DE112006000769C5

DE112006000769C5 - Hartmetall und Schneidwerkzeug

Info

Publication number: DE112006000769C5
Application number: DE112006000769.6T
Authority: DE
Inventors: Asako Fujino; Takashi Tokunaga
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2005-03-28
Filing date: 2006-03-23
Publication date: 2022-08-18
Anticipated expiration: 2026-03-24
Also published as: JPWO2006104004A1; KR20070110318A; US7972409B2; JP2011099164A; KR100996838B1; DE112006000769T5; WO2006104004A1; JP5308426B2; JP2011080153A; JP5221951B2; US20090044415A1; JP5308427B2; DE112006000769B4; CN101151386A; CN101151386B

Abstract

Hartmetall, umfassend:5 bis 10 Masse-% Kobalt und/oder Nickel als Binderphase;0 bis 10 Masse-% ß-Partikel mindestens eines Carbids, Nitrids und/oder Carbonitrids der Metalle der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, ausgenommen Wolframcarbid; undRest Wolframcarbid mit einer mittleren Partikelgröße von 1 µm oder weniger,dadurch gekennzeichnet, dassdie Oberfläche des Hartmetalls Inseln aus aggregierter Binderphase in einem Anteil von 10-70% der gesamten Oberfläche aufweist unddie Inseln einen mittleren Durchmesser von 50-300 µm auf der Oberfläche haben.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Hartmetall zur Verwendung in Schneidwerkzeugen, Gleitelementen und in abriebbeständigen Elementen sowie ein Schneidwerkzeug unter Verwendung desselben.
Stand der Technik
Hartmetall, das in breitem Umfang als Schneidwerkzeug zum Schneiden von Metall, als Gleitelemente und abriebbeständige Elemente verwendet wird, schließt z.B. eine Wolframcarbid-Kobalt-Legierung, worin eine Hartphase aus hauptsächlich Wolframcarbid (WC)-Partikeln durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt (Co) gebunden ist, sowie eine WC-Co-Legierung ein, worin eine als β-Phase (B-1-Typ-Festlösungsphase) bezeichnete Hartphase aus β-Partikeln (B-1-Typ-Festlösung) aus Carbid, Nitrid und Carbonitrid von Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems dispergiert ist. Diese Hartmetalle werden als Material für Schneidwerkzeuge eingesetzt, die zum Schneiden allgemeiner Stähle, wie von Kohlenstoff-, Legierungs- und Edelstahl verwendet werden.
In einer vorbestimmten Tiefenzone, die sich von der Oberfläche des Hartmetalls nach innen erstreckt, liegt eine mit Binderphase angereicherte Schicht mit hohem Co-Gehalt als Binderphasenkomponente vor. Es wird offenbart, dass bei Bildung eines Hartüberzugs auf der Oberfläche des Hartmetalls durch Ausbildung der mit Binderphase angereicherten Schicht auf der gesamten Oberfläche des Hartmetalls dessen Bruchbeständigkeit verbessert ist (siehe z.B. Patentliteratur 1) .
Allerdings kann im in der Patentliteratur 1 offenbarten Hartmetall trotz Verbesserung der Bruchbeständigkeit durch den Hartüberzug dieser manchmal abgeschält werden, und ein genügend gutes Anhaften zwischen dem Hartmetallsubstrat und dem Hartüberzug kann nicht bewerkstelligt werden. Auch sinkt, wenn kein Hartüberzug gebildet wird, die Härte der gesamten Oberfläche des Hartmetalls ab, und es tritt eine große plastische Verformung auf der Oberfläche auf, weshalb der Schneidwiderstand und die Temperatur der Schneidkante ansteigen, wodurch das Problem, dass die in der Schneidkante vorliegende Binderphase stufenweise mit dem Werkstückmaterial reagiert, auftritt, und zwar das Problem einer niedrigen Verschweißbeständigkeit. In einem Hartmetall aus Feinpartikeln, worin die Wolframcarbid-Partikel im Hartmetall eine Partikelgröße von 1 µm oder weniger aufweisen, sinkt das Wärmeleitvermögen tendenziell ab, um ein Problem wie ebenfalls das einer Verschweißung zu verursachen. Als Ergebnis, werden wegen Verschweißung des Werkstückmaterials an der Schneidkante Verschnitt und plötzliche Frakturen wahrscheinlich, und somit ist eine weitere Verbesserung der Verschweißbeständigkeit auf der Oberfläche einer Legierung erforderlich geworden.
Patentliteratur 2 beschreibt, dass in einem Titan-basierten Cermet aus einer stickstoffhaltigen gesinterten Hartlegierung, wenn die gesamte Oberfläche des Cermet einen hohen Gehalt einer Binderphase aus Kobalt oder Nickel enthält oder eine Mehrschicht-Ausblutschicht mit hohem Wolframcarbid Gehalt ausgebildet ist, das Wärmeleitvermögen auf der Oberfläche des Cermet verbessert wird, wodurch es möglich, Wärmebrüche zu unterdrücken, die durch den Unterschied zwischen der als Ergebnis des Schneidens erhöhten Oberflächentemperatur und der niedrigen Temperatur im Inneren verursacht werden.
Auch bei Ausbildung einer Ausblutschicht auf der Gesamtoberfläche des Cermets, wie in der Patentliteratur 2 offenbart, sinkt allerdings die Härte der Gesamtoberfläche ab, und es tritt eine große plastische Verformung auf der Oberfläche auf, weshalb sich der Schneidwiderstand und die Temperatur der Schneidkante erhöhen, wodurch das Problem verursacht wird, dass die in der Schneidkante vorliegende Binderphase stufenweise mit dem Werkstückmaterial reagiert. Auch kann sogar bei Ausbildung eines Hartüberzugs auf der Oberfläche des Cermet, das eine auf der Gesamtoberfläche ausgebildete Ausblutschicht aufweist, dieser wegen ungenügendem Anhaften zwischen dem Cermet und dem Hartüberzug abgeschält werden.
Andererseits wird zum Schneiden einer in der Luftfahrtindustrie verwendeten Titan(Ti)-Legierung ein Hartmetall-Werkzeug mit keinem darauf ausgebildeten Hartüberzüg verwendet, um so eine Kontamination der bearbeiteten Oberfläche zu verhindern. Die Ti-Legierung weist eine nur niedrige Wärmeleitfähigkeit und eine hohe Festigkeit auf und ist deshalb als nur schwer zu schneidendes Material bekannt, und bei Verwendung eines herkömmlichen Hartmetall-Werkzeugs entstehen Probleme wie die eines sehr schnell fortschreitenden Abriebs und einer kurzen Lebensdauer des Werkzeugs.
Patentliteratur 3 beschreibt, dass, wenn ein gesintertes Hartmetall erneut einer Hitzebehandlung unter einer Co-Atmosphäre unterzogen wird, um ein Schneidwerkzeug aus einem Hartmetall zu erhalten, dessen Oberfläche mit einer sehr dünnen Co-Schicht mit einer Dicke von 8 um oder weniger überzogen ist, und wenn eine Ti-Legierung unter Aufsprühen eines Kühlmittels unter hohem Druck mit diesem Schneidwerkzeug geschnitten wird, die Lebensdauer des Werkzeugs verlängert werden kann.
Allerdings kann im in der Patentliteratur 3 beschriebenen Hartmetall, obwohl die maschinelle Bearbeitung einer Ti-Legierung durch die auf der Oberfläche des Hartmetalls ausgebildete Co-Dünnschicht verbessert wird, die Co-Dünnschicht, wenn sich die Temperatur der Co-Dünnschicht beim Schneiden erhöht, am Werkstückmaterial verschweißt werden. Deshalb muss das Werkstückmaterial unter Aufsprühen eines Kühlmittels über das Teilstück mit hohem Druck maschinell bearbeitet werden, weshalb das Problem entsteht, dass eine groß dimensionierte Ausrüstung zum Aufsprühen des Kühlmittels mit hohem Druck erforderlich ist. Auch wird die Co-Dünnschicht wegen ungenügender Härte wahrscheinlich abgerieben, und somit tritt das Problem auf, dass eine genügend hohe Lebensdauer des Werkzeugs im Fall einer maschinellen Bearbeitung bei hoher Schneidgeschwindigkeit nicht erhalten wird.
Auch wird beim Schneiden einer Ni-basierten hitzebeständigen Legierung, wie Inconel oder Hastelloy, einer Eisen(Fe)-basierten hitzebeständigen Legierung, wie Incoloy, und einer hitzebeständigen Legierung, wie einer Co-basierten hitzebeständigen Legierung, ein Schneidwerkzeug aus einem Hartmetall und einem auf dessen Oberfläche ausgebildeten Hartüberzug verwendet. Solche hitzebeständigen Legierungen weisen eine hohe Festigkeit bei hoher Temperatur auf, weshalb das Problem entsteht, dass der Abrieb des Schneidwerkzeugs von Anfang an voranschreitet.
Andererseits sind verschiedene Untersuchungen zur Verbesserung der Eigenschaften von Hartmetall durchgeführt und Materialien mit höherer Härte, Zähigkeit oder Festigkeit gemäß den Zweckbestimmungen entwickelt worden. Beispielsweise beschreibt Patentliteratur 4, dass bei Erzeugung eines Hartmetalls durch Einstellung des Gehalts einer Binderphase zur Steuerung der Sättigungsmagnetisierung bei 1,62 µTm³/kg oder weniger pro 1 Gew.-% Kobalt (Co) und der Koerzitivkraft bei 27,8 bis 51,7 kA/m unter Unterdrückung einer Segregation der Co-Komponente die Tendenz zur Bildung von Frakturen im Hartmetall absinkt, um eine hohe Ablenkstärke zu verleihen, und somit ist ein Schneidwerkzeug erhältlich, das sich zum Bohren oder Mahlen eignet.
Auch beschreibt Patentliteratur 5, dass, wenn man als Hartmetall, das ganz allgemein auf dem Schneidgebiet und in abriebbeständigen Teilen eingesetzt wird, ein hochzähes Hartmetall mit einer Feinpartikelstruktur verwendet, worin die Sättigungsmagnetisierung pro 1 Gew.-% Kobalt (Co) 1,44 bis 1,74 µTm³/kg, die Koerzitivkraft 24 bis 52 kA/m, die mittlere Partikelgröße weniger als 1 µm und die Zahl grober Wolframcarbid-Partikel (der Hartphase) mit einer Partikelgröße von 2 µm oder mehr lediglich 5 oder weniger betragen, es möglich wird, hohe Zähigkeit zu bewerkstelligen und das plötzliche Auftreten von Frakturen zu vermeiden.
Allerdings eignen sich die in der Patentliteratur 4 und 5 offenbarten Hartmetalle mit einer Koerzitivkraft von 24 kA/m oder mehr nicht zum stark belastenden Schneiden wie zum Schneiden einer hitzebeständigen Legierung, insbesondere einer Titanlegierung, wegen der zu dünnen Binderphase und einer zu hohen Härte, weshalb sich das Problem einstellt, dass eine genügend gute Bruchbeständigkeit wegen der ungenügenden Zähigkeit der Hartmetalle nicht erzielbar ist.
Patentliteratur 6 beschreibt, dass durch Steuerung der mittleren Partikelgröße eines Hartmetalls im Bereich von 0,2 bis 0,8 µm, des theoretischen Sättigungsmagnetisierungsverhältnisses im Bereich von 0,75 bis 0,9 und der Koerzitivkraft im Bereich von 200 bis 340 Oe das sich ergebende Hartmetall verbesserte Zähigkeit und Härte aufweist und sich zur Verwendung als Material einer Präzisionsmatrize bestens eignet.
