oder Nickel (Ni) in der Vakuumatmosphäre selektiv von der Oberfläche. Andererseits werden Co (Cobalt) und/oder Nickel (Ni), die auf der Innenseite existieren, selektiv auf der Oberfläche verteilt. Dementsprechend kann ein Konzentrationsgradient der bestimmten Metalle in einem gesinterten Körper gebildet werden. Dann wird das Sinterhartmetall dieser Erfindung durch Abkühlen auf Raumtemperatur erzeugt.
  • Hier, wenn die erste Sintertemperatur niedriger ist als 1350°C, kann, da die Temperatur niedrig ist, keine geeignete Menge einer Flüssigphase erzeugt werden, wodurch eine Verdichtung des gesinterten Körpers nicht vollständig durchgeführt werden kann. Demgegenüber, wenn die erste Sintertemperatur höher als 1600°C liegt, wird das Sintern zu stark fortschreiten, harte Körner wie z. B. ein Wolfram- Carbid-Korn, werden ein Kornwachstum durchführen, wodurch Festigkeit und Stärke abnehmen werden. Außerdem evaporiert eine große Menge Cobalt (Co) und/oder Nickel (Ni) in einer Metallflüssigphase von der Oberfläche selektiv und aus diesem Grund kann keine Konzentrationsverteilung der Metalle auf der Oberfläche in einem bestimmten Bereich durchgeführt werden, wodurch eine Brüchigkeit der Oberfläche ausgelöst wird.
  • Wenn die Retentionszeit in der ersten Sintertemperatur kürzer ist als 0,1 Stunden kann keine geeignete Menge der Flüssigphase erzeugt werden, wodurch die Verdichtung des gesinterten Körpers nicht vollständig durchgeführt werden kann. Demgegenüber wird das Sintern überflüssigerweise fortgeführt, wenn die Retentionszeit in der ersten Sintertemperatur mehr als 2 Stunden beträgt und Festigkeit und Stärke werden abnehmen. Weiterhin werden Eisen (Fe) und Chrom (Cr) auf die Oberfläche durch Übersteigen der bestimmten Menge präzipitiert oder ein Brüchigwerden der Oberfläche wird auftreten.
  • Wenn der Unterschied der zweiten Sintertemperatur und der ersten Sintertemperatur weniger als 20°C beträgt, wird sich kein Unterschied in der Migrationsgeschwindigkeit (Diffusionsrate) von Cobalt (Co) und Nickel (Ni) gegenüber Eisen (Fe) und Chrom (Cr) ergeben. Dementsprechend wird es unmöglich, eine gewünschte Konzentrationsverteilung in dem Sinterhartmetall auszubilden. Demgegenüber, wenn die Differenz der zweiten Sintertemperatur zur ersten Sintertemperatur mehr als 200°C beträgt, wird die Diffusionsrate jedes Metalls insgesamt abfallen, wodurch es unmöglich wird, einen bestimmten Metallkonzentrationsgradienten auszubilden.
    • Viertes Sinterhartmetall
  • Fig. 5(a) zeigt eine schematische Teilansicht eines oberflächenbeschichteten Sinterhartmetalls 1. Wie dargestellt in Fig. 5(a) wird eine harte Beschichtung 3 auf der Oberfläche eines Sinterhartmetalls 2 gebildet. Das Sinterhartmetall 2 besteht aus WC (Wolframcarbid) und einem oder mehr, gewählt aus Carbid, Nitrid und Carbonitrid von mindestens einem metallischen Element M, das gewählt ist aus den Metallen (Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W) der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und einem Bindemittelmaterial umfassend ein Eisengruppenmetall (Co, Ni oder Fe). Zu diesem Zeitpunkt ist es ein Hauptmerkmal dieser Erfindung, sowohl Zr und Nb als oben erwähntes metallisches Element M zu enthalten, wobei der Oberflächenbereich, der eine bestimmte Tiefe aufweist, wie unten dargestellt, gebildet werden kann. Als metallisches Element M wird mindestens eine Sorte erwähnt, ausgewählt aus Ti, V, Cr, Mo, Hf und Ta, und nicht Zr und Nb.
  • Gemäß dieser Erfindung werden ein erster Oberflächenbereich 5, der den in der folgenden Formel ausgedrückten Bedingungen entspricht und ein zweiter Oberflächenbereich 6, lokalisiert innerhalb dieses ersten Oberflächenbereichs 5, in der Tiefenregion von 5 bis 50 µm von der Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 bereitgestellt.

    0,1 ≤ q1suf/qin ≤ 0,9
    0,9 ≤ r1suf/rin ≤ 1,1
    1,1 ≤ q2suf/qin ≤ 1,5 und
    0,9 ≤ r2suf/rin ≤ 1,1

