DE10244955C5

DE10244955C5 - Sinterhartmetall, Verwendung eines Sinterhartmetalls und Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls

Info

Publication number: DE10244955C5
Application number: DE10244955.4A
Authority: DE
Inventors: Keiji Usami; Daisuke Shibata; Kouji Ohata
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2001-09-26
Filing date: 2002-09-26
Publication date: 2021-12-23
Anticipated expiration: 2022-09-27
Also published as: US7018726B2; US20050014030A1; US20030129456A1; DE10244955A1; DE10244955B4; US6797369B2

Abstract

Sinterhartmetall dadurch gekennzeichnet, dass es eine Hartphase, enthaltend Wolframcarbid WC, mindestens eine Substanz ausgewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem und eine Bindemittelphase, enthaltend mindestens ein Metall der Eisengruppe, aufweist, wobei die Härte im Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls 90 bis 98 % der Härte in 1 mm Tiefe unterhalb der Oberfläche beträgt undworin die Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a Zr umfassen und der Zr-Gehalt in den Metallen, ausgewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems im Oberflächenbereich hoch ist im Vergleich zum Inneren des Sinterhartmetalls,wobei ein TaC-Gehalt des Sinterhartmetalls 0,5 Gew.-% oder geringer ist,wobei zwei oder mehr B1-Typ-Festlösungsphasen innerhalb des Sinterhartmetalls existieren und eine dieser Phasen einen hohen Zr-Gehalt im Vergleich zu der anderen Phase aufweist undwobei der durchschnittliche Teilchendurchmesser in der B1-Typ Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt 3 µm oder weniger beträgt.