Allerdings ist mit dem in der Patentliteratur 6 beschriebenen Hartmetall, da dessen Hartphase eine zu kleine Partikelgröße aufweist, eine zur Verwendung für das belastende Schneiden einer hitzebeständigen Legierung, insbesondere einer Titanlegierung, hinreichende Bruchbeständigkeit ebenfalls nicht erzielbar. Auch entstehen, da im in der Patentliteratur 6 offenbarten Verfahren das Hartmetall durch Funken-Plasmasintern gesintert wird, Probleme wie eine nur niedrige Produktivität und hohe Kosten.
Patentliteratur 7 beschreibt, dass sich ein Hartmetall mit ca. 10,4 bis ca. 12,7 Gew.-% einer Binderphasenkomponente und ca. 0,2 bis ca. 1,2 Gew.-% Cr, welches eine Koerzitivkraft von ca. 120 bis 240 Oe, eine Sättigungsmagnetisierung von ca. 143 bis ca. 223 µTm³/kg von Kobalt und eine Partikelgröße der Wolframcarbid -Partikel (der Hartphase) von 1 bis 6 µm aufweist und sich auch bezüglich der Zähigkeit und Festigkeit sowie einer hohen Bruchbeständigkeit auszeichnet, als Schneidwerkzeug zum Mahlen einer Ti-Legierung, von Stahl oder Gusseisen eignet.
Zwar verfügt das in der Patentliteratur 7 beschriebene Hartmetall über eine hohe Bruchbeständigkeit wegen seines hohen Gehalts der Binderphase, es weist aber keine genügende Abriebbeständigkeit zum Schneiden einer hitzebeständigen Legierung, insbesondere einer Titanlegierung, auf. Auch wird, wenn der Gehalt der Binderphase zu groß ist, die Reaktivität mit dem Werkstückmaterial erhöht, und eine Ti-Legierung verschweißt wahrscheinlich an einer Schneidkante des Schneidwerkzeugs, weshalb Probleme wie eine Verschlechterung der Formungsgenauigkeit wie der Qualitätsverminderung der bearbeiteten Oberfläche und Beschädigungen des Werkzeugs wie Verschnitt an der Schneidkante und abnormer Abrieb auftreten.

Patentliteratur 1: Ungeprüfte JP 2-221 373 A
Patentliteratur 2: Ungeprüfte JP 8-225 877 A
Patentliteratur 3: Ungeprüfte JP 2003-1 505 A
Patentliteratur 4: Ungeprüfte JP 2004-59 946 A
Patentliteratur 5: Ungeprüfte JP 2001-115 229 A
Patentliteratur 6: Ungeprüfte JP 11-181 540 A
Patentliteratur 7: JP 2004-506 525 .

Offenbarung der Erfindung
Probleme, die mit der Erfindung gelöst werden
Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Hartmetall, das eine verbesserte plastische Verformungs- und Verschweißbeständigkeit auf seiner Oberfläche aufweist und sich bezüglich der Abrieb- und Bruchbeständigkeit auszeichnet, sowie ein langlebiges Schneidwerkzeug bereitzustellen.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Hartmetall, das sich bei der Biegestärke auszeichnet, sowie ein langlebiges Schneidwerkzeug bereitzustellen.
Noch eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Hartmetall, das sich bei der Abrieb- und Bruchbeständigkeit durch Erhöhung seiner Härte ohne Zähigkeitsverlust auszeichnet, sowie ein langlebiges Schneidwerkzeug bereitzustellen.
Mittel zur Lösung der Probleme
Die Erfinder haben herausgefunden, dass, wenn mehrere durch Aggregation von Binderphase gebildete Bereiche auf der Oberfläche eines Hartmetalls in der Form von Inseln verstreut vorliegen und der Anteil der aggregierten Binderphasen-Bereiche zu 10 bis 70 Flächen-%, bezogen auf die gesamte Oberflächenfläche des Hartmetalls, eingestellt wird, die Eigenschaften der Wärmefreisetzung (des thermischen Diffusionsvermögens) auf der Oberfläche des Hartmetalls sowie die plastische Verformungs- und Verschweißbeständigkeit verbessert werden, und somit wird ein Hartmetall mit ausgezeichneter Abrieb- und Bruchbeständigkeit erhalten. Dieses Hartmetall der ersten Ausgestaltung ist in Anspruch 1 definiert.
Ebenso haben die Erfinder herausgefunden, dass das Hartmetall der zweiten Ausgestaltung, wie in Anspruch 7 definiert, über eine ausgezeichnete Biegestärke verfügt, und wenn das Hartmetall für Schneidwerkzeuge verwendet wird ein fortschreitender Abrieb und Verschnitt unterdrückt und die Lebensdauer des Werkzeugs verlängert werden können, sogar unter herkömmlichen Schneidbedingungen, wobei spezielle Vorkehrungen wie der Einsatz eines Kühlmittels unter hohem Druck zur maschinellen Bearbeitung auch einer hitzebeständigen Legierung wie einer Ti-Legierung nicht angewandt werden.
Ferner haben die Erfinder herausgefunden, dass, wenn die Härte des Hartmetalls durch saubere Steuerung der Partikelgröße der Binderphase im Hartmetall, der Dicke der Binderphase und des Kohlenstoffgehalts erhöht wird sowie der Sauerstoffgehalt im Hartmetall eingestellt wird, das sich ergebende Hartmetall sowohl eine ausgezeichnete Bruch- als auch Abriebbeständigkeit gegen das Schneiden einer hitzebeständigen Legierung, wie einer Titanlegierung, aufweist und, wenn das Hartmetall als Schneidwerkzeug verwendet wird, dieses ein langlebiges Schneidwerkzeug darstellt, das zum Schneiden einer hitzebeständigen Legierung verwendbar ist. Das entsprechende Hartmetall der dritten Ausgestaltung ist in Anspruch 11 definiert.
Das Schneidwerkzeug der vorliegenden Erfindung stellt ein Schneidwerkzeug dar, das in einem Schneidvorgang mit einer Schneidkante eingesetzt wird, die entlang eines Grats gebildet wird, wo sich eine Flankenfläche und eine Spanfläche beim Pressen gegen das Werkstückmaterial treffen, wobei die Schneidkante das obige Hartmetall aufweist.
Effekte der Erfindung
Da im Hartmetall der ersten Ausgestaltung mehrere durch Aggregation der Binderphase ausgebildete Bereiche (Inseln) auf der Oberfläche des Hartmetalls verstreut vorliegen und der Anteil der Inseln (aggregierte Binderphasen-Bereiche) zu 10 bis 70 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche, auf der Oberfläche des Hartmetalls eingestellt ist, werden die plastische Verformung unterdrückt und die Verschweißbeständigkeit auf der Oberfläche des Hartmetalls verbessert. Als Ergebnis wird eine Verbesserung der Abrieb- und Bruchbeständigkeit erzielt.
In der zweiten Ausgestaltung der Erfindung weist das Hartmetall eine mit Binderphase angereicherte Schicht mit einer Dicke von 0,1 bis 5 µm auf der Oberfläche auf und erfüllt die folgende Beziehung: 0,02 ≤ I_Co/I_WC + I_CO) ≤ 0,5, worin I_Ic die Intensität des (001)-Peaks des Wolframcarbids (WC) und I_Co die Intensität des (111)-Peaks von Kobalt (Co) und/oder Nickel (Ni) im Röntgenbeugungsmuster auf der Oberfläche bezeichnen. Hierdurch weist das Hartmetall eine ausgezeichnete Biegefestigkeit auf, und wenn das Hartmetall als Schneidwerkzeug verwendet wird, können ein fortschreitender Abrieb und Verschnitt unterdrückt und die Lebensdauer des Werkzeugs verlängert werden, sogar unter herkömmlichen Schneidbedingungen, wobei spezielle Vorkehrungen wie der Einsatz eines Kühlmittels unter hohem Druck zur maschinellen Bearbeitung einer hitzebeständigen Legierung wie einer Ti-Legierung nicht angewandt zu werden brauchen.
In der dritten Ausgestaltung der Erfindung werden der Gehalt der Binderphase, die mittlere Partikelgröße der Hartphase, die magnetischen Charakteristika der Sättigungsmagnetisierung und der Koerzitivkraft Hc sowie der Sauerstoffgehalt im Hartmetall im jeweiligen vorbestimmten Bereichen gesteuert. Hierdurch ist es möglich, die Dicke der Binderphasenbindung zwischen Wolframcarbid-Partikeln (die sogenannte mittlere freie Weglänge) und den Gehalt der Metallkomponente, wie des Wolframs , und von Kohlenstoff, welche die Hartphase darstellen, die in der Binderphase eine feste Lösung bilden, sauber zu steuern, und somit weist das sich ergebende Hartmetall eine hohe Zähigkeit und auch eine hohe Härte auf, auch bei Vorliegen einer nur kleinen Menge der Binderphase. Wegen des niedrigen Sauerstoffgehalts wird, wenn das Hartmetall in einem Schneidwerkzeug zur Anwendung gelangt, sogar bei Erhöhung der Temperatur der Schneidkante beim Schneiden ein Absinken der Koerzitivkraft zur Bindung der Hartphase durch die Binderphase unterdrückt, und es wird somit ermöglicht, ein Absinken der Festigkeit des Hartmetalls ebenfalls zu unterdrücken. Als Ergebnis ist ein Schneidwerkzeug aus einem Hartmetall erhältlich, das sich zum Schneiden auch einer Ti-Legierung und einer hitzebeständigen Legierung eignet.
Figurenliste

1 ist ein mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Vergrößerungsbild der Oberfläche einer Schnittprobe eines Hartmetalls gemäß einer ersten Ausgestaltung der Erfindung, wobei die Schnittprobe durch Schneiden des Hartmetalls und Polieren der Schnittoberfläche erhalten wurde.
2 ist ein weiteres mit dem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Vergrößerungsbild der Oberfläche eines Hartmetalls gemäß einer ersten Ausgestaltung der Erfindung.
3 ist ein schematischer Querschnitt zur erläuternden Darstellung eines Hartüberzugs gemäß einer ersten Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung.

BEVORZUGTE AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
<Hartmetall>
Erste Ausgestaltung gemäß Anspruch 1
Das Hartmetall gemäß der ersten Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung wird nun im Detail unter Bezug auf die beigefügte Zeichnung beschrieben. 1 ist ein mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Vergrößerungsbild (Vergrößerung: 10.000-fach) der Oberfläche einer Schnittprobe eines Hartmetalls gemäß der vorliegenden Ausgestaltung, wobei die Schnittprobe durch Schneiden des Hartmetalls und Polieren der Schnittoberfläche erhalten wurde, und es zeigt den Zustand einer Struktur im Hartmetall. 2 ist ein mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Vergrößerungsbild (Vergrößerung: 200-fach) der Oberfläche eines Hartmetalls gemäß der vorliegenden Ausgestaltung.
Wie in 1 gezeigt, wird das Hartmetall 1 durch Bindung einer Hartphase 2 durch eine Binderphase 3 erhalten. 1 zeigt ein Hartmetall gemäß Anspruch 1.