    worin qin, q1suf, r2suf, rin, r1suf und r2suf wie oben beschrieben definiert sind.
  • Auf diese Weise kann die Festigkeit der Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 angehoben werden und die Bruchfestigkeit der harten Beschichtung 3 kann angehoben werden. Weiterhin kann eine Oxidationsfestigkeit des oberflächenbeschichteten Sinterhartmetalls 1, auf der eine harte Beschichtung 3 gebildet wurde, angehoben werden. Dementsprechend zeigt das oberflächenbeschichtete Sinterhartmetall 1 eine ausgezeichnete Bruchfestigkeit und Verschleißfestigkeit, selbst wenn unter Hochtemperaturumgebungen gearbeitet wird, wie z. B. dem Schneiden eines schwer verarbeitbaren Materials, wie z. B. nicht nur Stahl und Gußeisen, z. B. Flußstahl und ein Legierungsstahl, sondern auch rostfreier Stahl usw. Daher ist dieses oberflächenbeschichtete Sinterhartmetall 1 für die Verwendung insbesondere zum Schneiden geeignet.
  • Wenn hier q1suf/qin in dem ersten Oberflächenbereich 5 geringer ist als 0,1, wird die Oxidationsfestigkeit in der Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 abnehmen. Insbesondere wenn kontinuierlich in einem Hochtemperaturbereich gearbeitet wird, wird sich die Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 verschlechtern, wodurch die harte Beschichtung 3 abblättert oder eine plastische Deformation ausgelöst wird. Demgegenüber, wenn q1suf/qin größer als 0,9 ist, wird die Festigkeit der Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 abnehmen, die Schockresistenz der harten Beschichtung 3 wird abnehmen und dadurch wird es leicht zu einem Abschuppen kommen.
  • Wenn r1suf/rin kleiner ist als 0,9 wird die Oxidationsfestigkeit in der Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 abnehmen. Insbesondere bei einer kontinuierlichen Verwendung in einem Hochtemperaturbereich wird sich die Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 verschlechtern, wodurch die harte Beschichtung 3 abblättert oder abschuppt. Weiterhin verschlechtert sich die plastische Deformationsfestigkeit der Schneidkante und es wird ein Abfall der Abriebfestigkeit ausgelöst. Wenn r1suf/rin größer ist als 1,1, werden sich die plastische Deformationsfestigkeit und die Verschleißfestigkeit der Oberfläche des Sinterhartmetalls erniedrigen.
  • Weiterhin, wenn q2suf/qin kleiner ist als 1,1, und zwar im zweiten Oberflächenbereich 6, werden Bereiche mit einem deutlichen Härteabfall in dem zweiten Oberflächenbereich 6 gebildet und die Verschleißfestigkeit und plastische Deformationsfestigkeit werden abnehmen. Demgegenüber, wenn q2suf/qin mehr als 1,5 beträgt, werden Bereiche mit deutlichem Festigkeitsabfall in dem zweiten Oberflächenbereich 6 gebildet und die Bruchfestigkeit wird abnehmen. Wenn r2suf/rin geringer ist als 0,9, werden Bereiche mit einem deutlichen Härteabfall in dem zweiten Oberflächenbereich 6 gebildet und eine Verschleißfestigkeit und plastische Deformationsfestigkeit werden sich erniedrigen. Demgegenüber, wenn r2suf/rin größer ist 1,1, werden Bereiche mit einem deutlichen Abfall der Festigkeit in dem zweiten Oberflächenbereich 6 gebildet und die Bruchfestigkeit wird abnehmen.
  • Der Verteilungszustand des metallischen Elements M bei dieser Erfindung kann durch Messung des Bestandteilverhältnis in jeder Position innerhalb des Sinterhartmetalls mit der Energie-Dispersionsröntgenanalyse (EDS), gefolgt von einem Kartieren, wie dargestellt in Fig. 5(b), bestimmt werden.
  • Die Gesamtdicke des ersten Oberflächenbereichs 5 und des zweiten Oberflächenbereichs 6 in dieser Erfindung beträgt geeigneterweise 5 bis 200 µm, insbesondere 5 bis 50 µm. Wenn die Gesamtdicke des ersten Oberflächenbereichs 5 und des zweiten Oberflächenbereichs 6 dünner ist als 5 µm, wird die Verbesserungswirkung auf die Festigkeit gering sein und wenn diese 200 µm übersteigt, wird die Oberflächenhärte und plastische Deformationsfestigkeit abnehmen.
  • Es ist wünschenswert, daß die Dicke d1 des ersten Oberflächenbereichs 1 bis 50 µm, insbesondere 1 bis 10 µm beträgt, um sowohl eine Oxidationsfestigkeit als auch Bruchfestigkeit zu erhalten.
  • Es ist wünschenswert, daß die Dicke d2 des zweiten Oberflächenbereichs 6 10 bis 200 µm, insbesondere 10 bis 40 µm beträgt, um die Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und Bruchfestigkeit zu erhalten. Weiterhin ist es wünschenswert, daß das Verhältnis von d1/d2 0,1 bis 0,6 beträgt, um eine Oxidationsfestigkeit und Bruchfestigkeit zu erhalten.
  • Um die Bruchfestigkeit, Verschleißfestigkeit und Oxidationsfestigkeit anzuheben ist es wünschenswert, daß das Sinterhartmetall 2 Nb mit Zr in den bestimmten Verhältnissen wie unten dargestellt enthält.

