DE10356470B4

DE10356470B4 - Zirkonium und Niob enthaltender Hartmetallkörper und Verfahren zu seiner Herstellung und seine Verwendung

Info

Publication number: DE10356470B4
Application number: DE10356470A
Authority: DE
Inventors: Hans-Wilm Dr. Heinrich; Manfred Wolf; Dieter Schmidt
Original assignee: Kennametal Inc
Current assignee: Kennametal Inc
Priority date: 2003-12-03
Filing date: 2003-12-03
Publication date: 2009-07-30
Anticipated expiration: 2023-12-04
Also published as: BRPI0413282A; EP1689898A1; CN102517485A; IL172711A0; DE10356470A1; JP2011202278A; EP1689898B1; KR20060126633A; DE602004021283D1; JP4796969B2; JP2007513256A; CA2532453A1; CA2532453C; KR100865736B1; EP1689898B2; CN1833040A; ATE432371T1; WO2005054530A1

Abstract

Sinterhartmetallkörper mit erhöhter Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung, der Wolframcarbid, eine Rinderphase mit mindestens einem Metall der Eisengruppe oder einer Legierung davon sowie eine oder mehrere in fester Lösung vorliegende Phasen aufweist, wovon jede mindestens eines der Carbide und Carbonitride von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram umfasst, und wobei der Körper ein Masseverhältnis Nb/(Zr + Nb) von mindestens 0,5 besitzt.