Die Hartphase 2 ist hauptsächlich aus Wolframcarbid-Partikeln zusammengesetzt und enthält gegebenenfalls eine Hartphase (β-Phase) aus mindestens einer Art von β-Partikeln, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid. Die Binderphase 3 ist hauptsächlich aus Kobalt und/oder Nickel zusammengesetzt. In der Binderphase können, zusätzlich zum Kobalt und/oder Nickel, Elemente der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems eine feste Lösung bilden, wobei auch unvermeidbare Verunreinigungen wie Kohlenstoff, Stickstoff und Sauerstoff enthalten sein können. Die spezifische Form der Hartphase schließt (1) eine Struktur aus nur WC und (2) eine Struktur ein, worin WC- und β-Partikel (B-1-Typ-Festlösung) in einem Mengenanteil von 10 Masse-%, bezogen auf das gesamte Hartmetall, gemeinsam vorliegen, wobei jede Struktur zur Anwendung gelangen kann. Die β-Partikel (die B-1-Typ-Festlösung) können allein in Form des Carbids, Nitrids oder des Carbonitrids oder als Mischung von zwei oder mehr Arten davon vorliegen. Auch kann in den β-Partikeln (in der B-1-Typ-Festlösung) ein W-Element gelöst vorliegen, um eine feste Lösung zu bilden.
Die mittlere Partikelgröße der WC-Partikel, die die Hartphase 2 darstellen, beträgt 1 um oder weniger. Hierdurch kann die Festigkeit und Abriebbeständigkeit des Hartmetalls 1 gesteigert werden. Wie oben beschrieben sinkt in sogenannten feinen Hartmetallpartikeln, worin WC-Partikel eine mittlere Partikelgröße von 1 µm oder weniger aufweisen, die Dicke der Binderphase, die die jeweiligen WC-Partikel bindet, ab, und das Wärmeleitvermögen verschlechtert sich tendenziell. Allerdings ist sogar im Fall feiner Hartmetallpartikel die Oberfläche des Hartmetalls 1 ganz spezifisch aufgebaut, wie nachfolgend noch beschrieben wird, wodurch hohe Wärmefreisetzeigenschaften verliehen werden können. Auch kann sich im Fall feiner Hartmetallpartikel das Sintervermögen des Hartmetalls 1 verschlechtern, woraus ein ungenügender Sinterzustand resultiert. Deshalb neigt im Fall des Überzugs mit einem Hartüberzug die Haftkraft des Überzugs zu Schwankungen. Allerdings ist es, wie nachfolgend noch beschrieben wird, möglich, einen Hartüberzug auch unter Beibehaltung einer hohen Haftkraft herzustellen. Die Untergrenze der mittleren Partikelgröße beträgt im Hinblick auf die Beibehaltung der Zähigkeit des Basismaterials bevorzugt 0,4 µm oder mehr.
In der vorliegenden Ausgestaltung liegen, wie in 2 gezeigt, mehrere durch Aggregation der Binderphase 3 gebildete aggregierte Binderphasen-Bereiche 4 als Inseln verstreut auf der Oberfläche des Hartmetalls 1 vor, wie auch in 1 gezeigt. Als Folge wird die Bruchbeständigkeit des Hartmetalls verbessert, da die Verschweißbeständigkeit der Oberfläche des Hartmetalls durch aggregierte Binderphasen-Bereiche 4 (die Inseln) verbessert ist. Da die Verschlechterung der Abriebbeständigkeit durch einen normalen Bereich 5 (das „Meer“), der sich von den aggregierten Binderphasen-Bereichen 4 unterscheidet, unterdrückt wird, wird ferner ein langlebiges Schneidwerkzeug erhalten, wenn das Hartmetall als Schneidwerkzeug angewandt wird, das weiter unten noch beschrieben wird.
Der Zustand, worin mehrere aggregierte Binderphase-Bereiche 4 verstreut vorliegen, bezeichnet keinen Zustand, worin die aggregierten Binderphasen-Bereiche 4 auf der gesamten Oberfläche vorliegen, sondern er bezeichnet einen Zustand, bei dem es möglich ist, durch visuelle oder mikroskopische Betrachtung zu bestätigen, dass die aggregierten Binderphase-Bereiche 4 und der Hartmetall-Bereich (der normale Bereich) 5 aus Wolframcarbid-Partikeln und die Binderphase, die sich von den aggregierten Binderphase-Bereichen 4 unterscheidet, gemeinsam vorliegen. Insbesondere wird in der vorliegenden Ausgestaltung zur Steigerung der Wärmefreisetzeigenschaften mit den aggregierten Binderphase-Bereichen 4 eine inselförmige Struktur, worin die aggregierten Binderphase-Bereiche 4 unabhängig auf der Oberfläche im normalen Bereich 5 (weiße Farbe) als Matrix dispergiert vorliegen, nämlich eine Meer-Insel-Struktur, gebildet, worin der normale Bereich 5 das Meer und die aggregierten Binderphase-Bereiche 4 die Inseln darstellen.
Wenn andererseits die aggregierten Binderphase-Bereiche nicht auf der Oberfläche des Hartmetalls vorliegen und das Hartmetall eine einheitliche Struktur aufweist, wird die örtlich auf der Oberfläche des Hartmetalls erzeugte Hitze nicht freigesetzt, und die Oberfläche wird wegen der niedrigen Wärmefreisetzeigenschaften der Oberfläche des Hartmetalls örtlich auf hohe Temperaturen erhitzt. Als Ergebnis kann sich der auf eine hohe Temperatur erhitzte Bereich örtlich verschlechtern, und bei Verwendung als Schneidwerkzeug wird ein Werkstückmaterial mit der auf eine hohe Temperatur erhitzten Schnittkante verschweißt. Auch wird eine hinreichende Zähigkeit nicht erhalten, und somit treten plötzliche Frakturen und Verschnitt auf. Umfasst andererseits das Hartmetall eine mit Binderphase angereicherte Schicht und ist der Gehalt der Binderphase auf der Gesamtoberfläche des Hartmetalls groß, tritt eine große plastische Verformung des Hartmetalls auf der Oberfläche auf, und die Verschweißbeständigkeit verschlechtert sich.
Der Anteil der aggregierten Binderphase-Bereiche an der Oberfläche des Hartmetalls 1 beträgt 10 bis 70 und bevorzugt 20 bis 60 Flächen-%. Macht der Flächenanteil der aggregierten Binderphase-Bereiche 4 weniger als 10 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche des Hartmetalls, aus, verschlechtert sich wegen der verminderten Wärmefreisetzeigenschaften die Verschweißbeständigkeit, weshalb Verschnitt und Bruch durch das Verschweißen verursacht werden. Übersteigt der Anteil 70 Flächen-%, erhöht sich der Metallanteil, und die Härte auf der Oberfläche des Hartmetalls sinkt ab, weshalb sich die Beständigkeit gegen eine plastische Verformung verschlechtert.
Wie nachfolgend beschrieben, stellen die Flächen-% der aggregierten Binderphase-Bereiche 4 einen Wert dar, der erhalten wird durch Betrachten des Sekundärelektronenbildes (200-fache Vergrößerung), wie in 2 gezeigt, einer beliebigen Oberfläche des Hartmetalls unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops, Messen der Fläche von aggregierten Binderphase-Bereichen 4 bezüglich der beliebigen Zone von 1 mm x 1 mm, und Berechnen des vorliegenden Verhältnisses (des Flächenanteils der aggregierten Binderphase-Bereiche 4 in der Sichtzone). Die gemessene Anzahl der aggregierten Binderphase-Bereiche beträgt 10 oder mehr, und der Durchschnittswert wird berechnet.
Der Gesamtgehalt von Kobalt und Nickel beträgt 15 bis 70 und bevorzugt 20 bis 60 Masse-%, bezogen auf die Gesamtmenge der Metallelemente auf der Oberfläche des Hartmetalls. Infolgedessen ist es möglich, die Zähigkeit auf der Oberfläche des Hartmetalls zu verstärken und die plastische Verformungsbeständigkeit zu verbessern. Auch lässt sich durch den nachfolgend beschriebenen Hartüberzug auf der Oberfläche des Hartmetalls die Bruchbeständigkeit der gesamten Überzugsschicht verbessern.
Das Verhältnis (ml/m2) des Gesamtgehalts m1 von Kobalt und Nickel in den aggregierten Binderphase-Bereichen 4 zum Gesamtgehalt m2 von Co und Ni im Normalanteil 5, der sich von den aggregierten Binderphase-Bereichen 4 unterscheidet, beträgt bevorzugt 2 bis 10. Als Folge davon werden die plastische Verformungs- und die Verschweißbeständigkeit auf der Oberfläche des Hartmetalls noch weiter verbessert. Das Verhältnis (m1/m2) beträgt wegen der verbesserten Wärmefreisetzeigenschaften bevorzugt 2 oder mehr, und es beträgt wegen des ausgezeichneten Positionswiderstands bevorzugt 10 oder weniger. Das Verhältnis (m1/m2) beträgt bevorzugter 3 bis 7.
Der durchschnittliche Durchmesser der aggregierten Binderphase-Bereiche 4 beträgt 10 bis 300 µm und bevorzugt 50 bis 250 um, weil die Wärmefreisetzeigenschaften durch Verbesserung der Wärmeleitfähigkeit und Sicherstellung eines Wegs, der zu den Wärmefreisetzeigenschaften beiträgt, gesteigert werden können. Beim Überziehen mit dem Hartüberzug lässt sich die Haftkraft des Hartüberzugs verbessern. Der durchschnittliche Durchmesser der aggregierten Binderphase-Bereiche ist der Durchmesser eines Kreises, wenn die Oberfläche des Hartmetalls mit einem Mikroskop betrachtet wird und jeder der aggregierten Binderphase-Bereiche spezifiziert wird, und dann die Fläche von jedem der aggregierten Binderphase Bereiche und die Durchschnittsfläche mit einer LUZEX-Methode berechnet werden und die Durchschnittsfläche als Kreis mit der gleichen Fläche ausgedrückt wird. Zur mikroskopischen Betrachtung kann jedes metallurgische Mikroskop, digitale Mikroskop, Raster- und Transmissionselektronenmikroskop herangezogen werden, und das Geeignete kann gemäß der Größe der aggregierten Binderphase-Bereiche ausgewählt werden.
Die aggregierten Binderphase-Bereiche liegen bevorzugt in einer Tiefenzone vor, die sich von der Oberfläche des Hartmetalls aus in eine Tiefe von 5 µm erstreckt, weil dann die auf der Oberfläche des Hartmetalls erzeugte Hitze sicher freigesetzt werden kann und auch die plastische Verformungsbeständigkeit in einem Werkstückmaterial auf der Oberfläche des Hartmetalls verstärkt werden kann.
Die Menge der Binderphase auf dem Hartmetall beträgt bevorzugt 15 bis 70 Masse-%, weil sich dann die Bruchbeständigkeit der Oberfläche des Hartmetalls ohne Verschlechterung der Abrieb- und Verschweißbeständigkeit verbessern lässt. Bei Bildung eines Hartüberzugs auf der Oberfläche des Hartmetalls lässt sich die Bruchbeständigkeit des Überzugs verbessern. Zur Messung der Binderphase auf der Oberfläche des Hartmetalls kann ein Oberflächenanalysenverfahren, wie eine Röntgen-Mikroanalyse (Electron Probe Micro-Analysis: EPMA) oder Auger-Elektronenspektroskopie (AES), zur Anwendung gelangen.
Andererseits beträgt der Gehalt der Binderphase im Hartmetall 1 bevorzugt 6 bis 15 Masse-%, weil sich dann ein Sinterversagen des Hartmetalls vermeiden lässt und auch die Abriebbeständigkeit des Hartmetalls 1 gewährleistet und eine plastische Verformung unterdrückt werden können. Das Innere des Hartmetalls bezeichnet eine Tiefenzone, die sich von der Oberfläche des Hartmetalls bis zu einer Tiefe von 300 µm oder mehr erstreckt. Bei Bildung des Hartüberzugs auf der Oberfläche des Hartmetalls bezeichnet das Innere des Hartmetalls die Tiefenzone, die sich von der Grenzfläche zwischen dem Hartüberzug und dem Hartmetall bis zu einer Tiefe von 300 µm oder mehr zum Zentrum des Hartmetalls hin erstreckt.