    0,1 ≤ Zr/(Ti + Zr + Hf) ≤ 0,5, insbesondere 0,1 ≤ Zr/(Ti + Zr + Hf) ≤ 0,4,
    0,6 ≤ Nb/(V + Nb + Ta) ≤ 1,0, insbesondere 0,7 ≤ Nb/(V + Nb + Ta) ≤ 1,0.
  • Weiterhin ist es wünschenswert, daß 0,05 ≤ Zr/(Zr + Nb) ≤ 0,8, insbesondere 0,1 ≤ Zr/(Zr + Nb) ≤ 0,6 in dem gesamten Sinterhartmetall entsprochen wird.
  • Um eine Oxidationsfestigkeit, Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und Bruchfestigkeit zu erhalten, ist die gewünschte konkrete Zusammensetzung des Sinterhartmetalls 2 0,1 bis 1,5 Gew.-% ZrC (Zirkoniumcarbid), 0,5 bis 3,5 Gew.-% NbC (carbonisiertes Niobium), 1 bis 2,5% TiC (Titancarbid), 0 bis 1 Gew.-% TaC (Tantalumcarbid), 0 bis 1 Gew.-% HfC (Hafniumcarbid), 0 bis 1 Gew.-% Cr3C2 (Chromcarbid), 0 bis 1 Gew.-% VC (Vanadiumcarbid), 5 bis 10 Gew.-% Co (Cobalt). Der Rest besteht aus WC (Wolframcarbid) und nicht-flüchtigen Unreinheiten.
  • Um die Kosten zu reduzieren ist es besonders wünschenswert, daß der Gehalt an dem teuren TaC 0,5 Gew.-% oder weniger, insbesondere 0,1 Gew.-% oder weniger der oben erwähnten Bestandteile beträgt. Es ist besonders wünschenswert im wesentlichen gar kein TaC zu enthalten.
  • Wenn die Verwendung als Schneidwerkzeug für ein Drechseln geplant ist, sind die folgenden Zusammensetzungsbereiche im Hinblick auf eine Verschleißfestigkeit als wichtige Eigenschaft wünschenswert.
    Zusammensetzungsbereiche:
    1,5-2,0 Gew.-% TiC, 2,0-3,5 Gew.-% NbC, 0,1-0,8 Gew.-% ZrC, 5,0-7,5 Gew.-% Co und der Rest WC.
  • Wenn eine Verwendung als Schneidwerkzeug für das Fräsen angestrebt wird, sind die folgenden Zusammensetzungsbereiche im Hinblick auf eine Bruchfestigkeit als wichtige Eigenschaft wünschenswert.
    1,5-2,0 Gew.-% TiC(s), 0,5-2,0 Gew.-% Nb(s), 0,8-1,5 Gew.-% ZrC(s), 7,5-10,0 Gew.-% Co(es) (es besteht aus WC) der Rest.
  • Weiterhin ist es gemäß dieser Erfindung wichtig, daß die Oxidationsfestigkeit des oberflächenbeschichteten Sinterhartmetalls 1 0,01 mg/mm2 oder weniger beträgt, um stabil in einem Hochtemperaturbereich arbeiten zu können, wie z. B. beim Schneiden eines schwer verarbeitbaren Materials, wie z. B. rostfreiem Stahl usw. D. h., wenn die Oxidationsfestigkeit des oberflächenbeschichteten Sinterhartmetalls 1 mehr als 0,01 mg/mm2 beträgt, wird die Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 durch Defekte oxidiert, die in der harten Beschichtung zum Zeitpunkt der Verarbeitung existieren, was zu einem Abfall der Verschleißfestigkeit und Bruchfestigkeit führen wird.
  • Die Oxidationsfestigkeit dieser Erfindung bedeutet die Anstiegsrate der Menge der Oxidation vor und nach der Überprüfung zum Zeitpunkt der Durchführung des Oxidationstests, die das oberflächenbeschichtete Sinterhartmetall sich erhält, auf dem die harte Beschichtung gebildet wurde, mit Bedingungen von 800°C für 30 Minuten an der Atmosphäre.
  • Eine auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls 2 gebildete harte Beschichtung besteht aus mindestens einer einzelnen Schicht oder zwei oder mehr Schichten, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metalloxid, Metallcarbonitrid, Metallcarbonierungsobjekt, Metallnitrid-Oxid, metallcarboniertes Nitrid und Diamant. Vorzugsweise besteht die harte Beschichtung aus mindestens einer einzelnen Schicht oder zwei oder mehr Schichten, gewählt aus TiC, TiN, TiCN, Al2O3 und TiAlN. In Fig. 5(a) besteht die harte Beschichtung 3 aus einer TiC-Schicht, Al2O3-Schicht und TiN-Schicht, sequenziell von der Sinterhartmetall 2-Seite aus.
    • Herstellungsverfahren
  • Um das oberflächenbeschichtete Sinterhartmetall herzustellen, werden z. B. 80 bis 90 Gew.-% Wolfram-Carbid-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 bis 10 µm; 0,1 bis 10 Gew.-% von mindestens einem Pulver von Carbid, Nitrid und Carbonitrid von Zr oder einem Pulver der Festlösung mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 10 µm in der gesamten Menge; 0,1 bis 10 Gew.-% von mindestens einem Pulver von Carbid, Nitrid und Carbonitrid von Nb oder einem Pulver der Festlösung mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 5 µm, in einer Gesamtmenge; 0,1 bis 10 Gew.-% von mindestens einem Carbid, Nitrid und Carbonitrid-Pulver von Metallen, gewählt aus Ti, V, Cr, Mo, Hf und Ta oder Festlösungspulvern von zwei oder mehreren dieser Metalle mit mittleren Teilchendurchmessern von 0,5 bis 5 µm, in einer Gesamtmenge; und 5 bis 15 Gew.-% von Eisengruppenmetallen mit mittleren Teilchendurchmessern von 0,5 bis 10 µm und weiterhin Metallwolfram (W)-Pulver oder Ruß (C) je nach Bedarf vermischt.
  • Als nächstes wird das oben erwähnte gemischte Pulver in bestimmter Form durch wohlbekannte Formverfahren geformt, wie z. B. Druckformen, Guß, Extrusion und kaltes isotaktisches Druckformen. Nachdem ein Aufwärmen bei 0,3 bis 4°C/min. insbesondere 0,5 bis 2°C/min in 1000°C oder mehr bei 0,1 bis 15 Pa Vakuum durchgeführt wurde, wird der resultierende Grünkörper bei 1350 bis 1500°C 0,2 bis 5 Stunden, insbesondere 0,5 bis 2 Stunden gesintert. Auf diese Weise wird das oben erwähnte Sinterhartmetall erhalten.
  • Um Zusammensetzung und Dicke eines Oberflächenbereichs zu kontrollieren ist es wichtig, die Aufwärmgeschwindigkeit und die Atmosphäre beim Sintern in dem oben erwähnten Bereich zu halten.
  • Als nächstes wird eine harte Beschichtung, wie oben beschrieben, durch wohlbekannte Dünnfilmbildungsverfahren, wie z. B. CVD und PVD, auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls mit einer Dicke von 0,1 bis 30 µm, vorzugsweise 0,1 bis 20 µm gebildet. Auf diese Weise wird das oberflächenbeschichtete Sinterhartmetall dieser Erfindung erhalten.
  • Da das oberflächenbeschichtete Sinterhartmetall dieser Erfindung mechanische Eigenschaften und thermische Charakteristika, wie z. B. ausgezeichnete Härte, Festigkeit und Stärke mit hoher Oxidationsfestigkeit aufweist, kann es für einen Formling, ein abriebfestes Glied, ein Hochtemperaturstrukturmaterial usw. adaptiert werden und kann in geeigneter Weise als Schneidwerkzeug für die Verarbeitung von Stahl, Gußeisen (z. B. Flußstahl, Legierungsstahl, usw.), insbesondere als Schneidwerkzeug für schwer verarbeitbares Material, wie z. B. rostfreien Stahl, verwendet werden.
  • D. h., daß das Sinterhartmetall dieser Erfindung als Werkzeug für Schneidverfahren beim Drechseln, einer Vorsatzmühle (face mill), verwendet bei einer Fräsmaschine oder einem Verarbeitungszentrum, einer Endmühle, einer Kugelendmühle, einem Werkzeugmaterial für Drillbohrer usw. und für allgemeine Zwecke verwendet werden kann.
    • Beispiel Beispiel I (Erstes Sinterhartmetall)
  • Wolfram-Carbid (WC)-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 8,0 µm, wie dargestellt in Tabelle 1, das Metall-Cobalt (Co)-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1,2 µm und das Mischpulver mit einer mittleren Teilchengröße von 2,0 µm, wie dargestellt in Tabelle 1 wurden in den in Tabelle 1 dargestellten Verhältnissen zugefügt und vermischt.
  • Nach Formen der Mischung zur einer Schneidwerkzeugform (SDK42, CNMG43) durch Druckformen, wurde das Sinterhartmetall durch Anheben einer Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min von einer Temperatur, die 500°C oder mehr niedriger lag als eine Sintertemperatur, gefolgt von Sintern bei 1500°C für 1 Stunde erzeugt.
  • In die Schnittseite in Richtung eines schrägen Bereichs, einschließlich der willkürlichen Oberfläche, wurde die Härte zur Innenseite in dem Bereich gemessen, der äquivalent war zu jeder Tiefe von der Oberfläche.
  • Die Messung wurde unter Verwendung der Mikro-Vickers- Ausrüstung (MVK-G3), hergestellt von Akashi Corporation, durchgeführt, mit Bedingungen von 200 g Beladung und 10 Sekunden Retentionszeit. Die Härte in jeder Tiefe ist der Durchschnitt der Härte von mindestens drei Punkten gemessen in der Tiefe. Andererseits wurde die Härte in einer Tiefe von mindestens 1000 µm gemessen und dies ist die Härte innerhalb des Sinterhartmetalls dieser Erfindung.
  • Das Gehaltsverhältnis von jedem Metallbestandteil in der Festlösungsphase innerhalb des Sinterhartmetalls wurde durch Energie-Dispersionsröntgenanalyse (EDS) bestimmt. Auf diese Weise ist der Bereich, in dem das Verhältnis von Zr in Metallen, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems höher ist als auf der Innenseite des Sinterhartmetalls, bestimmt worden.
  • Weiterhin kann die Ablagerung der B1-Typ-Festlösung (grau) über eine B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt, über die Probe bestätigt werden, die einer Spiegel- Planverarbeitung der Mahlseite in der willkürlichen Region (20 µm × 20 µm) unterzogen wurde, mit einen SEM- Elektronenmikroskop-(Reflexions-Elektronenbild) Beobachtung und die Ablagerung der festen Lösung, bei der sich die Farbe unterscheidet, kann unterschieden werden. Daher wurde der mittlere Teilchendurchmesser der B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Gehalt an Zr, unterschieden durch SEM- Elektronenmikroskopie, durch das Luzex-Bildanalyseverfahren gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 dargestellt. Das "minimale Härteverhältnis (%)" in Tabelle 1 zeigt das Verhältnis der minimalen Härte des Oberflächenbereichs des Sinterhartmetalls und der inneren Härte, d. h. "minimale Härte des Oberflächenbereichs/Härte der Innenseite".
  • Der "Zr/β-Anstiegsbereich" in Tabelle 1 bedeutet den Bereich, in dem das Verhältnis von Zr in Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems höher ist als auf der Innenseite und die Bezeichnung "o" zeigt, daß der Bereich existiert und die Markierung "x" zeigt, daß der Bereich nicht existiert.
  • Die "Dicke" (µm) "in" Zr/β-Anstiegsbereich" ist die Dicke des Bereichs, in dem das Verhältnis von Zr zu Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems höher ist als auf der Innenseite.
  • Weiterhin bedeutet die "β-Phase enthaltend Zr" in Tabelle 1 die B1-Festlösungsphase mit hohem Gehalt an Zr und die Markierung "o" zeigt, daß die Region existiert und die Markierung "x" zeigt, daß der Bereich nicht existiert. Der "Teilchendurchmesser (µm)" in der "β-Phase, enthaltend Zr" bedeutet den Teilchendurchmesser der B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Gehalt an Zr.