Description

Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung betrifft ein Sinterhartmetall, dessen Verwendung zur Herstellung eines Schneidwerkzeugs und ein Verfahren zu dessen Herstellung. Insbesondere weist das Sinterhartmetall eine Härte und Widerstandsfähigkeit auf, sodass es eine Eignung zum Schneiden eines schwer verarbeitbaren Materials, wie z. B. rostfreiem Stahl, neben Stahl und Gusseisen, wie z. B. Flussstahl und einem Legierungsstahl hat und das 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 mit Wolframcarbid WC als Hauptbestandteil und einer Bindemittelphase der Eisengruppenmetalle wie z. B. Cobalt oder einer Legierung, worin ein Carbid, ein Nitrid, ein Carbonitrid der Metalle der Gruppen 4a, 5a oder 6a im Periodensystem dem WC-Co weiterhin zugefügt sind, besteht.
Allgemein umfasst das Verfahren zur Herstellung dieses Sinterhartmetalls die 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 Stunde.
Dieses Sinterhartmetall wird im wesentlichen als Schneidwerkzeug verwendet, um Gusseisen oder Flussstahl zu schneiden. Für das Sinterhartmetall wird die Anwendung beim Schneiden eines schwer verarbeitbaren Materials, wie rostfreiem Stahl, ebenfalls in Betracht gezogen.
Da jedoch ein solches, schwer zu schneidendes Material eine hohe Affinität zu dem Werkzeugmaterial und eine niedrige thermische Leitfähigkeit aufweist, wurden beim Schneiden viele Probleme erzeugt. Es wird somit ein Sinterhartmetall benötigt, das eine Widerstandsfähigkeit und Härte hat, um rostfreien Stahl zu verarbeiten.
Wenn ein schwer verarbeitbares Material, wie rostfreier Stahl, mit einem Schneidwerkzeug, hergestellt aus einem K-Grad-Sinterhartmetall, das aus dem in JIS B 4053 (1996) dargestellten WC-Co-System-Sinterhartmetall besteht, das vergleichsweise geringe Mengen Co enthält, oder mit einem Schneidwerkzeug geschnitten wird, hergestellt aus einem P-Grad-Sinterhartmetall, das eine Festlösung vom B1-Typ (kubischer Typ) einer einzelnen Zusammensetzung aufweist, schreitet die Abnutzung des Schneidwerkzeugs schnell voran oder ein Bruch durch Festfressen tritt auf und die Arbeitsoberfläche eines Schneidmaterials wird schlechter. Im Ergebnis ist die Lebensdauer des Werkzeugs gering und es kann kein guter Schneidvorgang durchgeführt werden.
Weiterhin enthält ein konventionelles Sinterhartmetall Eisen (Fe) und Chrom (Cr) als Unreinheiten. 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 erhöht wurde. Im Ergebnis tritt ein Festfressen oder Agglutinieren des Arbeitsstücks an der Schneidwerkzeugoberfläche auf und die Arbeitsteile (Stückkante) werden in unüblicher Weise abgenutzt oder die Schneidkraft wird erhöht, wobei die Schneidwerkzeugoberfläche leicht beschädigt werden kann.
Außerdem besteht das Problem, dass die Grobheit einer zu schneidenden Oberfläche durch eine Unebenheit eines festgefressenen oder eines agglutinierten Objekts abnimmt.
Eisen (Fe) und Chrom (Cr) sind in einem Ausgangsmaterial als nicht-flüchtige Unreinheit oder in dem Sinterhartmetall während des Herstellungsverfahrens enthalten und können in der Industrie nicht perfekt entfernt werden. Außerdem kann sich der Gehalt an Eisen (Fe) und Chrom (Cr) in Abhängigkeit von dem Verfahren und den Oberflächenzuständen einer Mahlvorrichtung ändern.
Da Eisen außerdem eine hohe Affinität zu Kohlenstoff aufweist, kombinieren sich Kohlenstoff und Eisen (Fe) in bevorzugter Weise, wenn der Eisengehalt (Fe) in der Oberfläche des Sinterhartmetalls groß ist, und zwar beim Beschichten durch das Dampfphasenverfahren, wie CVD und PVD. Dementsprechend können brüchige Phasen, wie η-Phasen, an der 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 vermindert sich bei Verwendung als Schneidwerkzeug oder Gleitglied.
Um die Verschleißfestigkeit zu verbessern, ist ein Verfahren für den Erhalt einer härteren Beschichtung auf einer Legierungsoberfläche bekannt. Außerdem ist ein Verfahren zur Bildung der sogenannten β-freien Schicht, worin der Gehalt der B1-Typ-Festlösung reduziert ist, auf einem Oberflächenbereich bekannt, auf dem eine harte Beschichtung des Sinterhartmetalls gebildet ist.
Weiterhin offenbart JP-6-93473 , dass der Zr-Gehalt, der in einem Tiefenbereich von 1 bis 50 µm vorhanden ist, von einer Basismaterialoberfläche zur Innenseite verschwindet oder abnimmt, wenn Ti und Zr als B-1-Typ-Festlösung verwendet werden (ahne Verwendung von Nb).
Es ist jedoch bekannt, dass, wenn die Oberflächen dieser Sinterhartmetalle oxidiert und durch die Hitze beim Schneiden und 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 mangelhaften Teils in der harten Beschichtung ausgesetzt sein. Insbesondere wenn eine β-freie Schicht in der Legierungsoberfläche gebildet wird (d. h. P_1suf/P_in < 0,9 und q_1suf/q_in < 0,9, diese Zeichen werden später definiert) wird es einfach, eine Oxidation und Verschlechterung der 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 (P_1suf = P_2suf = P_in, q_1suf = q_2suf = q_in, jeweils später definiert).
Weiterhin verschlechtert sich die plastische Deformationsfestigkeit und die Verschleißfestigkeit, wenn z. B. ein Sinterhartmetall als Beschichtung verwendet wird wie in JP 6-93473 offenbart, wenn der Gehalt an Zr in einem Oberflächenbereich des Basismaterials gering ist (q_1suf/q_in < 0,9, jeweils später erwähnt).
Zusammenfassung der Erfindung
Es ist eine Aufgabe der Erfindung, ein Sinterhartmetall bereitzustellen, das eine hohe Härte und Widerstandsfestigkeit aufweist.
Es ist eine weitere Aufgabe dieser Erfindung ein Sinterhartmetall bereitzustellen, bei dem ein Festfressen und eine Adhäsion mit dem Arbeitsstück zum Zeitpunkt des Schneidens und Gleitens inhibiert werden kann. Außerdem soll eine gute und harte Beschichtung gebildet werden.
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.
Es ist eine weitere Aufgabe dieser Erfindung ein Schneidwerkzeug bereitzustellen, das beim Schneiden eines schwer verarbeitbaren Materials, wie z. B. rostfreiem Stahl eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und Bruchfestigkeit aufweist.
(Erstes Sinterhartmetall)
Die Erfinder stellten fest, dass ein Sinterhartmetall mit einer genügenden Härte für die Verarbeitung eines schwer verarbeitbaren Materials und einer Widerstandsfähigkeit, die dem Aufschlag widerstehen kann, der beim Schneiden der Oberfläche beginnt, von der die Arbeitshärte begann, erhalten werden konnte, wenn das Sinterhartmetall eine Härte im Oberflächenbereich hat, die 90 bis 98% der Härte in 1 mm Tiefe unterhalb der Oberfläche aufweist.
Bevorzugt existieren zwei oder mehr B1-Typ-Festlösungsphasen innerhalb des Sinterhartmetalls und eine dieser B1-Typ-Festlösungsphasen weist einen hohen Gehalt an Zr auf, im Vergleich zu den anderen B1-Typ-Festlösungsphasen.
Das erste Sinterhartmetall dieser Erfindung besteht aus einem Hartphasenbestandteil, der ein Wolframcarbid WC und mindestens eine Substanz umfasst, ausgewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems und einer Bindemittelphase, umfassend mindestens ein Metall der Eisengruppe, wobei die Härte im Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls 90 bis 98% der Härte in 1 mm Tiefe unterhalb der Oberfläche ist.
Das erste Sinterhartmetall enthält Zr als das Metall, ausgewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems. Der Zr-Gehalt im Oberflächenbereich ist hoch im Vergleich zum Inneren des Sinterhartmetalls. Weiterhin hat der Oberflächenbereich eine Stärke von 5 bis 100 µm.
Der mittlere Teilchendurchmesser der B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt 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, bezogen auf TaC, beträgt, kann ein Sinterhartmetall mit einer guten Werkzeugeigenschaft erhalten werden.
Das erste Schneidwerkzeug besteht aus dem oben erwähnten ersten Sinterhartmetall oder aus diesem ersten Sinterhartmetall und einer Beschichtung auf der Oberfläche wie später beschrieben.
Eine Beschichtung kann aus mindestens einer Substanz bestehen, ausgewählt aus Carbiden, Nitriden, Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, TiAIN, TiZrN, TiCrN, Diamant, Al₂O₃ und diamantähnlichem Kohlenstoff. Die Beschichtung besteht aus einer einzelnen 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 steuern 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 wenn eine harte Beschichtung gebildet wird, wird ein Sinterhartmetall, das mit einer guten harten Beschichtung versehen ist, erhalten.
Dieses Sinterhartmetall besteht aus Wolframcarbid, 2 bis 20 Gew.-% eines Bindemittelmetalls, umfassend Cobalt (Co) und/oder Nickel (Nickel), 0 bis 30 Gew.-% 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 nicht-flüchtigen Unreinheiten als Rest, wobei ein Oberflächenbereich den Bedingungen von P_suf < P_in genügt, worin P_suf und P_in wie folgt definiert sind: $P_{in} = W_{2in} {/W}_{1in}$
$P_{suf} = W_{2suf} {/W}_{1suf}$

W1in:: Gehalt des Bindemittelmetalls innerhalb des Sinterhartmetalls
W2in:: Gehalt des Fe und Cr innerhalb des Sinterhartmetalls
W2suf:: Gehalt des Bindemittelmetalls in dem Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls
W1suf:: Gehalt von Fe und Cr im Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls.