Der Gehalt der Binderphase im Hartmetall kann mit dem folgenden Verfahren gemessen werden: Die Struktur des Querschnitts des Hartmetalls wird betrachtet, wobei z.B. eine Oberflächenanalyse bezüglich einer beliebigen Zone von 30 µm × 30 µm, die sich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 300 µm oder mehr zum Zentrum des Hartmetalls erstreckt, im Querschnitt des Hartmetalls mit einem Röntgen-Mikroanalysengerät (EPMA) durchgeführt wird, und dann kann der Gehalt der Binderphase als Durchschnittswert des Gesamtgehalts von Kobalt und Nickel in der Zone ermittelt werden.
Das Hartmetall enthält bevorzugt Chrom und/oder Vanadium, weil dadurch das Wachstum der Wolframcarbid-Partikel beim Sintern und eine Absenkung der Härte unterdrückt werden, wodurch sich eine Verschlechterung der Abriebbeständigkeit vermeiden lässt. Chrom und Vanadium sind jeweils bevozugt in einer Menge von 0,1 bis 3 Masse-% enthalten, und deren Gesamtmenge beträgt bevorzugt 0,1 bis 6 Masse-%. Insbesondere wirkt sich das Chrom zur Steigerung des Sintervermögens des Hartmetalls und zur Unterdrückung einer Korrosion der Binderphase aus, um dadurch die Bruchbeständigkeit zu erhöhen.
In der vorliegenden Ausgestaltung kann die Oberfläche des Hartmetalls mit einem Hartüberzug überzogen werden. Der Hartüberzug wird nun im Detail an einem Beispiel, worin das Hartmetall an einem später noch zu beschreibenden Schneidwerkzeug angewandt ist, unter Bezug auf die beigefügte Zeichnung beschrieben. 3 ist ein schematischer Querschnitt zur erläuternden Darstellung eines Hartüberzugs der vorliegenden Ausgestaltung.
Wie in 3 dargestellt, umfasst das Schneidwerkzeug 10 ein Hartmetall 1 als Substrat, und es werden eine Schneidkante 13 entlang eines Grats, worin sich eine Flankenfläche 12 und eine Spanfläche 11 davon treffen, gebildet, und es wird ein Schneidvorgang durch Pressen der Schneidkante 13 gegen ein Werkstückmaterial (nicht dargestellt) durchgeführt. Dann wird ein Oberflächenüberzug 7 auf der Oberfläche des Hartmetalls 1 gebildet. Mit dem Hartüberzug 7 auf der Oberfläche des Hartmetalls 1 wird dieser wegen dessen verbesserter Haftkraft weniger wahrscheinlich von der Oberfläche des Hartmetalls 1 abgeschält, und die Bruchbeständigkeit wird verbessert. Wie oben beschrieben, erhöhen sich wegen der hohen Wärmefreisetzeigenschaften auf der Oberfläche des Hartmetalls die Wärmefreisetzeigenschaften auf der Oberfläche des Hartüberzugs 7, und es wird auch die Verschweißbeständigkeit auf der Oberfläche des Hartüberzugs 7 verbessert. Als Ergebnis weist das entstandene Hartmetall 1 eine ausgezeichnete Bruch- und Abriebbeständigkeit auf.
Bezüglich des Grundes für die verbesserte Haftkraft des Hartüberzugs wird von folgendem Sachverhalt ausgegangen. Durch die erhöhte Konzentration der Binderphase in den aggregierten Binderphase-Teilbereichen diffundiert die Binderphase in den Hartüberzug, wodurch sich die Haftkraft des Hartüberzugs verbessert.
Liegen nämlich keine aggregierten Binderphase-Bereiche auf der Oberfläche des Hartmetalls vor und weist das Hartmetall eine einheitliche Struktur auf, ist die Haftkraft des Hartüberzugs ungenügend, und die Bruchbeständigkeit verschlechtert sich. Ist andererseits der Gehalt der Binderphase auf der Gesamtoberfläche des Hartmetalls, umfassend die mit Binderphase angereicherte Schicht, einheitlich groß, sinkt die Haftkraft des Hartüberzugs ebenfalls ab. Auch sinkt die Haftkraft des Hartüberzugs ab, wenn der Flächenanteil der aggregierten Binderphase-Bereiche weniger als 10 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche des Hartmetalls, beträgt, und es werden Verschnitt und Brüche durch Abschälung des Hartüberzugs verursacht. Übersteigt der Flächenanteil 70 Flächen-%, erhöht sich der Gehalt an Metall, und die Härte auf der Oberfläche des Hartmetalls sinkt ab, weshalb sich die plastische Verformungsbeständigkeit verschlechtert.
Die mit dem Hartüberzug überzogenen aggregierten Binderphase-Bereiche können grundsätzlich in einem Zustand betrachtet werden, in dem sie mit dem Hartüberzug überzogen sind. Wenn es wegen einer großen Dicke des Hartüberzugs schwierig ist, die aggregierten Binderphase-Bereiche im mit dem Hartüberzug überzogenen Zustand zu betrachten, kann anstatt der aggregierten Binderphase-Bereiche beispielsweise der mit keinem Hartüberzug überzogene Anteil betrachtet werden, ähnlich einer Wandoberfläche eines im Zentrum einer Wendeschneidplatte ausgebildeten Gewindelochs, worin die Oberfläche des Hartmetalls freigelegt ist. Wenn kein Anteil vorliegt, in dem die Oberfläche des Hartmetalls freigelegt ist, kann die Verteilung der aggregierten Binderphase-Bereiche in einem Zustand betrachtet werden, in dem die Dicke des Hartüberzugs bis zu einem gewissen Grad durch Polieren verringert ist.
Das Material des Hartüberzugs schließt z.B. ein Carbid, Nitrid, Oxid, Borid, Oxycarbid, Oxynitrid und Carbonitrid eines oder mehrerer Metalle der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, Silizium und Aluminium, eine Kompositverbindung aus 2 oder mehr dieser Verbindungen und aus mindestens einem von diamantartigem Kohlenstoff, Diamant, Al₂O₃ und aus kubischem Bornitrid , ein. Diese Materialien sind bevorzugt, weil sie ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweisen und die Abrieb- und Bruchbeständigkeit verbessern.
Insbesondere ist das Material des Hartüberzugs durch die folgende Formel dargestellt: (Ti_x,Al_1-x)C_1-yN_y (worin x und y die folgenden Beziehungen erfüllen: 0,2 ≤ x ≤ 0,7 und 0 ≤ y ≤ 1). Bei dieser Zusammensetzung ist es möglich, eine gute Kompatibilität mit den aggregierten Binderphase-Bereichen, eine ausgezeichnete Abrieb- und Oxidationsbeständigkeit sowie eine hohe Bruchbeständigkeit zu erzielen.
Die Dicke des Hartüberzugs beträgt bevorzugt 1 bis 10 µm. Als Folge davon sind die Bruchbeständigkeit des Hartüberzugs sowie auch die Wärmefreisetzeigenschaften auf dessen Oberfläche verbessert.
Als Nächstes wird das Verfahren zur Herstellung des oben beschriebenen Hartmetalls beschrieben. Zuerst werden 79 bis 94,8 Masse-% eines Wolframcarbid-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 1,0 µm oder weniger, 0,1 bis 3 Masse-% eines Vanadiumcarbid-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,3 bis 1,0 um, ggf. 0,1 bis 3 Masse-% eines Chromcarbid-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,3 bis 2,0 µm, 5 bis 15 Masse-% metallisches Kobalt mit einer mittleren Partikelgröße von 0,2 bis 0,6 µm und, falls notwendig, ein metallisches Wolfram-Pulver oder Kohlenstoffruß vermischt.
Sodann wird zur Vermischung ein organisches Lösungsmittel wie Methanol so zugegeben, dass der Feststoffgehalt der sich ergebenden Aufschlämmung 60 bis 80 Masse-% beträgt, und dann wird ein geeignetes Dispergiermittel zugegeben. Nach Homogenisieren des gemischten Pulvers in einer Mahlvorrichtung wie einer Kugel- oder Schwingungsmühle über 10 bis 20 h wird ein organischer Binder wie Paraffin zum gemischten Pulver gegeben, um ein Mischpulver zur Formung zu erhalten.
Das Mischpulver wird zu einem Grünpressling mit einer vorbestimmten Form mit einem bekannten Formungsverfahren, wie Pressen, Gießen, Extrudieren oder kaltem isostastischen Pressen, geformt, und der Grünpressling wird unter einem Druck von 0,01 bis 0,6 MPa in Argongas bei einer Temperatur von 1350 bis 1450 und bevorzugt von 1375 bis 1425°C 0,2 bis 2 h lang gesintert und dann auf eine Temperatur von 800°C oder darunter mit einer Kühlgeschwindigkeit von 55 bis 65°C/min abgekühlt.
Bezüglich der Sinterbedingungen kann bei einer Sintertemperatur unterhalb 1350°C die Legierung nicht verdichtet werden, wobei dann ein Härteabfall verursacht würde. Übersteigt andererseits die Sintertemperatur 1450°C, nehmen sowohl die Härte als auch die Festigkeit als Ergebnis wachsender WC-Partikel ab. Weicht die Sintertemperatur vom obigen Bereich ab oder beträgt die Gasatmosphäre beim Sintern weniger als 0,01 oder mehr als 0,6 MPa, werden die aggregierten Binderphase- Bereiche nicht erzeugt, und die Wärmefreisetzeigenschaften auf der Oberfläche des Hartmetalls verschlechtern sich. Auch bei Sinterung in einer N₂-Gasatmosphäre werden die aggregierten Binderphase-Bereiche nicht erzeugt. Außerdem wird tendenziell eine mit Binderphase angereicherte Schicht gebildet, die eine große Menge der Binderphase enthält und eine Tiefe (Dicke) der Oberflächenzone von mehr als 5 um aufweist. Ferner werden, wenn die Kühlgeschwindigkeit weniger als 55°C/min beträgt, die aggregierten Binderphase-Bereiche ebenfalls nicht erzeugt, und übersteigt die Kühlgeschwindigkeit 65°C/min, steigt der Flächenanteil der aggregierten Binderphase-Bereiche übermäßig an.
Zum Überziehen der Oberfläche des so erhaltenen Hartmetalls mit dem Hartüberzug kann dieser auf dessen Oberfläche nach deren Wäsche gebildet werden. Als Überzugsverfahren können bekannte Verfahren wie ein chemisches Dampfabscheidungs(CVD)-Verfahren [thermische CVD, Plasma-CVD, organische CVD, katalytische CVD usw.] oder ein physikalisches Dampfabscheidungs(PVD)-Verfahren [Ionenplattierung, Aufstäubung usw.] zur Anwendung gelangen. Bezüglich der Tiefe der Reaktionszone zwischen dem Metallelement der aggregierten Binderphase-Bereiche und dem Hartüberzug sowie der Haftstärke zwischen dem Hartmetall und dem Hartüberzug beträgt die Dicke des Hartüberzugs bevorzugt 0,1 bis 10 µm und insbesondere 0,1 bis 3 µm im Hinblick auf die Wärmefreisetzeigenschaften.