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Die Erfindung betrifft gesinterte Hartmetallkörper mit erhöhter Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung, die Wolframcarbid (WC), eine Bindermetallphase und eine oder mehrere in fester Lösung vorliegende Phasen aufweisen, welche mindestens eines der Carbide, Nitride und Carbonitride mindestens eines der Elemente der Gruppen IVb, Vb und VIb des Periodensystems der Elemente umfassen. Die Erfindung betrifft außerdem ein Verfahren zur Herstellung dieser gesinterten Hartmetallkörper. Diese gesinterten Hartmetallkörper sind zur Herstellung von Schneidwerkzeugen, insbesondere von Wendeschneidplatten für die spanabhebende Bearbeitung von Stahl und anderen Metallen oder Metalllegierungen verwendbar.
Gesinterte Hartmetallkörper und pulvermetallurgische Verfahren zu ihrer Herstellung sind beispielsweise aus dem US-Patent Re. 34,180 A (Nemeth et al.) bekannt. Während ursprünglich Kobalt als Bindermetall für den Hauptbestandteil, Wolframcarbid, verwendet wurde, hat sich eine Kobalt-Nickel-Eisen-Legierung, wie sie aus dem US-Patent 6,024,776 A bekannt ist, als besonders nützlich erwiesen als Binderphase für Wolframcarbid und andere Carbide, Nitride und Carbonitride mindestens eines der Elemente Titan, Zirkonium, Hafnium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram.
Es wurden zahlreiche Versuche unternommen, um die Eigenschaften gesinterter, durch pulvermetallurgische Verfahren hergestellter Hartmetallkörper zu modifizieren. Diese Eigenschaften schließen Härte, Verschleißfestigkeit, plastische Verformung bei erhöhten Temperaturen, Dichte, magnetische Eigenschaften, Flankenverschleißbeständigkeit und Kolkbeständigkeit ein, ohne darauf beschränkt zu sein. Um Schneidwerkzeuge mit verbesserten Verschleißeigenschaften bei hohen Schneidgeschwindigkeiten zu schaffen, ist es beispielsweise bekannt, dass die gesinterten Hartmetallkörper erhöhte Gehalte an Titan oder Tantal und Mob haben sollten. Andererseits ist es jedoch bekannt, dass steigende Gehalte an Titan oder Tantal und Niob zu einer deutlichen Verminderung der Festigkeit führen, da sie in fester Lösung mit Wolframcarbid vorliegende Carbide bilden, da die Menge an Wolframcarbid-Phase, die für die maximale Festigkeit in einem gesinterten Hartmetallkörper sorgt, mit der Bildung von Festlösungscarbiden abnimmt.
Dem Fachmann ist außerdem bekannt, daß die Zugabe von Zirkonium und Hafnium die Festigkeit gesinterter Hartmetallkörper sowohl bei Raumtemperatur als auch bei höheren Temperaturen steigert. Der Festigkeitsanstieg ist jedoch mit einer geringeren Härte und einer geringeren Verschleißfestigkeit verbunden. Ein Nachteil der Zirkoniumzugabe ist außerdem die hohe Sauerstoffaffinität und die schlechte Benetzbarkeit des Zirkoniums, was das zur Herstellung des gesinterten Hartmetallkörpers verwendete Sinterverfahren erschwert.
Die U.S. Patente 5,643,658 A und 5,503,925,A auf deren Inhalt hiermit Bezug genommen wird, zielen auf eine Verbesserung der Warmhärte und der Verschleißfestigkeit gesinterter Hartmetallkörper bei höheren Temperaturen, und zwar durch Zugabe von Carbiden, Nitriden und Carbonitriden des Zirkoniums und/oder Hafniums zur Pulvermischung aus Wolframcarbid und einem Bindermetall der Eisenfamilie. Als Folge davon coexistieren die Hartphasen mindestens eines der Elemente Zirkonium und Hafnium mit anderen Hartphasen der Metalle der Gruppen IVb, Vb und VIb, aber mit Ausnahme von Zirkonium und Hafnium, wobei die Hartphasen in jedem Falle Festlösungen mit Wolframcarbid bilden. Wegen der hohen Sauerstoffaffinität des Zirkoniums müssen entweder die Materialien des Ausgangspulvers einen extrem niedrigen Sauerstoffgehalt haben oder der Sauerstoffgehalt muss mittels einer reduzierenden Sinteratmosphäre kontrolliert werden.
Aus der am 13. Dezember 2002 veröffentlichten JP 2002 356734 AA ist ein gesinterter Hartmetallkörper bekannt, der WC, eine Binderphase aus mindestens einem Metall der Eisengruppe und einer oder mehreren Festlösungsphasen umfaßt, wobei eine der Festlösungsphasen Zr und Nb enthält, während alle anderen Festlösungsphasen als die zuerst genannte mindestens eines der Elemente Ti, V, Cr, Mo, Ta und W enthält, aber nicht Zr und Nb enthalten darf. Die besten Schneidergebnisse werden nach diesem japanischen Patentdokument bei einem Tantalgehalt von weniger als 1 Gew.-%, bezogen auf die Gesamtzusammensetzung und berechnet als TaC, erzielt.
Gemäß dem Abstract zur JP 2002 356734 AA soll der Hartmetallkörper aus einer WC-Phase, einer Festlösungsphase und einer Binderphase mit wenigstens einem Metall der Eisengruppe bestehen, wobei die Festlösungsphase aus den Carbiden, Nitriden und Carbonitriden von wenigstens zwei Metallen der Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems zusammengesetzt ist. Darüber hinaus soll der Hartmetallkörper, als Festlösungsphase wenigstens eine Zr-Nb-Festlösungsphase enthalten.
Die Erfindung zielt auf die Herstellung neuer gesinterter Hartmetallkörper mit erhöhter Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung bei erhöhten Temperaturen und, als Folge davon, mit erhöhter Verschleißfestigkeit. Außerdem zielt die Erfindung auf die Bereitstellung eines pulvermetallurgischen Verfahrens zur Herstellung der gesinterten Hartmetallkörper. Genauer gesagt, liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, einen gesinterten Hartmetallkörper mit mindestens zwei coexistierenden Festlösungsphasen, die Zirkonium und Niob enthalten, oder mit einer einzigen homogenen Festlösungsphase, die Zirkonium und Niob enthält, zu schaffen.
Der Erfindung liegt ferner die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung des gesinterten Hartmetallkörper zu schaffen, bei dem ein. Pulvergemisch bereitgestellt wird, das nach dem Sintern zu mindestens zwei koexistierenden Festlösungsphasen oder zu einer einzigen homogenen Festlösungsphase führt, die in jedem Falle Zirkonium und Niob enthalten, und bei dem eine verbesserte Sinteraktivität und Benetzbarkeit mit Hartstoffen aus den Elementen der Gruppen IVb, Vb und VIb des Periodensystems der Elemente erhalten werden.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Eine Ausführungsform der Erfindung besteht in einem gesinterten Hartmetallkörper, der eine erhöhte Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung aufweist. Der gesinterte Hartmetallkörper enthält Wolframcarbid und eine Binderphase, die mindestens ein Metall der Eisengruppe oder eine Legierung davon sowie eine oder mehrere Festlösungsphasen enthält, wobei jede der Festlösungsphasen mindestens eines der Carbide und Carbonitride von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram umfasst, und wobei der Körper ein Masseverhältnis Nb/(Zr + Nb) von mindestens 0,5 besitzt.
Eine andere Ausführungsform der Erfindung besteht in einem Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Hartmetallkörpers, welches die folgenden Schritte umfaßt: Es wird ein Pulvergemisch bereitet, das Wolframcarbid, ein Bindermetallpulver aus mindestens einem Metall der Eisengruppe oder einer Legierung davon sowie mindestens einem der Carbide und Carbonitride von sowohl Zirkonium als auch Niob umfasst; aus dem Pulvergemisch wird ein grüner Preßling gebildet; und der grüne Preßling wird bei einer Temperatur von 1400 bis 1560°C vakuumgesintert oder gesintert und heiß-isostatisch verpresst, wobei eine pulverförmige feste Lösung der Carbide oder Carbonitride von Zirkonium und Niob mit einem Masseverhältnis Nb/(Zr + Nb) von mindestens 0,5 zur Bildung des Pulvergemischs verwendet wird.
Eine weitere Ausführungsform der Erfindung betrifft die Verwendung eines Hartmetallkörpers gemäß einem der Ansprüche 1 bis 20 zur Herstellung eines Schneidwerkzeugs.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
Es folgt eine kurze Beschreibung der Zeichnung, die einen Teil dieser Patentanmeldung bildet:
1 ist eine isometrische Ansicht eines erfindungsgemäßen Schneidwerkzeugs, wobei das Schneidwerkzeug ein solches vom Typ CNMG ist;