Es ist wünschenswert, mindestens eine Schicht der harten Beschichtungen mit einer Gesamtdicke von 1 bis 30 µm vorzusehen, die aus mindestens einer Substanz besteht, ausgewählt aus Carbiden, Nitriden, Carbonitriden aus den 4a-, 5a- und 6a-Gruppen des Periodensystems, TiAIN, TiZrN, TiCrN, DLC (Diamant-ähnlicher Kohlenstoff), Diamant und Al₂O₃ auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls.
Die Bereiche der beim Mahlen und Mischen der Rohmaterialpulver verwendeten Behälter oder Mahlglieder, die mit den Rohmaterialpulvern in Kontakt gelangen, enthalten bevorzugt im Wesentlichen kein Fe und Cr.
Figurenliste

1 ist eine Graphik, die die Änderung der Härte innerhalb des ersten Sinterhartmetalls dieser Erfindung sowie eines konventionellen Sinterhartmetalls darstellt;
2 ist eine Graphik, die die Elementeverteilung in dem ersten Sinterhartmetall dieser Erfindung darstellt;

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, die gebildet wird, wenn andere Materialien als WC als Hartphasenmaterialien vermischt werden, besteht aus einer Carbid-Festlösungsmischung oder Carbonitrid-Festlösungsmischung. Die Bindemittelphase enthält Eisengruppenmetalle wie Co als Hauptbestandteil und ist mit 5 bis 15 Gew.-% der Gesamtmenge enthalten.
Das Sinterhartmetall hat im Oberflächenbereich eine Härte, die 90 bis 98% der Härte in 1 mm Tiefe unterhalb der Oberfläche ausmacht. Dies wird als „minimale Härte“ definiert. Die Härte für jede Tiefe wird von der Oberfläche eines Sinterhartmetalls zur Innenseite hin gemessen und die Beziehung der Härte in einer Tiefe und ihre Tiefe von einer Oberfläche wird in einer Graphik aufgetragen (siehe 1). Bei dieser Erfindung bedeutet die Härte in jeder Tiefe einen Durchschnittswert von 10 willkürlich gewählten Punkten mit einer bestimmten Tiefe. Die innere Härte bedeutet eine Harte 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 bei der Verarbeitung des schwer verarbeitbaren Materials abfallen und eine Zusammensetzungsdeformation der Kante einer Klinge wird erzeugt. Wenn die Harte des Oberflächenbereichs 98% übersteigt, wird die Oberfläche zu hart, und wenn rostfreier Stahl, der eine Arbeitshärtung durchlaufen hat, geschnitten wird, werden 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 Härteänderung des Sinterhartmetalls dieser Erfindung und konventioneller Sinterhartmetalle sind in 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 Harte der Oberflächenschicht, die verfestigt wird, ungefähr 50 bis 80% im Vergleich mit der Härte auf der Innenseite. Weil die Schneidtemperatur beim Schneiden von schwer verarbeitbarem Material deutlich ansteigt, wird das schwer verarbeitbare Material erweicht und eine Zusammensetzungsdeformation erzeugt. Andererseits wird die Oberflächenverfestigung beim Sinterhartmetall dieser Erfindung ohne Stickstoffzugabe durchgeführt. Daher wird in der Nähe der 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 in den Metallelementverteilungen gemäß 2 gezeigt ist, weist das Sinterhartmetall dieser Erfindung im Oberflächenbereich einen hohen Zr-Gehalt auf im Vergleich zum Inneren 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 reduziert sich in einem Oberflächenbereich die Menge von vielen der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems außer Zr und die Menge der Bindemittelphase erhöht sich entsprechend. Ein Anstieg der Menge dieser Bindemittelphase trägt zur Verstärkung der Festigkeit bei. Im Hinblick auf die Verschleißfestigkeit hat die Bindemittelphase des Belastungsteils keinen schlechten Einfluss auf die plastische Deformationsfestigkeit durch Einfügung einer Menge von Metallen der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems. Daher wird bei dem Sinterhartmetall dieser Erfindung die Verschleißfestigkeit ebenfalls durch die ausgezeichnete plastische Deformationsfestigkeit von Zr bei hoher Temperatur verbessert.
Wie in 2 dargestellt, ist es geeignet, dass ein Oberflächenbereich, in dem der Zr-Gehalt in den Metallen, ausgewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems hoch ist im Vergleich zum Inneren des Sinterhartmetalls, eine Dicke von 5 bis 100 µm zur Innenseite der Oberfläche hin aufweist. Wenn die Dicke des Oberflächenbereichs, dessen Zr-Gehalt hoch ist im Vergleich zum Inneren 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.
Bei dem Sinterhartmetall können zwei oder mehr B1-Typ-Festlösungsphasen auf einer Seite existieren und mindestens eine von diesen kann eine B1-Typ-Festlösungsphase mit einem hohen Zr-Gehalt sein im Vergleich zu den anderen B1-Typ-Festlösungsphasen. Dementsprechend wird eine ausgezeichnete plastische Deformationsfestigkeit bei hoher Temperatur erhalten und die Verschleißfestigkeit wird verbessert. Die Zusammensetzung der B1-Typ-Festlösungsphase wird mit Bildung einer Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt verändert und die Benetzbarkeit mit einer Bindemittelphase verbessert, wodurch das Sinterhartmetall als Ganzes verstärkt wird. Daher behält das Sinterhartmetall die mechanische Stärke bei hoher Temperatur bei, weil diese B1-Typ-Festlösungsphasen moderat existieren, wodurch man eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit bei hoher Geschwindigkeit und hocheffiziente Verarbeitung für schwierig verarbeitbares Material erhält.
Es ist wünschenswert, dass die B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt 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. Weil die Festlösungsphase selbst ursprünglich brüchig ist, wenn sie als große und raue Phase in einer Legierung abgelagert wird, wird das Absinken der mechanischen Stärke einer Legierung deutlich. Wenn sie als Schneidwerkzeug verwendet wird, wird ein Schaden und die 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 kann gemäß dieser Erfindung der Ta-Gehalt in den Metallen der Gruppe 4a, 5a und 6a des Periodensystems 1 Gew.-% oder weniger, vorzugsweise 0,2 Gew.-% oder weniger betragen, bezogen auf TaC in der gesamten Menge des Sinterhartmetalls. Es ist besonders wünschenswert, dass Ta nur als nicht-flüchtige Unreinheit und sonst im Wesentlichen kein Ta enthalten ist. Daher kann das Sinterhartmetall eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, plastische Deformationsfestigkeit und Bruchfestigkeit erhalten. Das Sinterhartmetall weist folgende thermische und mechanische Eigenschaften auf: Vicker's Härte (Hv): 1400 oder mehr, Bruchfestigkeit (Klc): 12 MPa/m^1/2 oder mehr, Dreipunkt-Biegungsstärke: 2500 Mpa oder mehr und thermische Leitfähigkeit bei 800°C: 70 W/m-K oder mehr, wobei im Vergleich zu anderen Rohmaterialien kein sehr teures Ta-Rohmaterial verwendet wird.
Es ist wünschenswert, dass die Schichten mit einer Dicke von 0,1 bis 20 µm durch 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 Sinterhartmetall kann durch 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 1600°C für 0,2 bis 2 Stunden, vorzugsweise 0,2 bis 5 Stunden, erhalten werden. Anschließend erfolgt eine Abkühlung auf die zweite Sintertemperatur, die 20 bis 200°C niedriger ist als die erste Sintertemperatur und ein Sintern bei der zweiten Sintertemperatur im Vakuum für 1 bis 3 Stunden.
Hier werden zum Erhalt des Sinterhartmetalls, das die beschriebene 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 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 eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit aufgrund weiterhin ausgezeichneter Stärke und ausgezeichneter plastischer Deformationsfestigkeit bei hoher Temperatur aufweist, durch Einstellung des Gehaltes der Zr-Verbindung zu dem Carbid der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems, das die B1-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.