  • Das Schneidwerkzeug wurde durch Formen des TiN-Films mit einer 2 µm-Dicke durch PVD auf der Oberfläche von jedem erhaltenen Sinterhartmetall erzeugt. Unter Verwendung dieses Schneidwerkzeugs wurde das Schneiden von rostfreiem Stahl für 15 Minuten unter den folgenden Bedingungen durchgeführt und der Seitenabriebsverlust und die Menge von Kerbschäden auf einem Schneidwerkzeug wurden gemessen.
  • Während der Schneidprüfung wurde die Schneidezeit gemessen für den Fall, daß ein Seitenabriebverlust 0,2 mm oder mehr betrug oder daß die Menge der Kerbschäden sich auf 0,5 mm belief. Weiterhin wurde als Überprüfung der Festigkeit ein Fräsverfahren eines Hohlkehl-Legierungsstahls durchgeführt und die Zufuhrrate wurde gemessen, wenn ein Bruch erzeugt wurde. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt.
    • 1. Abriebtest
      Arbeitsstück: rostfreier Stahl (SUS304)
      Werkzeugform: CNMG432
      Schnittgeschwindigkeit: 120 m/min
      Zufuhrrate: 0,3 mm/Umkehr (rev)
      Tiefe des Schnitts: 2 mm
      Andere Bedingungen: mit wasserlöslicher Schneidflüssigkeit
    • 2. Festigkeitsüberprüfung
      Arbeitsstück: Hohlkehl-Legierungsstahl (SCM440H)
      Werkzeugform: SDK42
      Schneidrate: 80 m/min
      Zufuhrrate: variabel 0,2-0,8 mm/Kante
      Tiefe des Schnitts: 2 mm
      Andere Bedingungen: Schneiden vom Trockentyp.
    Tabelle 2

  • Die folgenden Punkte ergaben sich aus den Ergebnissen der Tabelle 1 und 2. Die Probe Nr. 8 und 9 mit der niedrigen minimalen Härte des Oberflächenbereichs zur Innenseite hatten eine schlechte Verschleißfestigkeit. Die Probe Nr. 10 mit 88% Härte hatte ein Problem mit der Bruchfestigkeit. Probe Nr. 11 mit 110% Härte eines Oberflächenbereichs, die höher war als auf einer Innenseite, hatte ein Problem eines Kerbschadens und war bei der Bruchfestigkeit unterlegen.
  • Andererseits zeigten die Proben Nr. 1 bis 7 gemäß dieser Erfindung, mit minimaler Härte des Oberflächenbereichs zur Innenseite von 90 bis 98%, jeweils 0,2 mm oder weniger Seitenabriebverlust und hatten keinerlei Probleme im Hinblick auf Kerbschaden und zeigten sich durch eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit aus. Außerdem hatten die Proben Nr. 1 bis 7 eine ausgezeichnete Bruchfestigkeit, da die Zufuhrrate, die einen Bruch bei einer Festigkeitsüberprüfung erzeugte, auch mehr als praktisch ausreichend 0,5 mm/Kante betrug.
  • Diese Ergebnisse werden effektiv erhalten, indem der Bereich, in dem das Verhältnis von Zr in den Metallen, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems höher ist als auf der Innenseite, bereitgestellt wird, und indem eine B1-Typ- Festlösungsphase mit einem hohen Gehalt an Zr bereitgestellt wird.
  • Außerdem konnte ein Sinterhartmetall, das in der Lage war eine Verschleißfestigkeit und Bruchfestigkeit auszubalancieren, erhalten werden, wie dargestellt in den Proben-Nr. 1, 4 und 7, selbst wenn das TaC, das bis jetzt verwendet wurde, um die Hochtemperatureigenschaften von Sinterhartmetallen zu erhöhen, kaum zugefügt wurde.
    • Beispiel II (zweites Sinterhartmetall)
  • Wolfram-Carbid (WC)-Pulver mit dem in Tabelle 3 dargestellten mittleren Teilchendurchmesser, das Metallcobalt (Co)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 µm und das Mischpulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 2,0 µm, wie dargestellt in Tabelle 3, wurden in den in Tabelle 3 dargestellten Verhältnissen zugefügt und gemischt. Nach einem Formen der Mischung zu einer Schneidwerkzeugform (SDK42) durch Druckformen wurde das Sinterhartmetall durch Anheben einer Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min von einer Temperatur, die 500°C oder mehr niedriger lag als die Sintertemperatur, gefolgt von einem Sintern bei 1500°C für 1 Stunde erzeugt.
  • Ungefähr drei willkürliche Bereiche des erhaltenen Sinterhartmetalls wurden einer Röntgendiffraktionsanalyse unter Verwendung von Kα1-Strahlen eines Cu-Gefäßes mit einem Diffraktionswinkel von 2θ = 30-80°C, einer Meßzeit von 0,5 s, einer Spannung von 40 kV und einer Stromstärke von 40 mA mit der Röntgen-Diffraktionsanalyseausrüstung (RINT1100), hergestellt von Rigaku Denki Company unterzogen. Weiterhin wurde zur Entfernung des wechselseitigen Fehlers aller Daten, der Peak, der die WC (100)-Fläche zeigte in allen Meßdaten, bei 2θ = 35,62°, wie dargestellt in JCPDS, korrigiert.
  • Aus diesem Ergebnis wurde die erste Peak-Stärke (p1), die eine Peak-Spitze in 2θ = 40,00-41,99° aufwies und die zweite Peak-Stärke (p2), die eine Peak-Spitze in 2θ = 38,00-39,99° aufwies, gemessen.
  • Weiterhin wurde die Existenz des Oberflächenbereichs, mit (p2) > 0 und (p1) = 0 gemessen durch Durchführung der Röntgendiffraktionsanalyse eines Oberflächenbereichs unter Verwendung der oben erwähnten Röntgendiffraktionsausrüstung von der Sinterhaut des Sinterhartmetalls und zwar auf ähnliche Weise.
  • Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt.