Zweite Ausgestaltung gemäß Anspruch 7
Ähnlich der obigen Ausgestaltung umfasst das Hartmetall der zweiten Ausgestaltung 5 bis 10 Masse-% Co und/oder Ni, 0 bis 10 Masse-% eines Carbids, Nitrids und/oder eines Carbonitrids mindestens eines Metalls der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems (ausgenommen Wolframcarbid), sowie Rest Wolframcarbid. Auch ist die Hartphase hauptsächlich aus Wolframcarbidpartikeln zusammengesetzt und enthält optional β-Partikel des Carbids, Nitrids und des Carbonitrids, welche durch die Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden werden.
Beträgt die Menge von Kobalt und/oder Nickel im Hartmetall weniger als 5 Masse-%, verschlechtern sich die Zähigkeit des Hartmetalls und dessen Bruchbeständigkeit. Somit wird bei Verwendung des Hartmetalls in einem nachfolgend noch zu beschreibenden Schneidwerkzeug die Festigkeit ungenügend zur maschinellen Bearbeitung einer Ti- oder hitzebeständigen Legierung, und es treten oft Schneidkantenbrüche auf. Übersteigt die Menge 10 Masse-%, ist die Härte zum Schneiden einer hitzebeständigen Legierung, insbesondere einer Titanlegierung, ungenügend, und es verschlechtert sich die Abriebbeständigkeit auf der Oberfläche des Hartmetalls. In der vorliegenden Ausgestaltung liegt die Menge von Kobalt und/oder Nickel als Binderphase bevorzugt im Bereich von 5 bis 8,5, bevorzugter von 5 bis 7 und noch bevorzugter von 5,5 bis 6,5 Masse-%, bezogen auf die Gesamtmenge des Hartmetalls. Demgemäß ist es möglich, das Sintern zufriedenstellend durchzuführen, ohne die mittlere Partikelgröße der WC-Partikel im Hartmetall auf mehr als 1,0 µm zu erhöhen.
Liegt die Menge von Kobalt und/oder Nickel im Bereich von 5 bis 7 Masse-%, kann sich insbesondere die Sinterbarkeit drastisch verschlechtern. Deshalb ließ sich gemäß den herkömmlichen Verfahren das Hartmetall beim Sintern sogar bei hoher Temperatur oder unter Druck, wie mit einem Sinter-HIP, nicht verdichten. Bei Erhöhung der Sintertemperatur wuchsen auch die WC-Partikel, und es war schwierig, die Struktur des Hartmetalls in feine Partikel zu überführen. Allerdings kann, sogar wenn die Menge von Kobalt und/oder Nickel 5 bis 7 Masse-% beträgt, das Hartmetall bei einer Sintertemperatur von 1430°C oder darunter dennoch verdichtet werden, bei welcher WC-Partikel in der Hartphase nur kaum wachsen, und zwar durch Anwendung des nachfolgend beschriebenen Herstellverfahrens.
Liegt die Menge von sich von Wolframcarbid unterscheidenden Hartphase im Hartmetall bei 10 Masse-% oder weniger, weist ein hergestelltes Werkzeug hohe mechanische und thermische Stoßbeständigkeit sowie eine lange Lebensdauer auf. Die spezifische Form der Hartphase ist die gleiche wie die oben bereits beschriebene.
Das Hartmetall der vorliegenden Ausgestaltung umfasst eine mit Binderphase angereicherte Schicht mit einer Dicke von 0,1 bis 5 µm auf der Oberfläche und erfüllt die folgende Beziehung: 0,02 ≤ I_Co/(I_WC + I_Co) ≤ 0,5, worin I_WC die Intensität des (001)-Peaks des WC und I_Co die Intensität des (111)-Peaks von Kobalt und/oder Nickel im Röntgenbeugungsmuster der Oberfläche bezeichnen. Wie oben beschrieben, zeichnet sich durch Steuerung des vorliegenden Binderphasenzustands auf der Oberfläche des Hartmetalls, nämlich der Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht und des Erscheinungsbildes des (111)-Peaks des Kobalts und/oder des Nickels gemäß der spezifischen Beziehung, das Hartmetall durch eine hervorragende Biegestärke aus. Bei Verwendung des Hartmetalls im nachfolgend noch zu beschreibenden Schneidwerkzeug ist es dann möglich, den fortschreitenden Abrieb und Verschnitt zu unterdrücken und die Lebensdauer des Werkzeugs zu verlängern, und dies sogar unter konventionellen Schneidbedingungen, bei denen eine spezielle Ausrüstung zum Aufsprühen eines Kühlmittels unter hohem Druck zur maschinellen Bearbeitung einer hitzebeständigen Legierung wie einer Ti-Legierung nicht eingesetzt wird.
Wird andererseits die mit Binderphase angereicherte Schicht nicht gebildet oder beträgt deren Dicke weniger als 0,1 µm, steigen andererseits, da dann die Menge von Kobalt und/oder Nickel, die als Gleitschicht dienen, ungenügend ist, der Schneidwiderstand und durch die erhöhte Temperatur der Zackenbildungspunkt an, und somit schreitet die Oxidation des Hartmetalls in der Nachbarschaft des Zackenpunkts rasch voran. Im Ergebnis geht die Beständigkeit gegenüber Zackenbildung verloren, und es treten Verschweißungen auf, weshalb sich die Lebensdauer eines Werkzeugs verkürzt. Beträgt die Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht mehr als 5 um, verschlechtert sich wegen der beim Schneiden durch die erzeugte Hitze verursachten Oxidation die Binderphase der mit Binderphase angereicherten Schicht, die als Gleitschicht dient, und wegen der dicken, mit Binderphase angereicherten Schicht verursacht die große Menge der verschlechterten Binderphase Verschweißungen mit dem Werkstückmaterial auf der Oberfläche eines Schneidwerkzeugs, und somit ist die gewünschte Dimensionsgenauigkeit nicht erhältlich. Die Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht beträgt bevorzugt 0,5 bis 3 µm.
Die mit Binderphase angereicherte Schicht bezeichnet eine Oberflächenzone, die eine höhere Konzentration der Binderphase im Vergleich mit dem Inneren des Hartmetalls aufweist und auf dessen Oberfläche vorliegt, und sie kann durch Messung der Konzentrationsverteilung in der Tiefenrichtung von Kobalt und/oder Nickel in einer Zone, die die Nachbarschaft der Oberfläche eines Querschnitts des Hartmetalls einschließt, mit Röntgenfotoelektronenspektroskopie (XPS) und durch Messung der Dicke der Zone berechnet werden, die die höhere Konzentration des Kobalt und/oder Nickel im Vergleich mit dem Inneren des Hartmetalls aufweist. Alternativ dazu kann die Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht auch durch Messung der Konzentration von Kobalt und/oder Nickel in Tiefenrichtung auf der Oberfläche des Hartmetalls durch Auger-Analyse berechnet werden.
Beträgt andererseits I_Co/(I_WC + I_CO) im obigen Röntgenbeugungsmuster weniger als 0,02, wird die mit Binderphase angereicherte Schicht dünn. Beträgt dagegen I_Co/(I_WC + I_Co) mehr als 0,5, wird die mit Binderphase angereicherte Schicht dick, und die Abriebbeständigkeit verschlechtert sich. I_Co/I_WC + I_Co) liegt bevorzugt im folgenden Bereich: $0,05 \leq I_{Co} / (I_{WC} + I_{CO}) \leq < 0,2.$
Wenn der Wert, der mit der folgenden Gleichung (I) bezüglich eines Peaks des Wolframcarbids im Röntgenbeugungsmuster bestimmt wird, ein Orientierungskoeffizient T_C der (001)-Ebene ist, beträgt in der vorliegenden Ausgestaltung das Verhältnis des Orientierungskoeffizienten T_CS in der Oberfläche zum Orientierungskoeffizient T_ci im Hartmetall (T_cs/T_ci) bevorzugt 1 bis 5. Demgemäß ist es möglich, einen Zustand zu erzeugen, in dem WC auf einer Fläche mit hohem Wärmeleitvermögen auf der Oberfläche des Hartmetalls orientiert vorliegt und das Wärmeleitvermögen auf der Oberfläche des Hartmetalls erhöht ist, weshalb die an einer Schneidkante erzeugte Wärme wirkungsvoll freigesetzt wird und ein Temperaturanstieg der Schneidkante unterdrückt werden kann.
Das Innere des Hartmetalls bezeichnet eine Tiefenzone, die sich von der Oberfläche des Hartmetalls bis zu einer Tiefe von 300 µm oder mehr erstreckt.
[Gleichung 1] $T_{C} (001) = [I (001) / Io (001)] / [1 / n) \sum (I (hkl) / Io (hkl))]$
worin gilt:
I(hkl): Peakintensität der (hkl)-Reflexionsebene des Röntgenbeugungsmesspeak,
Io(hkl): Standard-Peakintensität von Röntgenbeugungsdaten in einem ASTM-Standard-Energiemuster, $\begin{array}{l} \sum I (hkl) = I (001) + I (100) + I (101) + I (110) + I (002) + I (111) \\ + I (200) + I (102), \end{array}$
n = 8 (Zahl der Reflexionsebenenpeaks zur Berechnung von Io(hkl) und I(hkl) und
I(001) ist das oben beschriebene I_WC.
In der vorliegenden Ausgestaltung beträgt der Sauerstoffgehalt im Hartmetall bevorzugt 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf die Masse des gesamten Hartmetalls, und auch die mittlere Partikelgröße der WC-Partikel als Hartphase beträgt bevorzugt 0,1 bis 1,0 +µm. Wegen des geringeren Sauerstoffgehalts des Hartmetalls lässt sich folglich ein Fortschreiten der Oxidation bei hoher Temperatur verhindern. Da auch die mittlere Partikelgröße der WC-Partikel der Hartphase im obigen Bereich liegt, weist das Hartmetall eine hohe Härte auf, und ein damit hergestelltes Schneidwerkzeug zeichnet sich durch eine herausragende maschinelle Bearbeitbarkeit aus.
Insbesondere wenn der Sauerstoffgehalt im Hartmetall 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf die Masse des gesamten Hartmetalls, beträgt, wird es möglich, das Fortschreiten der Oxidation an der Schneidkante des aus dem Hartmetall hergestellten Schneidwerkzeugs, welche bei hoher Temperatur beim Schneiden freigelegt wird, zu unterdrücken und die Schneidbearbeitung über einen langen Zeitraum stabil durchzuführen. Sogar wenn die Menge des Kobalt und/oder Nickel im Bereich von 5 bis 7 Masse-% liegt, können durch Anwendung des nachfolgend beschriebenen Verfahrens, in dem die Partikelgröße des WC-Rohpulvers und das Mahlverfahren verbessert werden, das Hartmetall bei niedriger Temperatur gesintert und auch der Sauerstoffgehalt im Hartmetall zu 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf das gesamte Hartmetall, kontrolliert werden.
Im Hinblick auf die Stabilität beim maschinellen Arbeitseinsatz und auf die Verschnittbeständigkeit beträgt die mittlere Partikelgröße der WC-Partikel, die die Hartphase aufbauen, 1 µm oder weniger, bevorzugt 0,4 bis 1,0 und besonders bevorzugt 0,6 bis 1,0 µm.