Das Sinterhartmetall dieser Erfindung kann für eine Formgebung, ein abriebfestes Teil oder ein Hochtemperaturmaterial und als Schneidwerkzeug verwendet werden, insbesondere als Schneidwerkzeug für schwierig verarbeitbares Material, wie z. B. rostfreien Stahl.
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.
(Drittes Sinterhartmetall)
Bei diesem Sinterhartmetall 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 20 Gew.-% überschreitet, wird die Menge der Bindemittelmetalle in dem Sinterhartmetall überflüssig. Dementsprechend wird die Härte abnehmen und wenn eine Verwendung für eine Metallverarbeitung als Schneidwerkzeug beabsichtigt ist, wird eine deutliche plastische Deformation auftreten.
Um die Härte des Sinterhartmetalls anzuheben und die Metallkonzentration von Eisen (Fe), Chrom (Cr), Cobalt (Co) und Nickel (Ni) auf bestimmte Bereiche einzustellen, 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 Anteil von 30 Gew.-% oder weniger enthalten ist.
Bei dem Sinterhartmetall wird der Eisengehalt auf 10 bis 300 ppm und ein Cr-Gehalt auf 100 bis 1000 ppm eingestellt. Die Innenseite des Sinterhartmetalls besitzt einen Oberflächenbereich, der der Bedingung P_suf < P_in, in P_in = W_2in/W_1in und P_suf = W_2suf/W_1suf wie oben beschrieben entspricht. Dies ist ein Hauptmerkmal dieser Erfindung, dass die Anteile von Fe und Cr zu den Bindemittelmetallen in der Oberfläche des Sinterhartmetalls geringer sind 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.
Industriell kann der Fe-Gehalt in dem Sinterhartmetall nicht niedriger als 10 ppm eingestellt werden. Wenn der Fe-Gehalt in dem Sinterhartmetall 300 ppm übersteigt oder der Cr-Gehalt 1000 ppm übersteigt, wird ein Festfressen und eine Adhäsion an das Arbeitsstück deutlich 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.
Die Gehalte an Fe und Cr in dem Sinterhartmetall können durch die ICP-emissionsspektrochemische Analyse gemessen werden. Es wird eine Lösung, die aufgelöstes Pulver enthält, das durch Mahlen eines gesinterten Sinterhartmetalls mit einem Mörser erhalten ist, erzeugt und dann wird der Gehalt an Fe und Cr in der Lösung durch die ICP-emissionsspektrochemische Analyse gemessen. Um den Gehalt 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 (P_suf/P_in) von P_suf und P_in 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 des Oberflächenbereichs 1 bis 20 µm beträgt, um das Festfressen und Adhäsionen des Arbeitsstücks 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 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.
Wenn eine harte Beschichtung auf der Oberfläche des Sinterhartmetalls gebildet wird, tritt, weil der Gehalt an Fe und Cr in der Oberfläche des Sinterhartmetalls niedrig ist, keine Reduktion des Kohlenstoff-Gehalts durch Bildung eines Ferrits, eines Chromcarbids 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 metallischen Wolfram-(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 aus Materialien vorzusehen, die kein Eisen (Fe) und Chrom (Cr) enthalten, z. B. ein Sinterhartmetall mit einer Reinheit von 99,9% oder mehr. Nach dem Mahlen wird eine Granulierung zur gewünschten Korngröße durch ein Granulierungsverfahren wie Sprühtrocknen durchgeführt. Wenn die Mahlzeit kürzer ist als 5 Stunden können die Rohmaterialpulver nicht vollständig gemahlen und vermischt werden und es kann kein gewünschter einheitlicher Oberflächenbereich gebildet werden. Wenn die Mahlzeit mehr als 30 Stunden beträgt, werden große Mengen Wolframcarbid und andere Unreinheiten mit dem Pulver vermischt, was nachteilig im Hinblick auf die gewünschte Zusammensetzung ist.
Als nächstes wird das erhaltene gemischte Pulver in bestimmter Form durch bekannte 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 anschließend wird insbesondere die erste Sintertemperatur 0,3 bis 2 Stunden, insbesondere 0,5 bis 1 Stunde aufrechterhalten. Die „nichtoxidierende Atmosphäre“ bedeutet den eingeschlossenen Zustand oder Flusszustand eines inerten Gases, z. B. Stickstoffgas (N₂), Heliumgas (He), Argongas (Ar), Xenongas (Xe).
In dieser nicht-oxidierenden Atmosphäre dienen Cobalt (Co) und/oder Nickel (Ni), als Metallflüssigphase Zu diesem Zeitpunkt sind Eisen (Fe) und Chrom (Cr) fusioniert und werden mit Cobalt (Co) und Nickel (Ni) diffundiert.
Als nächstes wird die Temperatur 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 verdampfen Co (Cobalt) und/oder Nickel (Ni) in der Vakuumatmosphäre selektiv von der Oberfläche. Andererseits werden Co (Cobalt) und/oder Nickel (Ni), die im Inneren existieren, selektiv auf der Oberfläche verteilt. Somit kann ein Konzentrationsgradient der Metalle in einem gesinterten Körper gebildet werden. Dann wird das fertige Sinterhartmetall dieser Erfindung durch Abkühlen auf Raumtemperatur erhalten.
Wenn die erste Sintertemperatur niedriger ist als 1350°C, kann keine geeignete Menge einer Flüssigphase erzeugt werden, wodurch eine Verdichtung des gesinterten Körpers nicht vollständig durchgeführt werden kann. Wenn die erste Sintertemperatur höher als 1600°C liegt, wird das Sintern zu stark fortschreiten, harte Körner wie z. B. ein Wolfram-Carbid-Korn, gehen ein Kornwachstum ein, wodurch die Festigkeit und Stärke abnehmen. Außerdem verdampft eine große Menge Cobalt (Co) und/oder Nickel (Ni) von der Oberfläche 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.
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 zu einem Schneidwerkzeug (SDK42, CNMG43) durch Druckformen, wurde das Sinterhartmetall durch Erhöhen der Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min von einer Temperatur, die 500°C oder mehr niedriger war als die Sintertemperatur, mit anschließendem Sintern bei 1500°C für 1 Stunde erzeugt.
Bei diesem Schneidwerkzeug wurde die Härte zur Innenseite gemessen.
Die Messung erfolgte unter Verwendung der Mikro-Vickers-Ausrüstung (MVK-G3), hergestellt von Akashi Corporation, bei 200 g Beladung und 10 Sekunden Retentionszeit. An verschiedenen Stellen der Oberfläche wurde die Härte gemessen, wobei ein Mittelwert von mindestens 3 Messwerten gebildet wurde. Weiterhin wurde die Härte in einer Tiefe von mindestens 1000 µm gemessen und dies ist die Härte im Inneren des Sinterhartmetalls dieser Erfindung.
Der Gehalt eines jeden Metallbestandteils in der Festlösungsphase innerhalb des Sinterhartmetalls wurde durch Energie-Dispersionsröntgenanalyse (EDS) bestimmt. Auf diese Weise wurde 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.
Bei der Festlösungsphase vom B1-Typ mit hohem Zr-Gehalt können die Ablagerung der B1-Typ-Festlösung (grau) und die Ablagerung der festen Lösung, bei der sich die Farbe unterscheidet, durch Spiegel-Planverarbeitung an der gemahlenen Seite in dem willkürlich ausgewählten Bereich (20 µm × 20 µm) SEM-Elektronenmikroskop (Reflexions-Elektronenbild) unterschieden werden. Daher wurde der mittlere Teilchendurchmesser der B1-Typ-Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt, durch das Luzex-Bildanalyseverfahren gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 dargestellt.
Das „minimale Härteverhältnis (%)“ in Tabelle 1 zeigt das Verhältnis der eingangs definierten 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. Tabelle 1