2A ist eine Mikroaufnahme, die die ungeätzte Mikrostruktur eines Probenkörpers (A), der ein gesinterter Hartmetallkörper ist, bei 1500-facher Vergrößerung (Skala: 10 Mikrometer), wobei der Probenkörper (A) erfindungsgemäß hergestellt wurde, wie unten beschrieben, und wobei der Probenkörper (A) eine Porosität von < A02 aufweist, wie aus 2A ersichtlich;
2B ist eine Mikroaufnahme, die die ungeätzte Mikrostruktur eines Probenkörpers (B) zeigt, der ein gesinterter Hartmetallkörper ist, bei 1500-facher Vergrößerung (Skala: 10 Mikrometer), wobei der Probenkörper (B) nach einem herkömmlichen, unten beschriebenen Verfahren hergestellt wurde und wobei der Probenkörper (B) eine Restporosität von A08 aufweist, wie aus 2B ersichtlich;
3A ist eine Mikroaufnahme eines gesinterten Teststabes für den Biegebruchtest, im Querschnitt, der, wie unten beschrieben, erfindungsgemäß hergestellt wurde und keinen Sinterverzug zeigt;
3B ist eine Mikroaufnahme eines gesinterten Biegebruchstabes im Querschnitt, der auf herkömmliche Weise, wie unten beschrieben, hergestellt wurde und einen sehr deutlichen Sinterverzug zeigt;
4 ist eine Mikroaufnahme (Skala: 20 Mikrometer), die die ungeätzte Mikrostruktur einer Ausführungsform des erfindungsgemäßen gesinterten Hartmetallkörpers zeigt, bei dem eine an Binder angereicherte, von Festlösungscarbid freie Oberflächenzone zu sehen ist, wobei die an Binder angereicherte Oberflächenzone an der Substratoberfläche beginnt und sich von der Oberfläche nach innen erstreckt, und außerdem eine einzige homogene Festlösungsphase (MC) zu sehen ist;
5 ist eine Mikroaufnahme (Skala: 20 Mikrometer), das die ungeätzte Mikrostruktur einer anderen Ausführungsform des erfindungsgemäßen gesinterten Hartmetallkörpers zeigt, wobei eine an Binder angereicherte, an Festlösungscarbid freie Oberflächenzone zu sehen ist, wobei die an Binder angereicherte Oberflächenzone an der Substratoberfläche beginnt und sich von der Oberfläche nach innen erstreckt, und unterhalb der an Binder angereicherten, an Festlösungsphase freien Oberflächenzone eine weitere Zone zu sehen ist, in der eine einzige Phase MC1 existiert (MC ist hellbraun) und unterhalb der MC1-Zone eine Zone existiert, die zwei coexistierende Festlösungscarbidphasen aufweist, wobei eine Festlösungsphase MC1 ist (sie ist hellbraun) und die andere Festlösungsphase MC2 ist (sie ist dunkelbraun).
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG SPEZIELLER AUSFÜHRUNGSFORMEN
1 zeigt ein Schneidwerkzeug, d. h. einen gesinterten Hartmetallkörper mit der Bezugszahl 20. Das Schneidwerkzeug 20 besitzt eine Spanfläche 22 und Freiflächen 24. Eine Schneidkante 26 befindet sich dort, wo sich die Spanfläche 22 und die Freiflächen 24 schneiden. Das Schneidwerkzeug 20 enthält außerdem eine Öffnung 28, mittels der das Schneidwerkzeug 20 an einem Werkzeughalter befestigt wird. Die Geometrie des in 5 gezeigten Schneidwerkzeugs ist ein CNMG-Typ eines Schneidwerkzeugs. Die Darstellung eines CNMG-Typs eines Schneidwerkzeugs in 1 soll nicht als Beschränkung des Schutzumfangs der Erfindung verstanden werden. Vielmehr betrifft die Erfindung ein neues Hartmetall, das in Form eines Schneidwerkzeugs verwendet werden kann, wobei die Geometrie des Schneidwerkzeugs jede beliebige bekannte Geometrie eines Schneidwerkzeugs sein kann.
Was die Zusammensetzung des Schneidwerkzeugs, d. h. eines gesinterten Hartmetallkörpers, betrifft, so enthält die Zusammensetzung Wolframcarbid und einen Binder sowie eine oder mehrere in fester Lösung vorliegende Phasen, die die Carbide und/oder die Carbonitride von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram umfassen, wie sie beispielsweise den Formeln (Zr, Nb, W)C und/oder (Zr, Nb, W)CN entsprechen. Bei einer bevorzugten Ausführungsform der Zusammensetzung besteht nur eine der Festlösungsphasen aus einem Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram. Bei einer anderen bevorzugten Ausführungsform der Zusammensetzung ist die Festlösungsphase, die aus einem Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram besteht, die einzige Festlösungsphase des Körpers, wobei kein anderes Element wie Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän in der Festlösungsphase vorhanden ist.
Bei einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der Zusammensetzung umfaßt eine der Festlösungsphasen ein Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram sowie mindestens ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von einem oder mehreren der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän, wobei die Festlösungsphase entweder die einzige Festlösungsphase des Körpers oder eine von zweien oder mehreren verschiedenen Festlösungsphasen ist. Es können also zwei oder mehr als zwei verschiedene Festlösungsphasen vorhanden sein, wobei jede Festlösungsphase ein Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram sowie mindestens ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von mindestens einem der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän umfasst. In den Fällen, in denen die Festlösungsphase ein Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram sowie mindestens ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von einem oder mehreren anderen Metallen enthält, ist das mindestens eine andere Metall vorzugsweise mindestens eines von Titan, Tantal und Hafnium.
Erfindungsgemäß umfaßt die Binderlegierung vorzugsweise Kobalt, eine CoNi-Legierung oder eine CoNiFe-Legierung, wobei jeder dieser Binder zusätzliche Legierungselemente wie Chrom und Wolfram enthalten kann oder aber keine zusätzlichen Legierungselemente enthält. Die Binderlegierung macht vorzugsweise etwa 3% bis etwa 15% des Gesamtgewichts des Körpers aus.
Vorzugsweise beträgt der Gesamtgehalt an Carbid oder Carbonitrid einer Kombination von Zirkonium, Niob und Wolfram der mindestens einen Festlösungsphase zwischen etwa 1% und etwa 15% des Gesamtgewichts des Körpers. Bevorzug sind außerdem diejenigen Ausführungsformen der Erfindung, bei denen der Gesamtgehalt an den Elementen Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän etwa 8% des Gesamtgewichts des Körpers nicht übersteigt. Bei besonders bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung umfaßt Titan etwa 1 Prozent bis etwa 8% des Gesamtgewichts des Körpers, Tantal etwa 1% bis etwa 7% des Gesamtgewichts des Körpers und Hafnium etwa 1 Prozent bis etwa 4% des Gesamtgewichts des Körpers.
Wenn der Hartmetallkörper ein Massenverhältnis Nb/(Zr + Nb) von mehr als etwa 0,5, vorzugsweise von etwa 0,6 oder mehr als etwa 0,6, besitzt, ist die Bildung einer einzigen homogenen Festlösungsphase oder die Bildung von zwei oder mehr coexistierenden Festlösungsphasen in dem gesinterten Hartmetallkörper deutlich erhöht.
Gemäß einem weitern Aspekt der Erfindung umfaßt der gesinterte Hartmetallkörper mindestens eines der genannten Nitride oder Carbonitride und weist eine äußerste Zone auf, die frei von jeder Festlösungsphase ist, aber an Binder bis zu einer Tiefe von etwa 50 Mikrometern (μm) von einer unbeschichteten Oberfläche des Körpers gerechnet, angereichert ist. Ausführungsformen dieser Art sind in den 4 und 5 zu sehen.
Wie dem Fachmann bekannt ist, wird die Binderanreicherung und die Bildung einer an Festlösungscarbid (SSC) freien Oberflächenzone während des Sinterns induziert, sobald mindestens ein Nitrid oder Carbonitid im Ausgangspulvergemisch vorhanden ist. Wegen der Bildung freien Stickstoffs während des Sinterns findet eine Diffusion von Bindermetall vom Kern in Richtung auf die Oberfläche sowie eine Diffusion von Festlösungsphase von der Oberflächenzone in Richtung auf den Kern statt, was zu einer an Binder angereicherten Oberflächenzone führt, die frei von jeder Festlösungsphase ist. Wegen dieses Diffusionsprozesses werden – gemäß einer noch bevorzugten Ausführungsform der Erfindung unterhalb der an Binder angereicherten Zone zwei oder mehr coexistierende verschiedene Festlösungsphasen gebildet, die einen Konzentrationsgradienten zwischen der Oberfläche und dem Kern des Körpers zeigen. In denjenigen Fällen jedoch, in denen nur eine einzige, über den gesamten Körper homogene Festlösungsphase vorhanden ist, befindet sich diese einzige und homogene Festlösungsphase unterhalb der an Binder angereicherten Zone, so dass die einzige Festlösungsphase über den gesamten Körper hinweg homogen ist, abgesehen von der an Binder angereicherten Zone.