  • Weiterhin wurde ein Schneidwerkzeug durch Formen des TiN- Films mit einer Dicke von 2 µm durch PVD auf der Oberfläche von jedem erhaltenen Sinterhartmetall erzeugt.
  • Durch Durchführung des Schneidverfahrens durch Drechseln von rostfreiem Stahl für 15 Minuten als Abriebtest gemäß denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 unter Verwendung dieses Schneidwerkzeugs wurden der Seitenabriebverlust und die Menge an Kerbschaden eines Schneidwerkzeugs gemessen. Während der Schneidüberprüfung wurde die Schneidzeit gemessen, wenn ein Seitenabriebverlust 0,2 mm annahm oder wenn die Menge der Kerbschäden 0,5 mm annahm. Weiterhin wurde eine Festigkeitsüberprüfung (d. h. Fräsverarbeitung eines Hohlkehl-Legierungsstahls) gemäß denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 durchgeführt und die Zufuhrrate, wenn sich ein Bruch zeigte, wurde gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 dargestellt. Tabelle 4

  • Wie sich aus den Ergebnissen der Tabelle 3 und 4 ergibt, hatten die Proben 19 und 21, bei denen kein zweiter Peak auftrat, ein Problem mit der Bruchfestigkeit und zeigten auch einen schlechten Kerbschaden und Verschleißfestigkeit.
  • Probe Nr. 20, bei der der erste Peak nicht auftrat, hatte ein Problem mit der Verschleißfestigkeit.
  • Probe Nr. 22, die sich nahe an dem sogenannten K-Sorten- Sinterhartmetall befindet, worin der erste und der zweite Peak nicht auftreten, ist in Bruchfestigkeit unterlegen und wurde aufgrund von Kerbschaden nach nur 6 Minuten unbenutzbar und zeigt keinerlei Verwendungsnutzen bei der Verarbeitung von rostfreiem Stahl usw. Andererseits zeigten alle Proben- Nrn. 12 bis 18, gemäß dieser Erfindung mit erstem und zweitem Peak 0,2 mm oder weniger Seitenabriebverlust und zeigten eine Verschleißfestigkeit, die keinerlei Probleme mit Kerbschaden aufwies. Außerdem hatten die Proben-Nr. 12 bis 18 eine ausgezeichnete Bruchfestigkeit, wobei eine praktisch zufriedenstellende Zufuhrrate, bei der ein Bruch erzeugt wird, bei der Festigkeitsüberprüfung mehr als 0,5 mm/Kante betrug.
  • Unter diesen wiesen die Proben, deren Verhältnis (p2/p1) der Stärke (p1) des ersten Peaks und der Stärke (p2) des zweiten Peaks 0,1 bis 2 betrug, eine gute Balance von Verschleißfestigkeit und Bruchfestigkeit auf. Insbesondere waren die Proben mit einer Region von (p2) > 0 und (p1) = 0 in der Oberfläche des Sinterhartmetalls ausgezeichnet im Hinblick auf die Bruchfestigkeit. Ähnlich wie bei den Proben 12, 14 und 16 konnte eine gutes Sinterhartmetall mit einer Balance zwischen Verschleißfestigkeit und Bruchfestigkeit erhalten werden, selbst TaC, das bis jetzt verwendet wurde, um die Hochtemperatureigenschaften von Sinterhartmetallen zu verbessern, nicht zugefügt wurde.
    • Beispiel III (drittes Sinterhartmetall)
  • Wolfram-Carbid(WC)-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 9 µm, enthaltend Eisen (Fe) und Chrom (Cr) in der in Tabelle 5 dargestellten Menge, Metallcobalt(Co)-Pulver und Mischpulver wurden in dem in Tabelle 5 dargestellten Verhältnis abgewogen und diese Pulver wurden in eine Reibungsmühle eingeführt, die eine Innenwand, einen Träger und einen Rührarm aufwies, die aus einem Sinterhartmetall mit einer Reinheit von 99, 99% oder mehr bestanden.
  • Nach Durchführung eines Feuchtmahlens für 18 Stunden durch Zugabe von 2-Propanol und Granulieren durch Sprühtrocknen wurde eine Schneidwerkzeugform (SDK1203) durch Druckformen gebildet.
  • Als nächstes wurde der erhaltene Grünkörper auf den Vakuumsinterofen plaziert, eine bestimmte Retentionszeit wurde für die erste Sintertemperatur wie dargestellt in Tabelle 5 durchgeführt, wobei die Temperaturerwärmung mit einer Geschwindigkeit von 12°C/min durchgeführt wurde, die Temperatur wurde auf die zweite Sintertemperatur mit der in Tabelle 5 dargestellten Temperaturabfallgeschwindigkeit erniedrigt, eine bestimmte Retentionszeit wurde für die zweite Sintertemperatur eingehalten und danach wurde auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Vakuumatmosphäre in Tabelle 5 bedeutet, daß die Innenseite des Ofens auf einen Zustand mit einem Vakuumgrad von 8 Pa oder weniger eingestellt wurde und die Atmosphäre der verschiedenen Gase in Tabelle 5 (Ar, N2, Helium) bedeutet, daß die Innenseite eines Ofens auf 25 Pa eingestellt wurde.
  • Der Eisengehalt (Fe) und Chrom (Cr) wurden durch Durchführung der ICP-Emissionsspektralanalyse der Lösung gemessen, in der das erhaltene Pulver, bei dem es sich um das erhaltene Sinterhartmetall, gemahlen mit Mörtel, hergestellt aus dem Sinterhartmetall handelt, gelöst war. Jeder Eisengehalt der Oberfläche des Sinterhartmetalls und der Oberfläche, die 1 mm oder mehr Mahlen durchführte, wurde durch Laser-ICP-MS gemessen. Der Meßpunkt der Laser ICP-MS wurde als Kreisbereich mit einem Durchmesser von 10 µm genommen.




  • Das Schneiden von rostfreiem Stahl wurde für 15 Minuten unter den folgenden Bedingungen unter Verwendung des erhaltenen Schneidwerkzeugs durchgeführt und der Seitenabriebverlust und der Mengen des Kerbschadens am Schneidwerkzeug wurden gemessen. Während der Schneidüberprüfung wurde die Schneidzeit gemessen für den Fall daß ein Seitenabriebverlust 0,2 mm oder ein Kerbschaden 0,5 mm betrug. Weiterhin wurde die Kante an der Klinge des Werkzeugs nach einer Schneidüberprüfung beobachtet und das Auftreten einer Deformation oder eines Schadens wurde bestätigt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 dargestellt. Schneidbedingungen Werkstück: rostfreier Stahl (SUS304)
    Werkzeugform: SDKN1203AUTN
    Schneidrate: 200 m/min
    Zufuhrrate: 0,2 mm/Kante
    Schnittiefe: 2 mm
    Andere Bedingungen: Schneiden vom Trockentyp