Probe Nr.	Zusammensetzung (Gew.-%)							Minimales Härteverhältnis (%)	zr/β-Anstiegsbereich		Zr-haltige β-Phase
Probe Nr.	WC	Co	TiC	TiN	TaC	NbC	ZrC	Minimale Härte des Oberflächenbereichs/ Härte auf der Innenseite (Hv)		Dicke (µm)		Partikeldurchmesser (µm)
1	87,0	8,0	2, 0	0,0	0,0	1,0	2,0	95,0	◯	52,0	◯	1,2
2	88,0	8,0	0,0	0,0	2,0	1,0	1,0	95,0	×	-	◯	2,1
3	77, 0	10,0	3,0	0,0	4,0	3,0	3,0	90,0	◯	144,0	◯	4, 4
4	89, 0	6,0	2,0	0,0	0,5	0,5	2,0	98,0	◯	2,8	×	-
5	90,0	6,0	0,5	0,0	2,0	0,5	1,0	97,0	◯	10,0	×	-
6	85,0	6,0	2,5	0,0	2,0	2,5	2,0	96,0	◯	32,0	◯	0,8
7	83,0	8,0	3,5	0,0	0,0	2,5	3,0	92,0	◯	74,0	◯	3,0
*8	86,0	8,0	2,0	2,0	2,0 0,0		0,0	70,0	×	-	×	-
*9	87,0	6,0	2,0	1,5	0,0	1,5	2,0	75,0	◯	33,0	◯	2,6
*10	87,0	8,0	1,0	1,5	0,5	1,0	1,0	88,0	×	-	◯	1,7
*11	88,0	6,0	2,0	0,0	3,0	0,0	1,0	110,0	×	-	×	-