Gemäß weiteren bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung ist eine Oberfläche des gesinterten Hartmetallkörpers mit einer oder mehreren verschleißfesten Schichten beschichtet, die nach bekannten physikalischen Dampfabscheidungsverfahren (PVD) oder chemischen Dampfabscheidungsverfahren (CVD) abgeschieden worden sind. Vorzugsweise umfassen diese verschleißfesten Überzüge mindestens eines der Carbide, Nitride, Carbonitride, Oxide oder Boride eines Metalls der Gruppen IVb, Vb und VIb des Periodensystems der Elemente und/oder Aluminiumoxid.
Was das erfindungsgemäße Verfahren betrifft, so besteht eine bevorzugte Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens darin, daß eine feste Lösung eines Carbids oder Carbonitrids von, in Kombination, Zirkonium und Niob mit einem Massenverhältnis von Nb/(Zr + Nb), das gleich oder größer als 0,6 ist, als pulverförmige Festlösung eines Carbids oder Carbonitrids von Zirkonium und Niob, in Kombination, verwendet wird. Die pulverförmige Festlösung eines Carbids oder Carbonitrids von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram macht vorzugsweise zwischen etwa 1 Gew.-% und etwa 15 Gew.-% der gesamten Pulvermischung aus.
Im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens werden als Bindermetallpulver vorzugsweise Kobaltpulver, Pulver von Kobalt und Nickel oder Pulver von Kobalt und Nickel und Eisen oder Pulver einer Kobalt-Nickel-Legierung oder Pulver einer Kobalt-Nickel-Eisen-Legierung verwendet. Gegebenenfalls können die Bindermetallpulver zusätzliche Elemente enthalten, vorzugsweise Chrom und/oder Wolfram. Vorzugsweise machen die Bindermetallpulver zwischen etwa 3 Gew.-% und etwa 15 Gew.-% der Gesamtpulvermischung aus.
Gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung enthält das Pulvergemisch zusätzlich mindestens ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von einem oder mehreren der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän. Vorzugsweise enthält das Pulvergemisch mindestens eines der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän in einer Menge von zwischen etwa 1% und etwa 8% des Gesamtgewichts der Pulvermischung.
Die Erfinder fanden überraschenderweise heraus, daß infolge der Zugabe von Zirkonium und Niob in Form einer pulverförmigen Festlösung eines Carbid oder Carbonitrids von, in Kombination, Zirkonium und Niob zu dem Ausgangspulvergemisch, anstelle der Verwendung von Zirkoniumcarbid plus Niobcarbid oder Zirkoniumcarbonitrid plus Niobcarbonitrid, jeweils einzeln, während des Sinterns gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren entweder eine einzige homogene Festlösungsphase gebildet wird, die die Carbide und/oder Carbonitride von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram umfasst, oder aber zwei oder mehr coexistierende Festlösungsphasen gebildet werden, die die Carbide und/oder Carbonitride von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram sowie mindestens ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von einem oder mehreren der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän umfasst, je nachdem, welche Verbindungen dem Ausgangspulvergemisch zugegeben worden sind.
Im Gegensatz zu dem eingangs erwähnten Stand der Technik, sind erfindungsgemäß alle dem Ausgangspulvergemisch zugegebenen Elemente in jeder der coexistierenden Festlösungsphasen gelöst. So können beispielsweise bis zu etwa 65 Gew.-% Wolfram, bis zu etwa 75 Gew.-% Niob, bis zu etwa 60 Gew.-% Zirkonium, bis zu etwa 20 Gew.-% Titan, bis zu etwa 15 Gew.-% Tantal und bis zu etwa 20 Gew.-% Hafnium in den coexistierenden Festlösungsphasen gelöst sein.
Ein weiterer Vorteil der erfindungsgemäßen Verwendung einer pulverförmigen festen Lösung eines Carbids oder Carbonitrids von, in Kombination, Zirkonium und Niob als Teil des Ausgangspulvergemischs besteht darin, dass Tantal der Zusammensetzung zur Verbesserung der Binderphasenverteilung und der Zähigkeit in einer Menge von etwa 1 Gew.-% oder mehr, bezogen auf die gesamte Ausgangspulvermischung, zugegeben werden kann.
Die besten Ergebnisse hinsichtlich der Homogenität der erfindungsgemäß gebildeten Festlösungsphase(n) wurden dann erhalten, wenn dem Ausgangspulvergemisch eine pulverförmige Festlösung eines Carbids oder Carbonitrids von, in Kombination, Zirkonium und Niob mit einem Verhältnis von etwa 40 Gew.-% Zirkoniumcarbid und etwa 60 Gew.-% Niobcarbid zugegeben wurde.
Jede der 2A und 2B ist eine Mikroaufnahme bei 1500-facher Vergrößerung (jede Mikroaufnahme besitzt eine 10 Mikrometer-Skala), die die ungeätzten Mikrostrukturen zweier Proben, nämlich Probe (A) und Probe (B), zeigt. Probe (A) wurde erfindungsgemäß unter Verwendung von (Zr, Nb)C im Ausgangspulvergemisch hergestellt, während Probe (B) auf herkömmliche Weise unter Verwendung einzelner Carbide, nämlich ZrC und NbC anstelle von (Zr, Nb)C im Ausgangspulvergemisch hergestellt wurde. 2A zeigt, daß die Probe (A) eine Porosität von weniger als A02 besitzt, und 2B zeigt, dass die Probe (B) eine Porosität von A08 aufweist. Außerdem kann der 2A entnommen werden, daß die Mikrostruktur von Probe (A), die unter Verwendung von (Zr, Nb)C-Festlösung im Ausgangspulver erhalten wurde, im Hinblick auf die Porosität viel homogener ist als die Mikrostruktur (sh. 2B) der Probe (B), die der auf herkömmliche Weise hergestellte Sinterhartmetallkörper unter Verwendung von ZrC + NbC als Teil des Ausgangspulvergemischs ist.
Die 3A und 3B sind Mikroaufnahmen gesinterter Biegebruch-Teststäbe, jeweils im Querschnitt. 3B zeigt die Mikrostruktur von Probe (B), die auf herkömmliche Weise unter Verwendung von ZrC und NbC im Ausgangspulvergemisch hergestellt wurde, wobei hier sehr deutlich ein Sinterverzug zu sehen ist. 3A zeigt die Mikrostruktur der Probe (A), die erfindungsgemäß unter Verwendung eines Festlösungscarbids von Zirkonium und Niob (Zr, Nb)C hergestellt wurde, wobei 3A keinen Sinterverzug zeigt. Dieser Vergleich zeigt, daß die erfindungsgemäße Probe (A) hinsichtlich des Sinterverzuges viel besser ist als die herkömmliche Probe (B).
Wie bereits erwähnt, besteht ein weiterer Vorteil der Verwendung einer pulverförmigen Festlösung eines Carbids oder Carbonitrids von, in Kombination, Zirkonium und Niob als Teil des Ausgangspulvergemischs in der niedrigeren Affinität zu Sauerstoff, verglichen mit herkömmlichen Verfahren zur Herstellung von Sinterhartmetallkörpern, weswegen es nicht erforderlich ist, eine reduzierende Sinteratmosphäre vorzusehen. Wegen der Vermeidung jeder Steuerung und Aufzeichnung von reduzierenden Eigenschaften der Sinteratmosphäre wird das Sintern erfindungsgemäß leichter und billiger, verglichen mit dem Stand der Technik.
4 ist eine Mikroaufnahme einer Ausführungsform des erfindungsgemäßen Sinterhartmetallkörpers, bei der eine an Binder angereicherte Oberflächenzone, die frei von in fester Lösung vorliegendem Carbid ist, sowie eine einzige homogene Festlösungsphase (MC) zu sehen ist. 4 zeigt, daß die Erfindung die Herstellung von Sinterhartmetallkörpern gestattet, die nur eine einzige homogene Festlösungsphase aufweisen.
5 ist eine Mikroaufnahme einer anderen Ausführungsform des erfindungsgemäßen Sinterhartmetallkörpers, worin eine an Binder angereicherte Oberflächenzone zu sehen ist, die frei von in fester Lösung vorliegendem Carbid ist. Unterhalb der an Binder angereicherten Oberflächenzone, die frei von in fester Lösung vorliegender Phase ist, ist eine Zone zu sehen, in der eine Festlösungsphase MC1 vorhanden ist. MC1 ist hellbraun. Unterhalb der Zone, die nur die MC1-Festlösungsphase enthält, befindet sich eine Zone, die zwei coexistierende Festlösungsphasen enthält. Eine Festlösungsphase ist MC1; sie ist hellbraun. Die andere Festlösungsphase ist MC2, sie ist dunkelbraun. 5 zeigt, daß die Erfindung die Herstellung von Sinterhartmetallkörpern gestattet, die verschiedene coexistierende Festlösungsphasen (MC1; (MC1 + MC2)) besitzen, welche durch optische Mikroskopie sichtbar sind und sich unterhalb einer äußersten, an Binder angereicherten Zone befinden, die frei von in fester Lösung vorliegender Phase ist.