Auch ist es bevorzugt, zur Verbesserung der Abriebbeständigkeit, zur Verringerung des Schneidwiderstands sowie zur Verbesserung der Verschweiß- und Bruchbeständigkeit die arithmetische Durchschnittsrauigkeit (Ra) auf der Oberfläche des Hartmetalls zu 0,2 µm oder weniger zu steuern. Die Oberflächenrauigkeit der Oberfläche des Hartmetalls kann unter Bewegung des Hartmetalls (Schneidwerkzeugs), dessen Messoberfläche senkrecht zu einem Laser verläuft, mit einem Kontakttyp-Oberflächenrauigkeitsmessgerät oder einem Nicht-Kontakttyp-Lasermikroskop gemessen werden. Weist die Schneidkante selbst eine Wellenform auf, kann die Oberflächenrauigkeit nach Subtraktion dieser Wellenförmigkeit (gefilterte Welligkeitskurve, definiert in JIS B0610) und weiterer Linearannäherung berechnet werden.
Als Nächstes wird nun das Verfahren zur Herstellung des Hartmetalls gemäß der oben beschriebenen Ausgestaltung beschrieben. Zuerst werden z.B. zu 80 bis 95 Masse-% eines Wolframcarbid-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,01 bis 1,5 µm, 0 bis 10 Masse-% eines Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,3 bis 2,0 µm mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus einem Carbid (außer Wolframcarbid), Nitrid und einem Carbonitrid mindestens eines Metalls, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, 5 bis 10 Masse-% eines Co-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,2 bis 3 um und, nötigenfalls, ein metallisches Wolfram(W)-Pulver oder Kohlenstoffruß (C) gegeben. Zu diesen Pulvern wird ein Lösungsmittel gegeben, worauf das Ganze vermischt und gegebenenfalls ein organischer Binder zugegeben werden, um Körner zur Formung zu erhalten.
Die obigen Körner werden zu einem Grünpressling mit einer vorbestimmten Form mit bekannten Formungsverfahren, wie Pressen, Gießen, Extrudieren oder kaltes isostatisches Pressen, geformt, in einer auf ein Vakuum von 0,4 kPa oder weniger evakuierten Atmosphäre erhitzt und dann bei einer Temperatur von 1320 bis 1430°C 0,2 bis 2 h lang gesintert. In der vorliegenden Ausgestaltung wird die Atmosphäre beim Sintern in eine autogene Atmosphäre überführt, die nur gecracktes Gas enthält, das aus dem Sinterkörper selbst durch Evakuieren freigesetzt wird, bis die Temperatur die obige Sintertemperatur erreicht, und es werden die Evakuierung beendet, nachdem die Temperatur die Sintertemperatur erreicht hat, und der Sinterofen verschlossen, um so den folgenden Druckzustand zu ergeben. In der autogenen Atmosphäre wird ein Sensor angeordnet, und es wird ein Argongas so eingeleitet, dass der Druck im Sinterofen auf einen konstanten Druck von 0,1 bis 10 kPa eingestellt wird, oder es wird ein Teil des Gases im Ofen evakuiert, um den Druck im Sinterofen einzustellen. Nach Beendigung des Sinterns wird der Sinterpressling auf eine Temperatur von 1000°C oder darunter mit einer Kühlgeschwindigkeit von 50 bis 400°C/min abgekühlt, um ein Hartmetall der vorliegenden Ausgestaltung zu erhalten.
Durch Steuerung der obigen Herstellbedingungen können die Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht und der Wert I_Co/(I_WC + I_CO) im Röntgenbeugungsmuster im obigen vorbestimmten Bereich gesteuert werden. Ist die Heizatmosphäre beim Sintern z.B. eine inerte Gasatmosphäre, übersteigt die Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht 5 um. Ist die Sinteratmosphäre eine Vakuumatmosphäre, wird die Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht kleiner als 0,1 um. Ist die Sinteratmosphäre eine inerte Gasatmosphäre, wird die Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht tendenziell größer als 5 µm. Unter den obigen Herstellbedingungen kann, wenn die zugegebene Menge des Co- und/oder Ni-Pulvers im Bereich von 5,5 bis 8,5 Masse% gesteuert wird, das Orientierungskoeffizientverhältnis T_cs/T_ci im Bereich von 1 bis 5 gesteuert werden.
Auch können aggregierte Binderphase-Bereiche der ersten Ausgestaltung mit dem vorliegenden Verfahren gebildet werden.
Bei der Anwendung des folgenden Herstellungsverfahrens is es möglich, die Sintertemperatur des Hartmetalls abzusenken, sogar wenn die Menge von Kobalt und/oder Nickel 5 bis 7 Masse-% beträgt. Hierbei wächst ein Rohpulver wie ein Wolframcarbid-Pulver beim Sintern nicht, und somit kann die Partikelgröße der Hartphase zu 1 µm oder kleiner und der Sauerstoffgehalt im Hartmetall zu 0,045 Masse-% oder darunter gesteuert werden, bezogen auf das gesamte Hartmetall. Zur Steuerung des Sauerstoffgehalts im Hartmetall und der mittleren Partikelgröße der Wolframcarbid-Partikel wird ein grobes Pulver als Wolframcarbid-Rohpulver verwendet, die Partikelgröße des Mischpulvers bei der gewünschten Partikelgröße beim Mischen des Pulvers gesteuert und ferner ein Herstellverfahren zur Verbesserung der Sinterbarkeit des Wolframcarbid-Pulvers beim Sintern des Hartmetalls angewandt, wobei eine Oxidation der Oberfläche des im Grünpressling enthaltenen Wolframcarbid-Pulvers unterdrückt wird. Somit lässt sich der Sauerstoffgehalt im Hartmetall bei 0,45 Masse% oder darunter steuern. Demzufolge ist es leichter, das Hartmetall zu sintern, und das Auftreten von Defekten als Ursache eines Bruchs kann ohne Verursachung des Wachstums von Wolframcarbid-Partikeln unterdrückt werden.
Sogar wenn die Menge von Kobalt und/oder Nickel als Binderphase im Hartmetall nur 5 bis 7 Masse-% beträgt, kann das Sinterverfahren unter Normaldruck-Atmosphäre bei einer niedrigen Temperatur von 1430°C oder darunter durchgeführt werden, und das entstandene Hartmetall zeichnet sich bei der Härte, Festigkeit und Zähigkeit aus. Im Ergebnis ist es ermöglicht, ein Schneidwerkzeug aus dem Hartmetall zu erhalten, das eine hohe Zuverlässigkeit aufweist.
Ganz spezifisch wird ein Wolframcarbid-Pulver mit einer gesteuerten mittleren Partikelgröße von 5 bis 200 µm als Rohmaterial verwendet und in ein Lösungsmittel mit weniger Sauerstoffgehalt gegeben, worauf das Ganze vermischt und weiter gemahlen wird, um dadurch die mittlere Partikelgröße des Rohpulvers in der Aufschlämmung auf 1,0 µm oder weniger einzustellen. Beim Mahlen des Wolframcarbid-Pulvers wird eine nicht-oxidierte aktive Pulveroberfläche freigelegt. Bei der Bildung und Sinterung des Wolframcarbid-Pulvers ist es ermöglicht, bei niedriger Temperatur sogar im Fall eines geringeren Metallgehalts wegen der hohen Sinterbarkeit zwischen dem Partikeln zu verdichten, und es kann ein Hartmetall aus Feinpartikeln mit ausgezeichneter Sinterbarkeit ebenfalls erzeugt werden, sogar wenn die Menge des Co und/oder Ni 5 bis 7 Masse-% beträgt.
Bei Anwendung dieses Herstellverfahrens ist es, da die Menge an unvermeidbarem Sauerstoff im Grünpressling absinkt, ermöglicht, die Entwicklung von Kohlenmonoxid(CO)-Gas beim Sintern zu unterdrücken. Im Ergebnis, kann die Decarbonisierung des beim Sintern erzeugten Grünpresslings verringert werden. Daher wird es ermöglicht, den Kohlenstoffgehalt im Sinterkörper genau zu steuern, was von Wichtigkeit im Hartmetall ist. Im Ergebnis, können beim Sinterverfahren im Sinterkörper verursachte Brüche unterdrückt werden, und es wird auch erleichtert, den Kohlenstoffgehalt im Hartmetall zu steuern.
Es folgt eine detailliertere Beschreibung des Herstellverfahrens: Zu einem Mischung von 80 bis 95 und insbesondere 93 bis 95 Masse-% Wolframcarbid-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 5 bis 200 µm, 0 bis 10 und insbesondere 0,3 bis 2 Masse-% eines Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,3 bis 2,0 µm mindestens eines Carbids, Nitrids und/oder Carbonitrids (ausgenommen Wolframcarbid) mindestens eines Metalls der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, 5 bis 10 und insbesondere 5 bis 7 Masse-% eines Kobalt- und/oder Nickel-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,2 bis 3 µm und, nötigenfalls, einem metallisches Wolfram(W)-Pulver oder Kohlenstoffruß (C), wird Wasser mit einem Sauerstoffgehalt von 100 ppm oder weniger oder ein organisches Lösungsmittel mit einem Sauerstoffgehalt von 100 ppm oder weniger als Lösungsmittel gegeben, um eine Aufschlämmung zu erhalten, worauf diese dann nass gemahlen wird. Dabei wird die Aufschlämmung in einer Mahlvorrichtung mit starker Zerkleinerungskraft wie in einer Reib-, Strahl- oder Planetenmühle gemahlen, bis die mittlere Partikelgröße des gemahlenen Mischpulvers 1,0 µm oder weniger beträgt.
Dann wird die gemahlene Aufschlämmung in einen Sprühtrockner gegeben, um Körner zur Formung zu erhalten. Im Verfahren zum Mahlen des Mischpulvers und zur Herstellung von Körnern zur Formung ist es bevorzugt, den Eintrag von Sauerstoff in die Körner zur Formung in einer nicht-oxidativen Atmosphäre durch Einleiten von Inertgas so gut wie möglich zu verhindern.
Die Körnung zur Formung werden in einen Grünpressling mit einer vorbestimmten Form mit einem Formungsverfahren, wie einer Pressformung oder einem kalten isostatischen Pressen, geformt, in einer auf ein Vakuum von 0,4 kPa oder weniger evakuierten Atmosphäre erhitzt und dann in der obigen autogenen Atmosphäre bei einer Temperatur von 1320 bis 1430°C 0,2 bis 2 h lang gesintert. Nach Beendigung des Sinterverfahrens wird der Ofen abgekühlt. In der Kühlstufe kann der Sauerstoffgehalt im Hartmetall bei 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf das gesamte Hartmetall, durch Kühlen unter Einleiten eines Inertgases gesteuert werden.
Die sonstigen Bedingungen und Sachverhalte sind die gleichen wie die in der ersten Ausgestaltung beschriebenen, weshalb deren weitere Erläuterung hier nun weggelassen wird.
Dritte Ausgestaltung gemäß Anspruch 11
Das Hartmetall der dritten Ausgestaltung umfasst 5 bis 7 Masse-% Kobalt und/oder Nickel, 0 bis 10 Masse-% mindestens eines Carbids, Nitrids und/oder Carbonitrids mindestens eines Metalls der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems sowie Rest Wolframcarbid. Ähnlich den obigen Ausgestaltungen, ist eine Hartphase hauptsächlich aus Wolframcarbid-Partikeln zusammengesetzt und enthält optional β-Partikel aus dem Carbid, dem Nitrid und dem Carbonitrid, wobei jene durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden wird.