Proben-Nr., die mit * markiert sind, liegen nicht im Umfang der vorliegenden Erfindung

Das Schneidwerkzeug wurde durch Formen des Tin-Film mit einer 2 µm-Dicke durch PVD auf der Oberfläche von jedem erhaltenen Sinterhartmetall erzeugt. Unter Verwendung dieses Schneidwekzeugs wur- de 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

Probe Nr.	Kontinuierlicher Schneidetest (Drechseln)		Intermittierender Schneidetest (Fräsen)
Probe Nr.	Seitenabnutzung (mm)	Kerbschaden	Erzeugte Zufuhrrate bis zum Fehlschlagen (mm/Zahn)
1	0,12	0,25	0,70
2	0,14	0,38	0,55
3	0,18	0,20	0,65
4	0,12	0,44	0,50
5	0,10	0,48	0,50
6	0,15	0,33	0,65
7	0,19	0,28	0,70
*8	×(10 min)	-	0,40
*9	0,2	0,55	0,60
*10	0,16	0,33	0,30
*11	-	×(8 min)	0,25

Die folgenden Punkte ergaben sich aus den Ergebnissen der Tabellen 1 und 2. Die Proben 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 Zr-Gehalt in den Metallen, ausgewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems höher ist als auf der Innenseite, und eine B1-Typ-Festlösungsphase mit einem hohen Zr-Gehalt 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 TaC, das bis jetzt verwendet wurde, um die Hochtemperatureigenschaften von Sinterhartmetallen zu erhöhen, kaum zugefügt wurde.
Beispiel II (drittes Sinterhartmetall)
Wolfram-Carbid(WC)-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 9 µm, enthaltend Eisen (Fe) und Chrom (Cr) in der in Tabelle 3 dargestellten Menge, Metallcobalt(Co)-Pulver und Mischpulver wurden in dem in Tabelle 3 dargestellten Verhältnis abgewogen. 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 platziert, eine bestimmte Retentionszeit wurde für die erste Sintertemperatur gemäß Tabelle 3 eingehalten, wobei die Temperaturerwärmung mit einer Geschwindigkeit von 12°C/min durchgeführt wurde, die Temperatur wurde auf die zweite Sintertemperatur mit der in Tabelle 3 dargestellten Temperaturabfallgeschwindigkeit erniedrigt, eine bestimmte Retentionszeit wurde für die zweite Sintertemperatur eingehalten und danach wurde auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Vakuumatmosphäre in Tabelle 3 bedeutet, dass die Innenseite des Ofens auf ein Vakuum von 8 Pa oder weniger eingestellt wurde und die Atmosphäre der verschiedenen Gase in Tabelle 3 (Ar, N₂, Helium) bedeutet, dass die Innenseite eines Ofens auf 25 Pa eingestellt wurde.

Der Gehalt an Eisen (Fe) und Chrom (Cr) wurde durch ICP-Emissionsspektralanalyse der Lösung gemessen, in der das erhaltene Pulver gelöst war, bei dem es sich um das erhaltene Sinterhartmetall handelt, das mit Mörtel gemahlen war und aus dem Sinterhartmetall hergestellt war. Der Eisengehalt der Oberfläche des Sinterhartmetalls wurde durch Laser-ICP-MS gemessen. Der Messpunkt der Laser ICP-MS wurde als Kreisbereich mit einem Durchmesser von 10 µm genommen. Tabelle 3

Probe Nr.	Zusammensetzung der Materialien (Gew.-%)									Mahlträger & Rührarm
Probe Nr.	WC	TiC	TaC	NbC	ZrC	Co	Ni	Fe ppm	Cr ppm	Mahlträger & Rührarm
*23	Rest	3				8		3000	4500	c.c
*24	Rest	2	10	2		7		500	700	s.s
*25	Rest					9		300	500	c.c
*26	Rest	3		5	1	10		200	450	c.c
*27	Rest	5				6	4	160	380	c.c
28	Rest	2				8		90	200	c.c
29	Rest	3	7			10		120	450	c.c
30	Rest	2		1	2	10		100	400	c.c
31	Rest	5				6	4	70	300	c.c
32	Rest					9		250	600	c.c
33	Rest	1	6	4		6		180	420	c.c
34	Rest	3	7			10		140	390	c.c
35	Rest	2		1	2	10		80	420	c.c

Mit * markierte Proben-Nrn. waren nicht im Umfang der vorliegenden Erfindung
Die Markierungen „c.c“ und „s.s“ bedeuten „Aufschweißhartlegierung“ bzw. „rostfreier Stahl“ Tabelle 3 (Fortsetzung)