Weitere Einzelheiten der Erfindung werden nun anhand der folgenden Beispiele beschrieben. In Tabelle 1 sind die in den Beispielen eingesetzten Ausgangsmaterialien angegeben. Tabelle 1 – Für die Beispiele verwendete Ausgangsmaterialien

Ausgangsmaterial	Hersteller	Durchschnittliche Teilchengröße [μm]
Co	OMG	1,3
(W, Ti)C 50/50	H. C. Starck	1,1
NbC	Kennametal	1,5
TaC	Kennametal	1,2
(Ta, Nb)C 70/30	H. C. Starck	2,1
HfC	Cezus	0,5
ZrC	H. C. Starck	3,0
(Zr, Nb)C 40/60	H. C. Starck	1,7
(Zr, Nb)C 50/50	H. C. Starck	1,1
TiC/N 70/30	H. C. Starck	1,5
TiN	H. C. Starck	1,1
WC 1	Kennametal	1,0
WC 2	Kennametal	2,5
WC 3	Kennametal	8,0
WC 4	Kennametal	12,0

Was die Durchführung der Beispiele betrifft, so wurden die für jedes Beispiel angegebenen Ausgangsmaterialien in einem Attritor 10 Stunden lang naß vermahlen und getrocknet. Aus den entstandenen Pulvergemischen wurden Grünlinge gepreßt und unter den in den Beispielen genannten Sinterbedingungen gesintert. Die Prozentsätze sind in den Beispielen in Gew.-% zu verstehen, sofern nichts anderes angegeben ist.
Wie dem Fachmann auf dem Gebiet der Pulvermetallurgie bekannt, treten die Elementpaare Tantal und Niob sowie Zirkonium und Hafnium in den meisten Fällen vergesellschaftet auf, weshalb eine vollständige Trennung häufig nur schwer erreichbar ist. Deshalb werden in handelsüblichen bzw. industriellen Anwendungen geringe Mengen oder Spuren von Niob in Tantal, und umgekehrt, vorhanden sein, und geringe Mengen oder Spuren von Zirkonium werden in Hafnium, und umgekehrt, vorhanden sein. Dies gilt auch für die vorliegende Beschreibung, wann immer diese Elemente oder deren Verbindungen namentlich oder durch chemische Formeln erwähnt werden.
Beispiel 1:
Es wurden die Pulvermischungen A und B mit den in Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen (in Gew.-%) hergestellt. Aus diesen Pulvermischungen wurden TRS-Stäbe (ISO 3327, Typ B) zu Grünlingen gepreßt. Diese Preßlinge wurden bei Temperaturen zwischen 1430 und 1520°C gesintert und heiß isostatisch verpresst. Die so entstandenen Sinterhartmetallkörper wurden metallurgisch geprüft. Die Ergebnisse dieser Tests sind in den 2A und 2B sowie in den 3A und 3B zu sehen. Die Probe A (erfindungsgemäß) zeigt eine Porosität von < A02 (vgl. 2A), während die Probe B (Vergleichsbeispiel nach dem Stand der Technik) eine hohe Restporosität (vgl. 2B) und einen starken Sinterverzug (vgl. 3B) zeigt. Tabelle 2 – Ausgangspulvergemische für die Proben (A) und (B) (Gew.-%)

Probe Co (Zr, Nb)C 50/50 ZrC NbC WC2

(A) 10 15 Rest

(B) 10 7,5 7,5 Rest
Die entstandenen Sinterhartmetallkörper gemäß Probe (A) und Probe (B) hatten die folgenden, in Tabelle 3 wiedergegebenen Eigenschaften: Tabelle 3 – Ausgewählte Eigenschaften der Probe (A) und Probe (B)

Dichte [g/cm³] Magnetische Sättigung [0.1 μTm³/kg] Hc [Oe] Härte HV30 Porosität/Bemerkungen

A 12,58 182 167 1500 < A02, OK (kein Sinterverzug)

B 12,51 188 155 1500 A08, Sinterverzug
In den Spalten der Tabelle 3 werden die Dichte in Gramm pro Kubikzentimeter, die magnetische Sättigung in 0,1 Mikrotesla Kubikmeter je Kilogramm, die Koerzitivkraft (H_c) in Oersted, die Härte als Vickers-Härtegrad bei Verwendung einer 30 Kilogramm-Last angegeben, und die Porosität wurde durch Besichtigung bestimmt. Die zur Bestimmung der in Tabelle 3 angegebenen Eigenschaften sowie in bezug auf den gesamten Rest der Patentanmeldung verwendeten Testverfahren sind nachstehend angegeben. Das Verfahren zur Bestimmung der Dichte entsprach ASTM-Standard B311-93(2002)e1 mit dem Titel "Test Method for Density Determination for Powder Metallurgy (P/M) Materials Containing Less Than Two Percent Porosity". Das Verfahren zur Bestimmung der magnetischen Sättigung entsprach ASTM-Standard B886-03 mit dem Titel "Standard Test Methods for Determination of MAGNETIC Saturation (Ms) of Cemented Carbides". Das Verfahren zur Bestimmung der Koerzitivkraft entsprach ASTM-Standard B887-03 mit dem Titel "Standard Test Method for Determination of Coercivity (Hcs) for Cemented Carbides". Das Verfahren zur Bestimmung der Vickers-Härte entsprach ASTM-Standard E92-82(2003)e1 mit dem Titel "Standard Test Method for VICKERS Hardness of Metallic Materials". Das Verfahren zur Bestimmung der Porosität entsprach ASTM-Standard B276-91(2000) mit dem Titel "Standard Test Method for Apparent Porosity in Cemented Carbides".
Beispiel 2:
Ähnlich Beispiel 1 wurden die Pulvergemische C bis G hergestellt, wie in der folgenden Tabelle 4 angegeben. Tabelle 4 – Ausgangspulvergemische für Proben C bis G

Co (Zr, Nb)C 50/50 TiC^† TaC HfC WC3

C 6,0 7,5 Rest

D 6,0 5,0 2,5 Rest

E 6,0 3,25 2,5 1,75 Rest

F 6,0 3,0 2,5 1,0 1,0 Rest

G 6,0 2,5 5,0* Rest

* als (Ta, Nb)C 70/30
† als (W, Ti)C 50/50

Aus den Pulvergemischen C bis G wurden Schneideinsätze mit der Geometrie CNMG120412-UN gepresst, dann gesintert (Sinter-HIP 1505°C/85 min) und CVD-beschichtet, unter Bildung eines Standard-Mehrschichtüberzugs aus Titancarbonitrid- und Aluminiumoxid-Schichten. Alle Probenkörper wurden gleich beschichtet. Die so erhaltenen Sinterkörper hatten die folgenden, in Tabelle 5 angegebenen Eigenschaften: Tabelle 5 Ausgewählte Eigenschaften für Proben C bis G

Dichte [g/cm³] Magnetische Sättigung [0.1 μTm³/kg] Hc [Oe] Härte HV30

C 13,95 91 199 1560

D 13,56 106 216 1560

E 13,72 106 189 1540

F 13,66 108 185 1500

G 13,88 111 165 1500
Diese Schneideinsätze wurden Drehtests zur Bestimmung der Verformungsbeständigkeit unter den folgenden Bedingungen unterworfen:

Werkstückmaterial: 42CrMo4 (1.7225) – Sonderstahl
Schneidgeschwindigkeit: 500, 550 m/min, von 550 m/min in Stufen von 25 m/min ansteigend, bis zum Ausfall des Schneideinsatzes wegen plastischer Verformung infolge thermischer Überlastung
Schneiddauer: 15 sec bei jeder Schneidgeschwindigkeit
Vorschub: 0,4 mm/U
Schnitttiefe: 2,5 mm
Kühlmittel: keines

Die Ergebnisse dieser Tests sind in Tabelle 6 angegeben. Tabelle 6 Testergebnisse für Beispiele C bis G

	Schneiddauer je Schnittgeschwindigkeit [sec]
Schneidgeschwindigkeit m/min	G Stand der Technik	C	D	E	F
500	15	15	15	15	15
550	15	15	15	15	15
575	Nicht erreicht	15	15	15	15
600	Nicht erreicht	15	15	15	15
625	Nicht erreicht	4	15	8	13
650	Nicht erreicht	Nicht erreicht	2	Nicht erreicht	Nicht erreicht
Σ Schneiddauer	30	64	77	68	73