In der vorliegenden Ausgestaltung betragen die Menge der Binderphase 5 bis 7 Masse-%, die mittlere Partikelgröße der Hartphase 0,6 bis 1,0 µm, die Sättigungsmagnetisierung 9 bis 12 µTm³/kg, die Koerzitivkraft (Hc) 15 bis 25 kA/m und der Sauerstoffgehalt 0,045 Masse-% oder weniger. Demzufolge weist das entstandene Hartmetall eine hohe Härte und Zähigkeit auf. Bei Verwendung des Hartmetalls in einem Schneidwerkzeug zeichnet sich dieses bei der Abrieb- und Bruchbeständigkeit aus. Wegen der niedrigen Menge an Binderphase wird ein Werkstückmaterial aus einer hitzebeständigen Legierung, wie z.B. einer Titanlegierung, weniger wahrscheinlich verschweißt, und somit ist es möglich, den Verschnitt an der Schneidkante zu verhindern, welcher durch Verschweißung und die Oberflächenrauigkeit der bearbeiteten Oberfläche verursacht und erzeugt wird.
Beträgt andererseits die Menge der Binderphase weniger als 5 Masse-%, verschlechtert sich die Bruchbeständigkeit des Schneidwerkzeugs wegen ungenügender Zähigkeit des Hartmetalls. Da sich die Sinterbarkeit drastisch verschlechtert und ein spezielles Sinterverfahren zum Sintern der Presslinge benötigt wird, erhöhen sich die Kosten zu sehr. Übersteigt die Menge der Bindermasse 7 Masse-%, sinkt die Härte des Hartmetalls ab, und die Abriebbeständigkeit des Schneidwerkzeugs verschlechtert sich. Ist die Menge der Binderphase groß, verschweißt das Werkstückmaterial an der Schneidkante des Schneidwerkzeugs, weshalb das Problem auftritt, dass die bearbeitete Oberfläche durch das an der Schneidkante oder Flankenfläche verschweißte Werkstückmaterial aufgeraut und Verschnitt erzeugt werden, wenn das verschweißte Werkstückmaterial abgenommen wird.
Beträgt die mittlere Partikelgröße der Hartphase weniger als 0,6 um, steigt die Härte des Hartmetalls übermäßig an, und die Bruchbeständigkeit des Schneidwerkzeugs verschlechtert sich. Auch verschlechtert sich die Sinterbarkeit des Hartmetalls, und ein Sinterversagen wird wahrscheinlicher, was zu einem drastischen Absinken der Stärke und Härte führt. Beträgt die mittlere Partikelgröße der Hartphase mehr als 1,0 µm, ist eine ausreichende Härte des Hartmetalls nicht erhältlich, und die Abriebbeständigkeit des Schneidwerkzeugs verschlechtert sich. Die mittlere Partikelgröße der Hartphase liegt bevorzugt im Bereich von 0,75 bis 0,95 µm.
Beträgt die Sättigungsmagnetisierung weniger als 9 µTm³/kg, steigt die Härte wegen des niedrigen Kohlenstoffgehalts im Hartmetall übermäßig an, weshalb sich die Zähigkeit des Hartmetalls und die Bruchbeständigkeit des Schneidwerkzeugs verschlechtern. Übersteigt die Sättigungsmagnetisierung 12 µTm³/kg, sinkt die Härte des Hartmetalls wegen des überschüssigen Kohlenstoffgehalts im Hartmetall ab, weshalb eine genügend gute Abriebbeständigkeit des Schneidwerkzeugs nicht erhältlich ist und Beschädigungen wie ein abnormer Abrieb und Brüche an der Schneidkante wegen fortschreitenden Abrieb auftreten können. Die Sättigungsmagnetisierung liegt bevorzugt in einem Bereich von 9,5 bis 11 µTm³/kg.
Beträgt die Koerzitivkraft Hc des Hartmetalls weniger als 15 kA/m, steigt die Dicke (die so genannte mittlere freie Weglänge) der Binderphase, die den Raum zwischen Hartphasen im Hartmetall bindet, übermäßig an, und es verschlechtert sich die Abriebbeständigkeit wegen der abgesunkenen Härte des Hartmetalls und Verschweißung des Werkstückmaterials, weshalb Probleme wie Verschnitt an der Schneidkante wegen Verschweißung und Rauigkeit der bearbeiteten Oberfläche des Werkstückmaterials auftreten. Übersteigt die Koerzitivkraft 25 kA/m, sinkt die Dicke (die mittlere freie Weglänge) der Binderphase im Hartmetall übermäßig ab, und somit wird die Zähigkeit des Hartmetalls ungenügend, und die Bruchbeständigkeit verschlechtert sich, um zu Beschädigungen wie Verschnitt an der Schneidkante und zu plötzlichen Brüchen zu führen. Die Koerzitivkraft liegt bevorzugt im Bereich von 18 bis 22 kA/m.
Übersteigt der Sauerstoffgehalt im Hartmetall 0,045 Masse-%, bezogen auf die Menge des gesamten Hartmetalls, sinkt die Koerzitivkraft, die die Hartphase der Binderphase bindet, bei hoher Temperatur ab. Deshalb sinkt, wenn sich die Temperatur der Schneidkante beim Schneiden erhöht, die Stärke des Hartmetalls ab, weshalb Verschnitt und Brüche auftreten. Der Sauerstoffgehalt im Hartmetall beträgt bevorzugt 0,035 Masse% oder weniger.
Es ist besonders bevorzugt, dass Chrom in einem Mengenanteil von 2 bis 10 und bevorzugt von 3 bis 7 Masse-% als Carbid (Cr₃C₂), bezogen auf die Menge (Masse-%) der Binderphase im Hartmetall, enthalten ist. Demzufolge kann die Korrosionsbeständigkeit des Hartmetalls dadurch verbessert werden, dass verhindert ist, dass die Stärke der Binderphase absinkt, ohne eine Verschlechterung wie eine Oxidation oder Korrosion der Binderphase zu verursachen. Mit dem aus dem Hartmetall hergestellten Schneidwerkzeug lassen sich Verschlechterungen wie die Oxidation oder Korrosion der Werkzeugoberfläche unterdrücken und ein Stärkeabfall wegen dieser Verschlechterungen verhindern. Erhöht sich die Temperatur der Schneidkante beim Schneiden, bildet das Chrom, das in der Binderphase zur Bildung einer festen Lösung gelöst wurde, eine Oxidschicht, um eine fortschreitende Oxidation der Binderphase zu unterdrücken, und es lässt somit auch eine thermische Verschlechterung der Binderphase unterdrücken. Ferner ist die Oxidschicht chemisch stabil und reagiert daher nur kaum mit einem Werkstückmaterial, weshalb dieses weniger wahrscheinlich an der Schneidkante abgeschieden wird und sich eine ausgezeichnete maschinelle Bearbeitbarkeit beim Schneiden einer Ti-Legierung ergibt, die ansonsten wahrscheinlich verschweißt wird. Auch kann das Chrom die Partikelgröße der Hartphase in den Hartmetallen durch Unterdrückung des Kornwachstums der Hartphase beim Sintern des Hartmetalls steuern.
Zusätzlich zum Chrom können Vanadium (V) und Tantal (Ta) bevorzugt verwendet werden, um dadurch das Kornwachstum der Hartphase beim Sintern zu unterdrücken. Zumindest eine Teilmenge des Chrom, Vanadium und Tantal kann in der Binderphase zur Bildung einer festen Lösung gelöst werden, wobei der Rest als Carbid allein oder als Kompositcarbid mit 2 oder mehr Arten von ihnen in Kombination mit Wolfram (W) vorliegen kann.
Auf der Oberfläche des Hartmetalls der vorliegenden Erfindung kann eine harte Überzugsschicht aus einer der Verbindungen von einem oder mehr Elementen, ausgewählt aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, Aluminium (Al) und Silizium (Si) und aus einem oder mehr Elementen, ausgewählt aus Kohlenstoff, Stickstoff, Sauerstoff und Bor, hartem Kohlenstoff und aus kubischem Bornitrid, gebildet werden. Als Folge davon ist ein hohes Haftvermögen zwischen einem Hartmetallsubstrat und einer harten Überzugsschicht ohne Verschlechterung der Oberfläche des Hartmetallsubstrats bei der Überzugsbildung als Ergebnis des Einflusses von Sauerstoff erhältlich. Im Ergebnis lässt sich die Abriebbeständigkeit des Schneidwerkzeugs ohne eine Abschälung der harten Überzugsschicht und ohne Verschnitt noch weiter verbessern.
Beispiele des Materials zur Verwendung als harte Überzugsschicht schließen Titancarbid (TiC), Titannitrid (TiN) und Titancarbonitrid (TiCN), Titan-Aluminium-Kompositnitrid (TiAlN) und Aluminiumoxid (Al₂O₃) ein. Diese Materialien weisen sowohl hohe Härte als auch hohe Stärke auf und ergeben eine ausgezeichnete Abrieb- und Bruchbeständigkeit. Die harte Überzugsschicht mit einer Dicke von 0,1 bis 1,8 µm, die durch ein physikalisches Dampfabscheidungs(PVD)-Verfahren gebildet wird, ist bevorzugt, weil eine Abschälung der harten Überzugsschicht unter Beibehaltung der hohen Abriebbeständigkeit beim Schneiden einer hitzebeständigen Legierung, die eine hohe Stärke aufweist und wahrscheinlich verklebt wird, unterdrückt werden kann, und somit zeigt und ergibt sich ein ausgezeichnetes Werkzeug mit langer Lebensdauer zum Schneiden hitzebeständiger Legierungen.
Als Nächstes wird das Verfahren zur Herstellung des Hartmetalls gemäß der dritten Ausgestaltung nun beschrieben. Zuerst werden 83 bis 95 Masse-% Wolframcarbid- Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 5 bis 200 µm, 0 bis 10 Masse-% mindestens eines Carbids (außer Wolframcarbid), Nitrids und/oder eines Carbonitrids mindestens eines Metall der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems mit einer mittleren Partikelgröße von 0,3 bis 2,0 um, 5 bis 7 Masse-% metallisches Kobalt-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 0,2 bis 3 µm und, nötigenfalls, metallisches Wolfram-Pulver oder Kohlenstoffruß vermischt und Wasser oder ein Lösungsmittel und, nötigenfalls, ein organisches Lösungsmittel zugegeben, worauf das Ganze vermischt wird. Dann wird das Mischpulver durch Steuerung der Mahlzeit in bekannten Mahlvorrichtungen, wie einer Kugel- oder Schwingungsmühle, so gemahlen, dass der D50-Wert (die Partikelgröße der Microtrac-Analyse bei der Auftrittsrate von 50 %) der Durchschnittspartikel des gemahlenen Mischrohmaterials bei der Messung der Partikelgrößenverteilung mit dem Microtrac im Bereich von 0,4 bis 1,0 µm liegt.
Es werden nämlich viele frische Oberflächen von Wolframcarbid-Partikeln, auf denen Sauerstoff nicht adsorbiert ist, durch Feinmahlen eines groben Wolframcarbid-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 5 bis 200 µm freigelegt, um so die mittlere Partikelgröße anzupassen, die um 1/5 kleiner als die ursprüngliche mittlere Partikelgröße ist und 1,0 µm oder weniger beträgt. Deshalb sinken der Sauerstoffgehalt im Mischpulver und im Grünpressling sowie die Oberflächenenergie der jeweiligen Partikelmischpulver ab, und es wird somit erleichtert, den Pressling zu sintern. Da außerdem die Benetzung des Wolframcarbid-Pulvers mit Binderphase verbessert wird, ist die Sinterung bei niedriger Temperatur durchführbar, bei der dann Frakturen wie Poren- und Bruchbildung sogar bei einem nur niedrigen Gehalt der Binderphase nicht auftreten.
Das Mischpulver wird zu einem Grünpressling mit vorbestimmter Form mit bekannten Formungsverfahren, wie mit Pressen, Gießen, Extrudieren oder mit kaltem isostatischen Pressen, geformt und dann in einer autogenen Atmosphäre in der vorliegenden Erfindung gesintert.