Probe Nr.	1. Sintern			Abkühlrate (°C/min)	2. Sintern			Differenz zur 1.Sintertemperatur (°C)
Probe Nr.	Atm.	Temp. (°C)	Zeit	Abkühlrate (°C/min)	Atm.	Temp. (°C)	Zeit	Differenz zur 1.Sintertemperatur (°C)
*23	Ar	1550	1,2 h	20	Vakuum	1400	1,0 h	150
*24	N₂	1500	1,5 h	25	Vakuum	1375	1,0 h	125
*25	He	1500	3 h	-	-
*26	Ar	1475	1,5 h	20	Vakuum	1250	2,0 h	225
*27	Vakuum	1500	1 h	20	Vakuum	1350	1,0 h	150
28	He	1550	1,2 h	25	Vakuum	1400	1,0 h	150
29	Ar	1420	2,0 h	30	Vakuum	1380	1,5 h	40
30	Ar	1450	1,0 h	20	Vakuum	1340	1,0 h	110
31	N₂	1525	1,2 h	25	Vakuum	1350	1,0 h	175
32	N₂	1500	1,2 h	30	Vakuum	1390	0,5 h	110
33	Ar	1475	1,5 h	25	Vakuum	1310	1,5 h	165
34	N₂	1420	2,0 h	20	Vakuum	1380	1,5 h	40
35	Ar	1450	1,0 h	25	Vakuum	1340	1,0 h	110

Mit * markierte Proben-Nrn. waren nicht im Umfang der vorliegenden Erfindung
Die Markierungen „c.c“ und „s.s“ bedeuten „Aufschweißhartlegierung“ bzw. „rostfreier Stahl“

Das Schneiden von rostfreiem Stahl wurde für 15 Minuten unter den folgenden Bedingungen unter Verwendung des erhaltenen Schneidwerkzeugs durchgeführt und der Seitenabriebverlust und der Mergen D) des Kerbschadens am Schneidwerkzeug wurden gemessen. Während der Schneidüberprüfung wurde die Schneidzeit gemessen, wenn 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 4 dargestellt.
(Schneidbedingungen)

Werkstück: rostfreier Stahl (SUS304)
Werkzeugform: SDKN1203AUTN
Schneidrate: 200 m/min
Zufuhrrate: 0,2 mm/Kante
Schnitttiefe: 2 mm
Andere Bedingungen: Schneiden vom Trockentyp

Probe Nr.	Gesamt		Innenseite der Aufschweißhartlegierung			Oberfläche der Aufschweißhartlegierung			Psuf/Pin	Schneidbewertung
Probe Nr.	Fe ppm	Cr ppm	W1in (Co+Ni) ppm	W2in (Fe+Cr) ppm	Pin (W2in/ W1in)	W1suf (Co+Ni) ppm	W2suf (Fe+Cr) ppm	Psuf (W2suf/ W1suf)	Psuf/Pin	Seitenabnutzung, mm (min)	Kerbabnutzung, mm (min)	Festfressen und Adhäsion
*23	2600	3600	80500	7900	0,098	105000	9900	0,094	0, 96	0,25	0,44	groß
*24	4000	8000	100000	12000	0,120	140000	20000	0,143	1,19	Defizit (8 min)	-	groß
*25	200	550	89000	750	0,008	112000	940	0,008	1,00	Defizit (5 min)	-	groß
*26	270	420	105000	690	0,007	132000	860	0,007	0,99	0,28 (14 min)	>0,5 (14 min)	groß
*27	100	450	99000	550	0,006	145000	810	0,006	1,01	>0,3 (12 min)	0,5 (12 min)	groß
28	70	290	78000	360	0, 005	104000	380	0, 004	0, 79	0,15	0,2	keine
29	250	340	100000	590	0,006	140000	620	0,004	0,75	0,1	0,15	keine
30	200	310	99000	510	0,005	120000	530	0,004	0,86	0,12	0,16	keine
31	180	140	97000	420	0,004	130000	400	0,003	0,71	0,16	0,22	wenig

Probe Nr.	Gesamt		Innenseite der Aufschweißhartlegierung			Oberfläche der Aufschweißhartlegierung			P_suf/P_in	Schneidbewertung
Probe Nr.	Fe ppm	Cr ppm	W_1in (Co+Ni) ppm	W_2in (Fe+Cr) ppm	Pin (W_2in/ W_1in)	W_1suf (Co+Ni) ppm	W_2suf (Fe+Cr) ppm	P_suf (W_2suf/ W_1suf)	P_suf/P_in	Seitenabnutzung, mm (min)	Kerbabnutzung, mm (min)	Festfressen und Adhäsion
32	180	740	90000	920	0,010	101000	940	0,009	0,91	0,2	0,23	keine
33	50	590	61000	640	0,010	71000	650	0,009	0,87	0,19	0,21	wenig
34	190	400	99000	590	0,006	120000	590	0,005	0,83	0,2	0,22	keine
35	130	380	98000	510	0,005	118000	500	0,004	0,81	0,18	0,25	keine

Wie sich aus den Ergebnissen der Tabellen 3 und 4 ergibt, betrug der Gehalt an Eisen in dem gesamten Sinterhartmetall (Fe) über 300 ppm in der Probe Nr.23 mit hohem gehalt an Eisen (Fe) in einem Rohmaterial und in der Probe Nr. 24 unter Verwendung von rostfreiem Stahl als Mahlträger und Rührarm. Dementsprechend nutzte sich eine harte Beschichtung ab und das Sinterhartmetall war 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 Verhältnis 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, bei der sowohl die Retention bei der ersten Sintertemperatur als auch die Retention bei der zweiten Sintertemperatur in dem Vakuum durchgeführt war, betrug P_suf/P_in ungefähr 1,0 und es gab keinen Unterschied beim Verhältnis von (Eisen + Chrom) und (Cobalt + Nickel) zwischen Oberfläche und Innenseite. Weile viele brüchigen Phasen in der Oberfläche im Vergleich zu der vorliegenden Erfindung auftraten, 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 haftete 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 III (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 5 gebildet und die Schneidüberprüfung wurde unter denselben Bedingungen wie oben durchgeführt. Tabelle 5

Probe Nr.	Oberflächenschicht (µm)			Adhäsionsstärke [N]	Schneidbewertung
Probe Nr.	TiN	TiCN	TiAlN	Adhäsionsstärke [N]	Seitenabrieb mm (min)	Festfressen & Adhäsion	Abschälen der harten Beschichtung
*24-1	2	-	-	20	0,5	groß	ja
34-1	2	-	-	70	0,18	wenig	keine
34-2	-	-	2,5	80	0,1	keine	keine
34-3	-	1,5	1,5	65	0,12	wenig	keine
35-1	-	2,5	-	70	0,15	ja	keine

Die mit * markierten Proben-Nrn. lagen nicht im Umfang der vorliegenden Erfindung.