Ferner wurden CVD-beschichtete (gleiche Überzüge wie in Beispiel 2) Schneideinsätze aus den Pulvermischungen C bis G unter folgenden Bedingungen einem Verschleißdrehtest unterworfen:

Werkstückmaterial: 42CrMo4 (1.7225) – Sonderstahl
Schneidgeschwindigkeit: 320 und 340 m/min
Schneiddauer: 2 min bei jeder Schneidgeschwindigkeit
Vorschub: 0,3 mm/U
Schnitttiefe: 2,5 mm
Kühlmittel: keines

Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 7 als Freiflächenverschleiß in Millimeter angegeben. Tabelle 7 Ergebnisse der Prüfung der Proben C bis G

Freiflächenverschleiß [mm]

Schneidgeschwindigkeit m/min G Stand der Technik C D E F

320 0,19 0,17 0,15 0,19 0,17

340 0,70 0,30 0,19 0,33 0,24
Testkörper wurden gepreßt und gesintert mit Pulvermischungen D, C, F und G. Diese Testkörper wurden einer Warmhärteprüfung (Vickers-Härte) unter folgenden Bedingungen unterworfen:

Testgewicht: 1000 Gramm
Testtemperaturen: Raumtemperatur RT, 400, 600, 800 und 900°C

Die Ergebnisse der Warmhärteprüfung sind in Tabelle 8 angegeben: Tabelle 8 Ergebnis der Vickers-Härteprüfung der Proben D, C, F und G

Probe RT 400°C 600°C 800°C 900°C

D 1685 1460 1180 789 599

C 1686 1372 1062 718 536

F 1710 1375 1116 730 553

G Stand d. Technik 1636 1174 969 645 498
Genau wie bei den Warmhärte-Drehtests, zeigen die Vickers(Warmhärte)Härteprüfungen der erfindungsgemäßen Sinterkörper eine deutlich höhere Beständigkeit gegen plastische Verformung bei höheren Temperaturen als der Stand der Technik.

Die Zusammensetzungen der Festlösungscarbid(SSC)-Phase der Proben C, D, E und F wurden durch Rasterelektronenmikroskopie (REM) unter Zuhilfenahme von EDAX (energiedispersive Röntgenspektroskopie) analysiert. Bei den Proben D, E und F konnten zwei verschiedene SSC-Phasen durch optische Mikroskopie identifiziert werden, während die Probe C nur eine einzige SSC-Phase zeigte. Wo zwei verschiedene SSC-Phasen vorhanden waren, war die dunklere Wolfram-reicher und Zirkonium-ärmer, verglichen mit der helleren. Die Ergebnisse der obigen Bestimmung sind in der folgenden Tabelle 9 angegeben, worin die Zusammensetzung der Festlösungscarbide (in gesintertem Zustand) in Gew.-% angegeben sind. Tabelle 9 Zusammensetzungen der Festlösungsphasen der Proben C, D, E und F

	Zr	Nb	Ti	W	Ta	Hf	SSC-Phasen, festgestellt durch optische Mikroskopie
C	25–40	40–75		1–25			1
D	SSC 1	12–15	18–28	9–15	45–65			2
D	SSC 2	40–52	23–45	1–6	4–27			2
E	SSC 1	7–10	10–17	12–17	48–62	5–13		2
E	SSC 2	43–58	15–25	3–6	12–32	5–10		2
F	SSC 1	5–9	10–16	13–20	48–56	8–13	1–6	2
F	SSC 2	15–43	7–19	4–11	15–43	1–10	10–19	2

Beispiel 3
Ähnlich Beispiel 1, wurden Pulvermischungen H bis K hergestellt, wie in Tabelle 10 angegeben: Tabelle 10 Ausgangspulvergemische für Proben H bis K

Co (Zr, Nb)C 50/50 TiC^† TaC WC*

H 6,0 2,0 Rest

I 6,0 2,0 0,5 Rest

J 6,0 2,0 1,0 Rest

K 6,0 3,5 Rest

* Gemisch aus WC1 und WC2: 75% WC1, 25% WC2
† als (W, Ti)C 50/50

Aus den Pulvergemischen H, I, J und K (Stand der Technik) wurden Schneideinsätze mit der Geometrie CNMG120412-UN hergestellt, verpresst, gesintert/sinter-HIP (1505°C/85 min) und CVD-beschichtet. Die erhaltenen Sinterkörper hatten die folgenden Eigenschaften, wie in Tabelle 11 angegeben. Tabelle 11 Ausgewählte Eigenschaften der Proben H bis K

Dichte [g/cm³] Magnetische Sättigung [0.1 μTm³/kg] Hc [Oe] Härte HV30

H 14,71 95 253 1660

I 14,57 96 300 1700

J 14,42 100 289 1680

K 14,89 96 245 1640
Diese Schneideinsätze wurden Warmhärteprüfungen unter folgenden Bedingungen unterworfen:

Werkstückmaterial: 42CrMo4 (1.7225) – Sonderstahl
Schneidgeschwindigkeit: von 450 m/min ansteigend in Stufen von 25 m/min, ist zum Versagen der Einsätze wegen plastischer Verformung infolge thermischer Überlastung.
Schneiddauer: 15 sec bei jeder Schneidgeschwindigkeit
Vorschub: 0,4 mm/U
Schnitttiefe: 2,5 μm
Kühlmittel: keines

Die Ergebnisse dieser Schneidtests sind in der folgenden Tabelle 12 angegeben. Tabelle 12 Ergebnisse der Schneidtests für Proben K bis J

	Schneiddauer pro Schneidgeschwindigkeit [sec]
Schneidgeschwindigkeit m/min	K Stand der Technik	H	I	J
450	15	15	15	15
475	15	15	15	15
500	9	15	15	15
525	Nicht erreicht	2	13	15
550	Nicht erreicht	Nicht erreicht	Nicht erreicht	5
575	Nicht erreicht	Nicht erreicht	Nicht erreicht	Nicht erreicht
Σ Dauer	39	47	58	65

Die Überprüfung dieser Testergebnisse zeigt eine Verbesserung der Standzeit zwischen etwa 20 und 67%.
Weitere Schneideinsätze aus den Gemischen H bis K und CVD-beschichtet. Diese beschichteten Einsätze wurden einem Verschleißdrehtest mit ansteigenden Schneidgeschwindigkeiten unter folgenden Bedingungen unterworfen:

Werkstückmaterial: 42CrMo4 (1.7225) – Sonderstahl
Schneidgeschwindigkeit: 260, 300, 320 und 340 m/min
Schneiddauer: 2 min bei jeder Schneidgeschwindigkeit
Vorschub: 0,5 mm/U
Schnitttiefe: 1,5 mm
Kühlmittel: keines

Die Ergebnisse sind in Tabelle 13 wiedergegeben. Tabelle 13 Ergebnisse der Schneidtests für beschichtete Proben K bis J

	Freiflächenverschleiß [mm]
Schneidgeschwindigkeit m/min	K Stand der Technik	H	I	J
260	0,4	0,14	0,13	0,13
300	0,20	0,20	0,17	0,17
320	0,31	0,25	0,21	0,21
340	Nicht erreicht	0,39	0,29	0,29