  • Wie sich aus den Ergebnissen der Tabellen 5 und 6 ergibt, betrug der Gehalt an Eisen in dem gesamten Sinterhartmetall (Fe) über 300 ppm in der Probe Nr. 23 mit hohem Gehalt an Eisen in einem Rohmaterial (Fe) und in der Probe Nr. 24 unter Verwendung von rostfreiem Stahl als Mahlträger und Sulfidierungsarm. Dementsprechend nutzte sich eine harte Beschichtung ab und das Sinterhartmetall ist während des Schneidens exponiert, der Abrieb schritt schnell voran und die Werkzeuglebenszeit wurde schnell erreicht.
  • Bei Probe Nr. 25, bei der das Sintermuster (Einstufensintern) nur während der ersten Sintertemperatur aufrechterhalten wurde und bei Probe Nr. 26, bei der der Unterschied zwischen der ersten Sintertemperatur und der zweiten Sintertemperatur 200°C überstieg, wurde das Gehaltsverhältnis an Eisen (Fe) und Chrom (Cr) zu Cobalt (Co) und/oder Nickel (Ni) in der Oberfläche mehr als äquivalent, alle zeigten ein deutliches Festfressen und eine Adhäsion mit dem Arbeitsstück und die Verarbeitbarkeit nahm ab.
  • Bei Probe Nr. 27, die sowohl die Retention bei der ersten Sintertemperatur als auch die Retention bei der zweiten Sintertemperatur in dem Vakuum durchführte, betrug Psuf/Pin ungefähr 1,0 und es gab keinen Unterschied im Verhältnis des Vorliegens von (Eisen + Chrom) und (Cobalt + Nickel) zwischen Oberfläche und Innenseite. Da es hohe Mengen der Bildung einer brüchigen Phase in der Oberfläche im Vergleich mit der vorliegenden Erfindung gab, nahm die Adhäsionskraft der harten Beschichtung ab und ein Abschälen einer Beschichtung trat während des Schneidens auf. Dementsprechend erhöhte sich die Menge des Abriebverlusts und eine große Menge festgefressener Objekte hafteten an der Stückkante eines Schneidwerkzeugs.
  • Andererseits zeigten alle Proben-Nrn. 28-35 gemäß der Erfindung eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit mit einem Seitenabriebverlust von 0,2 mm oder weniger (Verarbeitungszeit/15 min).
    • Beispiel IV (Das dritte Sinterhartmetall)
  • Um die Proben-Nrn. 24, 34 und 35 wurde eine harte Beschichtung auf der Oberfläche durch PVD mit dem Material und der Dicke wie dargestellt in Tabelle 7 gebildet und die Schneidüberprüfung wurde unter denselben Bedingungen wie oben durchgeführt.


  • Wie sich aus Tabelle 7 ergibt, brach bei der Probe Nr. 24-1, die Probe 24 mit dem hohen Eisengehalt als Basismetall verwendet, die harte Beschichtung ab und das Arbeitsstück zeigte ein starkes Festfressen mit der Werkzeugoberfläche.
  • Andererseits schälte sich bei den Proben Nr. 34-1, 2 und 3, die Probe Nr. 34 gemäß dieser Erfindung als Basismetall verwendeten und bei Probe Nr. 35-1, die Probe Nr. 35 gemäß dieser Erfindung als Basismetall verwendet, die harte Beschichtung nicht ab und es trat auch nur ein geringes Festfressen mit dem Arbeitsstück auf.
    • Beispiel V (Viertes Sinterhartmetall)
  • Wolfram-Carbid (WC)-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1,5 µm, das Metall Cobalt (Co)-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1,2 µm und das Mischpulver eines metallischen Elements M, dargestellt in Tabelle 8, mit einer mittleren Teilchengröße von 2,0 µm wurden zugefügt und in dem in Tabelle 8 dargestellten Verhältnis gemischt.
  • Nach Formen der Mischung durch Druckformen in eine Schneidwerkzeugform (CNMG120408) wurde ein Entbindeverfahren durchgeführt. Weiterhin wurde die Aufwärmung auf 1000°C oder mehr mit einer Rate von 3°C/min durchgeführt und das Sinterhartmetall wurde durch Sintern bei 1500°C für eine Stunde im 0,01 Pa-Vakuum erzeugt.
  • Ein oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall wurde durch Bildung einer harten Beschichtung auf der Oberfläche des erhaltenen Sinterhartmetalls durch CVD in der Reihenfolge von TiN mit 1 µm, TiCN mit 7 µm, Al2O3 mit 3 µm und TiN mit 1 µm erzeugt.
  • Im Hinblick auf das erhaltene oberflächenbeschichtete Sinterhartmetall wurde die Konzentrationsverteilung der metallischen Elemente in einem willkürlichen Bereich von 200 µm × 200 µm von der Oberfläche zur Innenseite hin durch die Wellenlängen-Dispersionstyp-Röntgenmikroanalyse- Vorrichtung (EPMA) gemessen. Bei der EPMA-Messung wurde der Oberflächenbereich des Teststücks in Richtung der Neigung gemahlen. Darauffolgend wurden 5 Konzentrationsverteilungen für jede Tiefe von 5 µm von der Oberfläche gemessen und der Durchschnitt wurde berechnet. Die Konzentrationsverteilung wie dargestellt in Fig. 5(b) der Konzentrationsverteilung der metallischen Elemente wurde kartiert und die Dicke des ersten Oberflächenbereichs und des zweiten Oberflächenbereichs wurde berechnet. Das Ergebnis ist in Fig. 5(b) und Tabelle 8 dargestellt.
  • Weiterhin wurde Proben 30 Minuten bei 800°C unter Luftatmosphäre oxidiert und der Anstieg des Gewichts vor und nach Oxidation wurde als Oxidationsfestigkeit definiert. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 dargestellt.




  • Das Schneiden von Legierungsstahl wurde für 25 Minuten unter den folgenden Bedingungen unter Verwendung des Schneidwerkzeugs (Teststück) wie erhalten durchgeführt und der Seitenabriebverlust und der Spitzenabriebverlust eines Schneidwerkzeugs wurden gemessen. Während der Schneidüberprüfung wurde die Schneidzeit gemessen im Fall eines Seitenabriebverlusts oder eines Spitzenabriebverlusts von 0,2 mm. Weiterhin wurde die Anzahl von Aufschlägen, die zu einem Verlust führten, gezählt, wenn eine intermittierende Schneidüberprüfung mit Stahlmaterialien (Werkstück) mit einem Schlitz durchgeführt wurde. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 dargestellt. Abriebtest Werkstück: Legierungsstahl (SCH435)
    Werkzeugform: CNMG120408
    Schneidrate: 250 m/min
    Zufuhrrate: 0,3 mm/Umkehr (rev)
    Schnittiefe: 2 mm
    Andere Bedingungen: mit Wasser lösliche Schneidflüssigkeit Intermittierende Schneidüberprüfung Arbeitsstück: Legierungsstahl (SCH440)
    Werkzeugform: CNMG120408
    Schneidrate: 200 m/min
    Zufuhrrate: 0,4 mm/Umkehr (rev)
    Schnittiefe: 1,5 mm
    Andere Bedingungen: mit Wasser lösliche Schneidflüssigkeit Tabelle 9