Wie sich aus Tabelle 5 ergibt, brach bei der Probe Nr. 24-1, die 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 die Probe Nr. 34 gemäß dieser Erfindung als Basismetall verwendeten und bei Probe Nr. 35-1, die 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.

Claims

Sinterhartmetall dadurch gekennzeichnet, dass es eine Hartphase, enthaltend Wolframcarbid WC, mindestens eine Substanz ausgewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem und eine Bindemittelphase, enthaltend mindestens ein Metall der Eisengruppe, aufweist, wobei die Härte im Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls 90 bis 98 % der Härte in 1 mm Tiefe unterhalb der Oberfläche beträgt und worin die Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a Zr umfassen und der Zr-Gehalt in den Metallen, ausgewählt aus den Gruppen 4a, 5a und 6a des Periodensystems im Oberflächenbereich hoch ist im Vergleich zum Inneren des Sinterhartmetalls, wobei ein TaC-Gehalt des Sinterhartmetalls 0,5 Gew.-% oder geringer ist, wobei zwei oder mehr B1-Typ-Festlösungsphasen innerhalb des Sinterhartmetalls existieren und eine dieser Phasen einen hohen Zr-Gehalt im Vergleich zu der anderen Phase aufweist und wobei der durchschnittliche Teilchendurchmesser in der B1-Typ Festlösungsphase mit hohem Zr-Gehalt 3 µm oder weniger beträgt.
Sinterhartmetall gemäß Anspruch 1, worin der Oberflächenbereich eine Dicke von 5 bis 100 µm ausgehend von der Oberfläche hat.
Sinterhartmetall gemäß Anspruch 1, worin das Sinterhartmetall eine Beschichtung auf der Oberfläche aufweist.
Sinterhartmetall gemäß Anspruch 3, worin die Beschichtung eine einzelne Schicht oder zwei oder mehr Schichten umfasst und die Schicht jeweils mindestens eine Substanz, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem, TiAlN, TiZrN, TiCrN, Diamant-ähnlichem Kohlenstoff, Diamant und Al₂O₃ enthält.
Sinterhartmetall dadurch gekennzeichnet, dass es aus Wolframcarbid, 2 bis 20 Gew.-% aus einem Bindemittelmetall umfassend Cobalt (Co) und/oder Nickel (Ni), 0 bis 30 Gew.-% mindestens einer Substanz ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Metallcarbiden, Metallnitriden und Metallcarbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem, 10 bis 300 ppm Eisen (Fe), 100 bis 1000 ppm Chrom (Cr) und nicht-flüchtigen Unreinheiten als Rest besteht, wobei ein Oberflächenbereich den Bedingungen von P_suf<P_in entspricht, worin P_suf und Pin definiert sind als: $P_{in} = W_{2in} {/W}_{1in}$
$P_{suf} = W_{2suf} {/W}_{1suf}$
W_1in: Gehalt des Bindemittelmetalls innerhalb des Sinterhartmetalls W_2in: Gehalt des Fe und Cr innerhalb des Sinterhartmetalls W_2suf: Gehalt des Bindemittelmetalls in dem Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls W_1suf: Gehalt von Fe und Cr im Oberflächenbereich des Sinterhartmetalls.
Sinterhartmetall gemäß Anspruch 5, worin das Maximum eines Verhältnisses (P_suf/P_in) von P_suf und Pin in dem Oberflächenbereich 0,5 bis 0,95 beträgt.
Sinterhartmetall gemäß Anspruch 5, worin die Dicke des Oberflächenbereichs 1 bis 20 µm beträgt.
Sinterhartmetall gemäß Anspruch 5 dadurch gekennzeichnet, dass es auf seiner Oberfläche eine Beschichtung aufweist, worin die Beschichtung eine oder mehrere Schichten umfasst und die Schicht jeweils mindestens eine Substanz, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Metallcarbiden, Metallnitriden und Metallcarbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem, TiAlN, TiZrN, TiCrN, DLC (Diamant-ähnlicher Kohlenstoff), Diamant und Al₂O₃ enthält.
Sinterhartmetall gemäß Anspruch 8, wobei die Gesamtdicke der Beschichtung 1 bis 30 µm beträgt.
Verwendung eines Sinterhartmetalls gemäß einem der Ansprüche 1 bis 9, zur Herstellung eines Schneidwerkzeugs.
Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls gemäß Anspruch 5, umfassend die folgenden Schritte: Mahlen und Mischen des Rohmaterialpulvers, umfassend ein Wolfram-Carbid-Pulver, mindestens ein Pulver, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Metallcarbiden, Metallnitriden und Metallcarbonitriden der Metalle der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem und mindestens ein Material, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Cobalt (Co) und Nickel (Ni), Formen der vermischten Pulver, Sintern 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 Sintern bei der zweiten Sintertemperatur in einem Vakuum für 1 bis 3 Stunden.
Verfahren gemäß Anspruch 11, worin die Bereiche der beim Mahlen und Mischen der Rohmaterialpulver verwendeten Behälter oder Mahlglieder, die in Kontakt mit den Rohmaterialpulvern kommen, im wesentlichen kein Eisen (Fe) und Chrom (Cr) enthalten.