Beispiel 4:
Pulvergemische L und M (Stand der Technik) wurden mit den in Tabelle 14 angegebenen Zusammensetzungen hergestellt (die Zusammensetzungen sind in Gew.-% angegeben). Tabelle 14 Ausgangspulvergemische für Proben L und M

Co (Zr, Nb)C 50/50 TiC^† TiN TiCN 70/30 TaC NbC WC4

L 6,3 4,0 0,8 1,2 1,0 0,3 Rest

M 6,3 1,7 0,8 5,4* Rest

* als (Ta, Nb)C 70/30
† als (W, Ti)C 50/50

Aus den Pulvergemischen L und M wurden Schneideinsätze mit der Geometrie CNMG120412-UN gepresst, dann gesintert (Sinter-HIP 1505°C/85 min) und CVD-beschichtet. Die so erhaltenen Sinterkörper hatten die in Tabelle 15 angegebenen Eigenschaften. Zusätzlich zu den für die obigen Beispiele angegebenen Eigenschaften, gibt Tabelle 15 auch die Tiefe der an Kobalt angereicherten, SSC-freien Zone in Mikrometern und den Volumenanteil (in Prozent) an den anwesenden kubischen Carbiden, mit Ausnahme von Wolframcarbid, an. Tabelle 15 Ausgewählte Eigenschaften der Schneideinsätze aus den Proben L und M

	Dichte [g/cm³]	magnetische Sättigung [0,1 μTm³/kg]	Hc [Oe]	Härte HV30	Co angereicherte, SSC freie Zone [μm]	Kubische Carbide Vol.-%
L	13,57	114	166	1460	25	14,8
M	13,92	113	149	1460	25	13,7

Diese Schneideinsätze wurden einer Zähigkeitsprüfung (unterbrochener Schneidtest) unter folgenden Bedingungen unterworfen:

Werkstückmaterial: Ck60 (1.1221) – Kohlenstoffstahl
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min
Schnitttiefe: 2,5 mm
Vorschub: 0,3, 0,4, 0,5 mm/U, 100 Stöße je Vorschub
Kühlmittel: keines

Der Vorschub wurde entsprechenden den angegebenen Inkrementen bis zum Bruch erhöht. Die Tabelle 16 gibt die Ergebnisse der Zähigkeitsprüfung wieder. Tabelle 16 Ergebnisse der Zähigkeitsprüfung (unterbrochenes Schneiden) der Proben L und M

Anzahl der Stöße bis zum Bruch

Einsatz 1 Einsatz 2 Einsatz 3 Durschnitt

L 950 875 950 925

M Stand der Technik 875 692 820 796
Weitere Schneideinsätze wurden einer Verformungsbeständigkeitsprüfung (Drehtest) unter folgenden Bedingungen unterworfen:

Werkstückmaterial: 42CrMo4 (1.7225) – Sonderstahl
Schneidgeschwindigkeit: 400, 430, 460 m/min in Stufen von 30 m/min ansteigend, bis zum Versagen der Einsätze wegen plastischer Verformung infolge von thermischer Überlastung
Schneiddauer: 5 sec. bei jeder Schneidgeschwindigkeit
Schnitttiefe: 2,5 mm
Vorschub: 0,3 mm/U
Kühlmittel: Keines

Tabelle 17 gibt die Ergebnisse dieser Drehtests zur Prüfung der Verformungsbeständigkeit wieder. Tabelle 17 Ergebnisse der Verformungsbeständigkeits-Drehtests der Proben L und M

Schneidgeschwindigkeit m/min M Stand der Technik L

400 5 5

430 5 5

460 nicht erreicht 5

490 nicht erreicht 5

Gesamtschneiddauer 10 sec. 20 sec.
Weitere Schneideinsätze wurden einem Verschleißdrehtest unter folgenden Bedingungen unterworfen:

Werkstückmaterial: 42CrMo4 (1.7225) – Sonderstahl
Schneidgeschwindigkeit: 208 m/min
Schnitttiefe: 2,5 mm
Vorschub: 0,4 mm/U
Kühlmittel: keines

Die Ergebnisse der Verschleißdrehprüfung sind in Tabelle 18 angegeben. Tabelle 18 Ergebnisse der Verschleißdrehtests der Proben L und M

Schneiddauer Freiflächenverschleiß [mm]

M Stand der Technik L

2 min 0,191 0,153

4 min 0,352 (Ende der Standzeit) 0,250
Beispiel 5
Pulvermischungen N und O wurden mit den in Tabelle 19 angegebenen Zusammensetzungen (in Gew.-%) hergestellt. Tabelle 19 Ausgangspulverzusammensetzungen der Proben N und O

Co (Zr, Nb)C 50/50 (Zr, Nb)C 40/60 TiC^† TiCN70/30 TaC NbC WC3

N 6,0 8,0 1,0 1,5 1,0 0,4 Rest

O 6,0 10,0 1,0 1,5 1,0 0,4 Rest

† als (W, Ti)C 50/50

Aus den Ausgangspulvermischungen N und O wurden Grünlinge gepresst (TRS-Stäbe, ISO 3327, Typ B) und vakuumgesintert bei 1530°C/60 min. Die Eigenschaften der Proben N und O (im gesinterten Zustand) sind in Tabelle 20 angegeben: Tabelle 20 Ausgewählte Eigenschaften der Proben N und O

Dichtey [g/cm³] Magnetische Sättigung [0.1 μTm³/kg] Hc [Oe] Härte HV30 An Co angereicherte, SSC-freie Zone [μm]

N 13,10 108 221 1610 20

O 12,89 103 206 1660 15

Eine Analyse der Sinterkörper zeigte, daß die Probe N zwei verschiedene coexistierende Festlösungsphasen aufwies, die durch optische Mikroskopie identifiziert wurden. Durch optische Mikroskopie der Probe O wurde eine einzige homogene Festlösungsphase festgestellt. Die Ergebnisse der Analyse der Proben N und O hinsichtlich ihrer Zusammensetzungen sind in der folgenden Tabelle 21 angegeben. Tabelle 21 Zusammensetzung der Festlösungscarbide (gesintert) in den Proben N und O (Bestandteile in Gew.-%)

		Zr	Nb	Ti	W	Ta	SSC-Phasen, festgestellt durch optische Mikroskopie
N	SSC1*	12–17	19–22	8–13	44–48	8–11	2
	SSC2	33–38	49–57	1–4	2–10	2–7	2
O		13–16	24–28	8–10	39–45	7–10	1

*) Dicke der SSC1-Zone: etwa 80 to 120 μm

Die erfindungsgemäßen Sinterhartmetallkörper weisen eine erhöhte Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung auf, was zu verbesserter Verschleißfestigkeit und längeren Standzeiten von aus diesen Sinterhartmetallkörpern hergestellten Schneidwerkzeugen führt. Außerdem wird erfindungsgemäß eine beträchtliche Verringerung der Porosität und des Sinterverzuges erreicht, verglichen mit bekannten Sinterhartmetallkörpern nach dem Stand der Technik.
Ein weiterer beträchtlicher Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens ist mit einer bevorzugten Ausführungsform desselben verbunden, bei der eine pulverförmige feste Lösung aus (Zr, Nb)C anstelle der bisher verwendeten Einzelcarbide ZrC und NbC verwendet wird. Dieser Vorteil beruht auf der geringeren Affinität der Festlösung aus (Zr, Nb)C gegenüber Sauerstoff, die dazu führt, daß weder eine reduzierende Sinteratmosphäre nötig ist noch eine andauernde Steuerung der Reduktionskraft der Sinteratmosphäre.