  • Die mit * markierten Proben-Nrn. lagen nicht im Umfang der vorliegenden Erfindung.
  • Wie sich aus den Ergebnissen der Tabellen 8 und 9 ergibt, wurde bei Probe Nr. 36, die nicht Nb enthielt, q1suf/qin (Gehaltsverhältnis von Zr) im ersten Oberflächenbereich kleiner als 0,9, aus diesem Grund fiel die Oxidationsfestigkeit ab und die Verarbeitbarkeit erniedrigte sich. Wenn eine Querschnittsbeobachtung des Teststücks durch SEM nach dem Oxidationstest durchgeführt wurde, wurde bestätigt, daß nahe der Basismetalloberfläche durch Oxidation Verschlechterungen auftraten. Bei Probe Nr. 37, die kein Zr enthielt, wurden P1suf/Pin (das Gesamtgehaltsverhältnis eines metallischen Elements M) im ersten Oberflächenbereich größer als 0,9 und q1suf/qin (Gehaltsverhältnis von Zr) wurde kleiner als 0,9.
  • Außerdem wurde P2suf/Pin (das Gesamtgehaltsverhältnis eines metallischen Elements M) im zweiten Oberflächenbereich kleiner als 1,1 und q2suf/qin (Gehaltsverhältnis an Zr) wurde kleiner als 0,9 und aus diesem Grund verschlechterten sich die Bruchfestigkeit und die Oxidationsfestigkeit.
  • Andererseits zeigten alle Proben Nrn. 38-43 gemäß dieser Erfindung, bei denen sowohl Zr als auch Nb zugefügt war, und die einen ersten Oberflächenbereich besitzen, der

    0,1 ≤ P1suf/Pin ≤ 0,9 0,9 ≤ q1suf/qin ≤ 1,1,
    1,1 ≤ P2suf/Pin ≤ 1,5 und 0,9 ≤ q2suf/qin ≤ 1,1

    entspricht und einen zweiten Oberflächenbereich, lokalisiert innerhalb des ersten Oberflächenbereichs aufwiesen, eine ausgezeichnete Oxidationsfestigkeit, hatten eine hohe Härte und hohe Festigkeit und waren ausgezeichnet verarbeitbar.
    • Beispiel VI (Viertes Sinterhartmetall)
  • Um die Proben Nr. 37 und 42 des Beispiels V wurde das Schneidwerkzeug, das aus einem oberflächenbeschichteten Sinterhartmetall bestand, in derselben Weise wie in Beispiel 5 erzeugt, außer, daß bei 1400°C für eine Stunde gesintert wurde, nach Formen der Schneidwerkzeugform für ein Fräsen (SDK42) und Bildung des TiN-Films mit einer Dicke von 2 µm durch PVD auf der Oberfläche des Schneidwerkzeugs.
  • Rostfreier Stahl wurde 15 Minuten unter den folgenden Bedingungen unter Verwendung des erhaltenen Schneidwerkzeugs geschnitten und die Verarbeitbarkeit wurde in derselben Weise wie in Beispiel 1 bewertet.

    Arbeitsstück: rostfreier Stahl (SUS304)
    Werkzeugform: SDK42
    Schneidrate: 200 m/min
    Zufuhrrate: 0,2 mm/Kante
    Schnittiefe: 2 mm
    Andere Bedingungen: mit Wasser lösliche Schneidflüssigkeit
  • Im Ergebnis betrug der Seitenabriebverlust der Probe Nr. 37 0,21 mm. Andererseits betrug der Seitenabriebverlust der Probe Nr. 42 0,11 mm. Dementsprechend ist klar, daß die Probe Nr. 42 eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und ausgezeichnete Bruchfestigkeit aufweist.

Claims (35)

1. Sinterhartmetall, umfassend einen Hartphasen- Bestandteil, der ein Wolframcarbid (WC) umfaßt und mindestens eine Substanz, ausgewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem und einen Bindemittel- Phasenbestandteil, umfassend mindestens eines der Metalle der Eisengruppe, wobei der Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls 90 bis 98% der Minimalhärte im Vergleich mit der inneren Härte aufweist.
2. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 1, das einen Hartphasen- Bestandteil umfaßt, umfassend ein Wolframcarbid und mindestens eine Substanz, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem und einen Bindemittel- Phasenbestandteil, umfassend mindestens eines der Eisengruppenmetalle,
wobei die Metalle, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, mindestens Zr enthalten und
wobei ein Bereich, in dem das Gehaltsverhältnis von Zr in den Metallen, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem hoch ist im Vergleich mit dem Inneren des Sinterhartmetalls, nahe der Oberfläche des Sinterhartmetalls gebildet wird.
3. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 2, wobei der Bereich, in dem das Gehaltsverhältnis von Zr im Vergleich mit der Innenseite hoch ist, der in Anspruch 1 definierte Oberflächenbereich ist.
4. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 2, worin die Dicke des Bereichs, in dem das Gehaltsverhältnis von Zr hoch ist im Vergleich mit der Innenseite 5 bis 100 µm beträgt.
5. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 2, worin zwei oder mehr B1-Typ-Festlösungsphasen innerhalb des Sinterhartmetalls existieren und wobei eine von ihnen eine B1-Typ- Festlösungsphase ist, die einen hohen Gehalt an Zr aufweist im Vergleich mit der anderen B1-Typ- Festlösungsphase.
6. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 2, worin der durchschnittliche Teilchendurchmesser der B1-Typ- Festlösungsphase mit hohem Gehalt an Zr 3 µm oder weniger beträgt.
7. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 1, worin eine Gehaltsrate an Ta in den Metallen, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems 1 Gew.-% oder weniger in TaC-Konversion beträgt.
8. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 1, das eine Beschichtung auf der Oberfläche aufweist.
9. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 8, worin die Beschichtung eine einzelne Schicht oder zwei oder mehr Schichten umfaßt, umfassend mindestens eine Substanz, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, DLC (Diamantähnlicher Kohlenstoff), Diamant und Al2O3, mit der Maßgabe, daß das Metall gewählt ist aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems.
10. Schneidwerkzeug, umfassend ein Sinterhartmetall gemäß einem der Ansprüche 1 bis 10.
11. Sinterhartmetall umfassend eine WC-Phase, mindestens zwei Festlösungen, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle, gewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und enthaltend mindestens Zr und Nb und eine Bindemittel-Phase, enthaltend mindestens eines der Eisengruppenmetalle, worin das Sinterhartmetall eine erste Phase aufweist mit einem Peak in 2θ = 40,00-41,99° und wobei die zweite Phase einen Peak aufweist in 2θ = 38,00-39,99° bei der Röntgendiffraktion des Sinterhartmetalls.
12. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 11, wobei das Verhältnis (p2/p1) der Stärke (p1) des ersten Peaks und der Stärke (p2) des zweiten Peaks 0,1 bis 2 beträgt.
13. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 11, wobei das Gehaltsverhältnis (Zr/Zr + Nb) von Zr und Nb 0,5 bis 0,7 beträgt.
14. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 11, wobei der Gehalt an Ta 1 Gew.-% oder weniger durch TaC-Konversion in den Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem beträgt.
15. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 11, wobei die Wolfram- Carbid-Phase in einem Verhältnis von 60 bis 95 Vol.-% enthalten ist.
16. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 11, wobei die Bindemittelphase in einem Verhältnis von 1 bis 20 Vol.-% enthalten ist.
17. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 11, worin (p2) > 0 und (p1) = 0 auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls beträgt.
18. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 11, das auf der Oberfläche eine Beschichtung aufweist, umfassend eine einzelne Schicht oder zwei oder mehr Schichten, umfassend mindestens eine Substanz, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, DLC (Diamant-ähnlicher Kohlenstoff), Diamant und Al2O3, mit der Maßgabe, daß das Metall gewählt ist aus den Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem.
19. Schneidwerkzeug, umfassend das Sinterhartmetall gemäß einem der Ansprüche 1 bis 18.
20. Sinterhartmetall, umfassend 2 bis 20 Gew.-% eines Bindemittelmetalls, umfassend mindestens Cobalt (Co) oder Nickel (Ni), 0 bis 30 Gew.-% von mindestens einer Substanz, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, 10 bis 300 ppm Eisen (Fe), 100 bis 1000 ppm Chrom (Cr) und Wolframcarbid und nichtflüchtige Unreinheiten als Rest, wobei ein Oberflächenbereich den Bedingungen von Psuf < Pin entspricht, worin Psuf und Pin unten definiert sind:

Pin = W2in/W1in
Psuf = W2suf/W1suf

W1in: Anteilsverhältnis des Bindemittelmetalls innerhalb des Sinterhartmetalls
W2in: Anteilsverhältnis des Fe und Cr innerhalb des Sinterhartmetalls
W2suf: Anteilsverhältnis des Bindemittelmetalls in dem Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
W1suf: Anteilsverhältnis von Fe und Cr im Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls.
21. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 20, wobei das Maximum eines Verhältnisses (Psuf/Pin) mit Psuf und Pin in dem Oberflächenbereich 0,5 bis 0,95 beträgt.
22. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 20, worin die Dicke des Oberflächenbereichs 1 bis 20 µm beträgt.
23. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 20, das auf seiner Oberfläche eine Beschichtung aufweist, umfassend eine einzelne Schicht oder zwei oder mehr Schichten, umfassend mindestens eine Substanz, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, DLC (Diamant-ähnlicher Kohlenstoff), Diamant und Al2O3, mit der Maßgabe, daß das Metall gewählt ist aus den Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem.
24. Sinterhartmetall gemäß Anspruch 23, wobei die Gesamtdicke der Beschichtung 1 bis 30 µm beträgt.
25. Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls gemäß Anspruch 20, umfassend die folgenden Schritte:
Mahlen und Mischen des Rohmaterialpulvers, umfassend ein Wolfram-Carbid-Pulver, mindestens ein Pulver, gewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und mindestens ein Material, gewählt aus Cobalt (Co) und Nickel (Ni),
Formen der vermischten Pulver,
Erhalten eines erhaltenen Grünkörpers für 0,3 bis 2 Stunden bei einer ersten Sintertemperatur von 1350 bis 1600°C in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre,
Abkühlen auf die zweite Sintertemperatur, die 20 bis 200°C niedriger liegt als die erste Sintertemperatur und
Erhalt bei der zweiten Sintertemperatur in einem Vakuum für 1 bis 3 Stunden.
26. Herstellungsverfahren für ein Sinterhartmetall gemäß Anspruch 25, wobei Bereiche in Kontakt mit den Rohmaterialpulvern eines Behälters und eines Mahlglieds, verwendet beim Mahlen und Mischen der Rohmaterialpulver, im wesentlichen kein Eisen (Fe) und Chrom (Cr) enthalten.
27. Schneidwerkzeug, umfassend das Sinterhartmetall gemäß einem der Ansprüche 20 bis 23.
28. Oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall, umfassend ein Sinterhartmetall, das WC umfaßt, mindestens ein Carbid, Nitrid und Carbonitrid des metallischen Elements M, das ausgewählt ist aus den Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und ein Bindemittelmaterial der Eisengruppenmetalle; und eine harte Beschichtung, gebildet auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls,
wobei das metallische Element M Zr und Nb enthält und
wobei ein erster Oberflächenbereich und ein zweiter Oberflächenbereich, die den unten dargestellten Beziehungen genügen, in einem Tiefebereich von 5 bis 200 µm von der Oberfläche des Sinterhartmetalls bereitgestellt werden:

0,1 ≤ q1suf/qin ≤ 0,9
0,9 ≤ r1suf/rin ≤ 1,1
1,1 ≤ q2suf/qin ≤ 1,5
0,9 ≤ r2suf/rin ≤ 1,1
qin = Min/Tin
q1suf = M1suf/T1suf
q2suf = M2suf/T2suf
rin = Zrin/Tin
r1suf = Zr1suf/T1suf
r2suf = Zr2suf/T2suf

Min: Gehaltsverhältnis des metallischen Elements M auf der Innenseite des Sinterhartmetalls
Zrin: Gehaltsverhältnis von Zr auf der Innenseite des Sinterhartmetalls
Tin: Gehaltsverhältnis von W auf der Innenseite des Sinterhartmetalls
M1suf: Gehaltsverhältnis des metallischen Elements M im ersten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
Zr1suf: Gehaltsverhältnis von Zr im ersten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
T1suf: Gehaltsverhältnis von W im ersten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
M2suf: Gehaltsverhältnis des metallischen Elements M im zweiten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
Zr2suf: Gehaltsverhältnis von Zr im zweiten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
T2suf: Gehaltsverhältnis von W im zweiten Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls.
29. Oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall gemäß Anspruch 28, wobei die Oxidationsfestigkeit des Sinterhartmetalls 0,01 mg/mm2 oder weniger beträgt.
30. Oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetalls gemäß Anspruch 28, wobei das metallische Element M den folgenden Beziehungen in der Gesamtheit des Sinterhartmetalls entspricht:

0,1 ≤ Zr/(Ti + Zr + Hf) ≤ 0,5 und
0,6 ≤ Nb/(V + Nb + Ta) ≤ 1,0.
31. Oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall gemäß Anspruch 28, das der Beziehung 0,05 ≤ Zr/(Zr + Nb) ≤ 0,8 in der Gesamtheit des Sinterhartmetalls entspricht.
32. Oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall gemäß Anspruch 28, wobei das Sinterhartmetall 0,1 bis 1,5 Gew.-% ZrC, 0,5 bis 3,5 Gew.-% NbC, 1,0 bis 2,5 Gew.-% TiC, 0 bis 1,0 Gew.-% TaC, 0 bis 1,0 Gew.-% HfC, 0 bis 1,0 Gew.-% Cr3C2, 0 bis 1,0 Gew.-% VC, und 5 bis 10 Gew.-% Co umfaßt, und wobei der Rest WC und nicht-flüchtige Unreinheiten umfaßt.
33. Oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall gemäß Anspruch 28, wobei die Dicke (d1) des ersten Oberflächenbereichs 1 bis 50 µm und die Dicke (d2) des zweiten Oberflächenbereichs 10 bis 200 µm beträgt.
34. Oberflächenbeschichtetes Sinterhartmetall gemäß Anspruch 28, wobei eine harte Beschichtung eine einzelne Schicht oder zwei oder mehr Schichten umfaßt, umfassend mindestens eine Substanz, gewählt aus Metallcarbid, Metallnitrid, Metallcarbonitrid, TiAlN, TiZrN, TiCrN, DLC (Diamant-ähnlicher Kohlenstoff), Diamant und Al2O3, mit der Maßgabe, daß das Metall gewählt ist aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems.
35. Schneidwerkzeug, umfassend das oberflächenbeschichtete Sinterhartmetall gemäß einem der Ansprüche 28 bis 34.
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