Claims

Sinterhartmetallkörper mit erhöhter Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung, der Wolframcarbid, eine Rinderphase mit mindestens einem Metall der Eisengruppe oder einer Legierung davon sowie eine oder mehrere in fester Lösung vorliegende Phasen aufweist, wovon jede mindestens eines der Carbide und Carbonitride von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram umfasst, und wobei der Körper ein Masseverhältnis Nb/(Zr + Nb) von mindestens 0,5 besitzt.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 1, bei dem eine der Festlösungsphasen aus einem Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram besteht.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 2, bei dem die Festlösungsphase, die aus einem Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram besteht, die einzige Festlösungsphase des Körpers ist.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 1, bei dem eine der Festlösungsphasen ein Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram sowie mindestens ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von mindestens einem der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän umfasst.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 4, bei dem die Festlösungsphase, die ein Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram sowie mindestens ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von mindestens einem der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän umfasst, die einzige Festlösungsphase des Körpers ist.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 1, bei dem zwei oder mehr verschiedene Festlösungsphasen vorhanden sind, wovon jede ein Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram sowie mindestens ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von mindestens einem der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän umfaßt.
Sinterhartmetallkörper nach einem der Ansprüche 4, 5 oder 6, bei dem das mindestens eine Carbid, Nitrid oder Carbonitrid von mindestens einem der Elemente Titan, Tantal und Hafnium ist.
Sinterhartmetallkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 7, bei dem die Rinderphase Kobalt, eine CoNi-Legierung oder eine CoNiFe-Legierung umfasst.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 8, bei dem die Rinderphase zusätzlich Chrom und/oder Wolfram enthält.
Sinterhartmetallkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem die Rinderphase 3 bis 15% des Gesamtgewichts des Körpers ausmacht.
Sinterhartmetallkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 10, bei dem der Gesamtgehalt an Carbid oder Carbonitrid von, in Kombination, Zirkonium, Niob und Wolfram der einen oder mehreren Festlösungsphase(n) 1 bis 15% des Gesamtgewichts des Körpers ausmacht.
Sinterhartmetallkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 11, bei dem der Gesamtgehalt an den Elementen Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän 8% des Gesamtgewichts des Körpers nicht übersteigt.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 12, bei dem Titan 1 bis 8% des Gesamtgewichts des Körpers ausmacht.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 12, bei dem Tantal 1 bis 7% des Gesamtgewichts des Körpers ausmacht.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 12, bei dem Hafnium 1 bis 4% des Gesamtgewichts des Körpers ausmacht.
Sinterhartmetallkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 15, bei dem das Massenverhältnis Nb/(Zr + Nb) 0,6 oder mehr beträgt.
Sinterhartmetallkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 16, bei dem der Körper mindestens eines der Nitride oder Carbonitride sowie eine äußerste Zone aufweist, die bis zu einer Tiefe von etwa 50 μm, von einer unbeschichteten Oberfläche des Körpers ausgehend, frei von jeder Festlösungsphase, aber an Binder angereichert ist.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 17, der unterhalb der an Binder angereicherten Zone eine einzige Festlösungsphase aufweist, die über den gesamten Körper, abgesehen von der an Binder angereicherten Zone, homogen ist.
Sinterhartmetallkörper nach Anspruch 17, der unterhalb der an Binder angereicherten Zone zwei oder mehr coexistierende verschiedene Festlösungsphasen aufweist, die einen Konzentrationsgradienten zwischen der Oberfläche und dem Kern des Körpers besitzen.
Sinterhartmetallkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 19, bei dem eine Oberfläche des Körpers mit mindestens einer verschleißfesten PVD- oder CVD-Schicht überzogen ist.
Verfahren zur Herstellung des Sinterhartmetallkörpers gemäß einem der Ansprüche 1 bis 19, welches die folgenden Schritte umfasst: (a) es wird ein Pulvergemisch bereitgestellt, das Wolframcarbid, ein Bindermetallpulver mit mindestens einem Metall der Eisengruppe oder einer Legierung davon sowie mindestens eines der Carbide und Carbonitride von Zirkonium und Niob, in Kombination, umfasst; (b) aus dem Pulvergemisch wird ein grüner Preßling hergestellt; (c) der grüne Preßling wird bei einer Temperatur von 1400 bis 1560°C vakuumgesintert oder gesintert und heiß isostatisch verpresst; dadurch gekennzeichnet, daß in Schritt (a) eine pulverförmige feste Lösung der Carbide oder Carbonitride von Zirkonium und Niob mit einem Massenverhältnis Nb/(Zr + Nb) von mindestens 0,5 zur Herstellung des Pulvergemischs verwendet wird.
Verfahren nach Anspruch 21, bei dem eine pulverförmige feste Lösung eines Carbids oder Carbonitrids von, in Kombination, Zirkonium und Niob verwendet wird, die ein Massenverhältnis Nb/(Zr + Nb) von 0,6 oder mehr besitzt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 21 oder 22, bei dem Kobalt, eine pulverförmige CoNi-Legierung oder eine pulverförmige CoNiFe-Legierung als Bindermetallpulver verwendet wird.
Verfahren nach Anspruch 23, bei dem das Bindermetallpulver zusätzlich Chrom und/oder Wolfram enthält.
Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 24, bei dem das Bindermetallpulver 3 bis 15% des Gesamtgewichts der Pulvermischung ausmacht.
Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 25, bei dem das Pulvergemisch zusätzlich mindestens eines der Carbide, Nitride oder Carbonitride von mindestens einem der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän enthält.
Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 26, bei dem die pulverförmige feste Lösung eines Carbids oder Carbonitrids von, in Kombination, Zirkonium und Niob 1 bis 15% des Gesamtgewichts der Pulvermischung ausmacht.
Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 27, bei dem die Pulvermischung mindestens eines der Elemente Titan, Hafnium, Vanadium, Tantal, Chrom und Molybdän in einer Menge von 1 bis 8% des Gesamtgewichts der Pulvermischung enthält.
Verwendung des Sinterhartmetallkörpers gemäß einem der Ansprüche 1 bis 19 zur Herstellung eines Schneidwerkzeugs.
Verwendung nach Anspruch 29 zur Herstellung eines Schneideinsatzes.
Verwendung nach Anspruch 29 oder 30, wobei der Sinterhartmetallkörper eine äußerste Zone aufweist, die bis zu einer Tiefe von etwa 50 μm, ausgehend von einer unbeschichteten Oberfläche, frei von jeder Festlösungsphase, aber an Binder angereichert ist.
Verwendung nach einem der Ansprüche 29 bis 31, wobei der Sinterhartmetallkörper unterhalb der an Binder angereicherten Zone eine einzige Festlösungsphase aufweist, die über den gesamten Körper, abgesehen von der an Binder angereicherten Zone, homogen ist.
Verwendung nach einem der Ansprüche 29 bis 32, wobei der Sinterhartmetallkörper unterhalb der an Binder angereicherten Zone zwei oder mehr coexistierende verschiedene Festlösungsphasen aufweist.
Verwendung nach einem der Ansprüche 29 bis 33, wobei das Schneidwerkzeug zusätzlich einen verschleißfesten Überzug auf dem Körper aufweist.