Wie hierin verwendet, bedeutet die autogene Atmosphäre eine Atmosphäre, die nur gecracktes Gas enthält, das aus dem Sinterkörper selbst freigesetzt wird, wenn evakuiert wird, bis die Sintertemperatur die obige Sintertemperatur erreicht, und die Evakuierung beendet wird, nachdem die Temperatur die Sintertemperatur erreicht hat, worauf der Sinterofen verschlossen wird, um so den folgenden Druckzustand zu ergeben. In der autogenen Atmosphäre werden ein Sensor angeordnet und Argongas eingeleitet, um den Druck im Sinterofen konstant auf 0,1 bis 10 kPa einzustellen, oder es wird ein Teil des Gases im Ofen entlüftet, um den Druck im Sinterofen einzustellen.
Nach Beendigung der Sinterung wird der gesinterte Pressling auf eine Temperatur von 1000°C oder darunter mit einer Kühlgeschwindigkeit von 50 bis 400°C/min abgekühlt, um ein Hartmetall der vorliegenden Ausgestaltung zu erhalten.
Auch können die aggregierten Binderphase-Bereiche der ersten Ausgestaltung mit diesem Verfahren gebildet werden.
Der Kantenbereich, der als Schneidkante des entstandenen Hartmetalls dient, kann auch in der Form einer scharfen Kante ohne maschinelle Bearbeitung angewandt werden. Gegebenenfalls kann die Oberfläche der Schneidkante einer Polierbehandlung wie einer Bürst- oder Sandstrahlbehandlung unterzogen werden.
Danach wird der Hartüberzug des oben beschriebenen Typs gebildet. Die harte Überzugsschicht kann mit bekannten Überziehverfahren, wie einem chemischen Dampfabscheidungsverfahren (mit thermischer CVD, Plasma-CVD, organischer CVD, katalytischer CVD usw.) oder mit einem physikalischen Dampfabscheidungsverfahren (Ionenplattierung, Aufstäubung usw.), gebildet werden. Es ist besonders bevorzugt, den Überzug mit einem physikalischen Dampfabscheidungsverfahren wie einem Lichtbogen-Ionenplattier- oder einem Aufstäubungsverfahren zu bilden, weil sich dann der entstandene Überzug bei der Abriebbeständigkeit und dem Gleitvermögen auszeichnet, wodurch sich eine ausgezeichnete maschinelle Bearbeitbarkeit gegen das Schneiden einer hitzebeständigen Legierung wie eines nur hart zu schneidenden Materials ergibt.
Die sonstigen Bedingungen und Sachverhalte sind die gleichen wie die in den ersten und zweiten Ausgestaltungen beschriebenen, und deshalb wird deren weitere Erläuterung und Beschreibung hier weggelassen.
<Schneidwerkzeug>
Das Schneidwerkzeug der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben. Die Hartmetalle der oben beschriebenen jeweiligen Ausgestaltungen weisen hohe Härte, hohe Stärke und ausgezeichnete Verformungsbeständigkeit sowie auch eine hohe Zuverlässigkeit der mechanischen Eigenschaften auf und können daher auf Matrizen, abriebbeständige Elemente und Hochtemperatur-Strukturmaterialien angewandt werden, wobei sie besonders bevorzugt als Schneidwerkzeug eingesetzt werden, das eine Schneidkante, die entlang einem Grat gebildet ist, wo sich dessen Flanken- und Spanfläche treffen, aus dem Hartmetall jeder Ausgestaltung umfasst, wobei die entlang dem Grat, wo sich dessen Flanken- und Spanfläche treffen, gebildete Schneidkante durch Pressen der Schneidkante gegen ein Werkstückmaterial eingesetzt wird. In spezifischer Weise werden bei Verwendung der Hartmetalle der ersten bis dritten Ausgestaltungen als Schneidwerkzeug Probleme wie eine Schleierbildung auf der bearbeiteten Oberfläche des zu bearbeitenden Werkstückmaterials beseitigt, und es wird eine glatte und glänzende endgefertigte Oberfläche gebildet, da die Temperatur der Schneidkante des Schneidwerkzeugs während der maschinellen Bearbeitung nicht übermäßig hoch ansteigt.
Besteht die Schneidkante aus dem Hartmetall 1 der ersten Ausgestaltung, zeichnet sich das daraus hergestellte Schneidwerkzeug bei der Abrieb- und Verschweißbeständigkeit aus. Insbesondere bei Verwendung dieses Schneidwerkzeugs zum Schneiden von Edelstahl oder einer Ti-Legierung, bei denen es wahrscheinlich ist, dass Verschweißungen auftreten, übt das Werkzeug einen höheren Effekt auf den Verschweißwiderstand aus und zeigt und ergibt eine ausgezeichnete Lebensdauer für das Werkzeug. Auch bei Anwendung des mit einer harten Überzugsschicht überzogenen Schneidwerkzeugs zum Schneiden von Edelstahl kann eine Abschälung des Hartüberzugs auftreten, weil der Schneidwiderstand hoch ist und die Temperatur der Schneidkante tendenziell ansteigt. Da allerdings der Hartüberzug der ersten Ausgestaltung über eine hohe Haftkraft verfügt, ergibt sich eine ausgezeichnete maschinelle Bearbeitbarkeit sogar im Fall der harten Überzugsschicht.
Ist die Schneidkante aus dem Hartmetall der zweiten Ausgestaltung zusammengesetzt, ist es möglich, einen fortschreitenden Abrieb sowie Verschnitt zu unterdrücken und die Lebensdauer des Werkzeugs sogar unter üblichen Schneidbedingungen zu verlängern, unter denen eine spezielle Ausrüstung zum Aufsprühen eines Kühlmittels unter hohem Druck zur maschinellen Bearbeitung sogar einer hitzebeständigen Legierung, wie einer Ti-Legierung, nicht angewandt wird.
Besteht die Schneidkante aus dem Hartmetall der dritten Ausgestaltung, sind wegen der hohen Abriebbeständigkeit ohne Absinken der Stärke und auch wegen der ausgezeichneten Verschweißbeständigkeit aufgrund des niedrigen Binderphasengehalts sogar mit einem Schneidwerkzeug aus einem Hartmetall ohne harte Überzugsschicht ganz ausgezeichnete Leistungsdaten zum Schneiden einer Ti-Legierung erzielbar, die ansonsten wahrscheinlich verschweißt wird, beim Wärmeleitvermögen unterlegen und wegen der hohen Stärke bei hoher Temperatur nur schwer zu schneiden ist. Auch bei Bildung einer harten Überzugsschicht sind, da dann die Abriebbeständigkeit und Stärke verbessert sind, ganz ausgezeichnete Leistungsdaten zum Schneiden einer hitzebeständigen Legierung erzielbar, die eine höhere Stärke aufweist. Spezifisch zeigt und ergibt das entstandene Schneidwerkzeug eine ausgezeichnete Abriebbeständigkeit und eine längere Lebensdauer für das Schneidwerkzeug.
Sogar bei Verwendung der Hartmetalle der jeweiligen Ausgestaltungen für andere Anwendungen als für Schneidwerkzeuge wird eine ausgezeichnete mechanische Zuverlässigkeit bewerkstelligt.
Die vorliegende Erfindung wird nun im Detail mit Beispielen beschrieben.
[Beispiel I]
<Herstellung von Hartmetall>

Ein Wolframcarbid(WC)-Pulver, ein metallisches Kobalt(Co)-Pulver, ein Vanadiumcarbid(VC)-Pulver und ein Chromcarbid(Cr₃C₂)-Pulver wurden in den in Tabelle 1 angegebenen Mengenverhältnissen zugegeben, gemahlen und in einer Schwingungsmühle 18 h lang vermischt, und nach Trocknung wurde das Mischpulver zu einer Wendeschneidplatte eines Fingerfräsers (Schneidwerkzeug) pressgeformt. Der entstandene Grünpressling wurde von einer Temperatur von mindestens 500°C unterhalb der Sintertemperatur mit einer Erhitzungsgeschwindigkeit von 10°C/min erhitzt und dann unter den in Tabelle 1 angegebenen Sinterbedingungen gesintert, um Hartmetalle (Proben Nrn. 1-1 bis 1-14 in Tabelle 1) zu erhalten. Die Kühlgeschwindigkeit in Tabelle 1 zeigt die Kühlgeschwindigkeit, bis die Hartmetalle auf 800°C oder darunter nach dem Sintern abgekühlt sind. Auch bedeutet „Ar“ in der Tabelle 1 Argongas, während „N₂“ Stickstoffgas bedeutet. [Tabelle 1]

Probe Nr.	Zusammensetzung (Masse-%)				Sinterbedingungen
Probe Nr.	Wolf ramc arbi d	VC	Cr₃C₂	Co	Gas-Typen	Gasdruck (MPa)	Sintertemp. (°C)	Kühlgeschwindigkeit (°C/min)
I-1	91,3	0,2	0,5	8	Ar	0, 08	1350	55
I-2	83,0	0,3	1,7	15	Ar	0,05	1375	58
I-3	93 , 8	0,1	0,1	6	Ar	0, 06	1375	59
I-4	87,8	0,4	0,8	11	Ar	0,15	1400	56
I-5	89,2	0,2	0,6	10	Ar	0,10	1400	55
I-6	87,3	0,2	0,5	12	Ar	0,50	1425	58
I-7	91,2	0,1	0,7	8	Ar	0,01	1425	62
I-8	87,8	0,2	3,0	9	Ar	0,30	1450	60
*I-9	85,4	5,0	0,6	9	Ar	0,70	1350	55
*I-10	88,9	0,1	1,0	10	-		1375	57
*I-11	88,3	0,5	1,2	10	Ar	0,20	1400	50
*I-12	84,9	0,8	1,3	13	Ar	0,60	1300	68
*I-13	91,0	1,0	1,0	7	N2	0,80	1325	57
*I-14	90,6	0,7	0,7	8	Ar	0,60	1600	58

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb des Umfangs der Erfindung.

Bezüglich jeder beliebigen Oberfläche der entstandenen Hartmetalle, wurde das in 2 gezeigte Sekundärelektronenbild (200-fache Vergrößerung) mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommen. Bezüglich der beliebigen Zone von 6 mm x 5 mm, wurden die Fläche und der Durchschnittdurchmesser der aggregierten Binderphase-Bereiche gemessen und dann das vorliegende Verhältnis (der Flächenanteil der aggregierten Binderphase-Bereiche in der Sichtzone, wo die aggregierten Binderphase-Bereiche gemessen wurden) ermittelt. Die gemessene Anzahl der aggregierten Binderphase-Bereiche betrug 10 oder mehr, und der Durchschnittswert wurde berechnet. Die mittlere Partikelgröße der Wolframcarbid-Partikel wurde mit einer LUZEX-Bildanalysenmethode berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
Bezüglich der beliebigen Oberfläche des entstandenen Hartmetalls wurde der metallische Co-Gehalt auf der beliebigen Oberfläche mit einer Energieverteilungs-Röntgen-Mikroanalysengerät-(Energy Dispersive System: EDS)-Analyse gemessen. Auch diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
Ferner wurden ein Hartmetall in der Form einer Wendeschneidplatte auf einem Fingerfräser montiert, und ein Schneid-Bewertungstest unter den folgenden Bedingungen unter Verwendung einer Drehspitze durchgeführt und dann die maschinelle Bearbeitbarkeit bewertet. Auch diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
<Schneidbedingungen>
(Abriebbeständigkeitsbewertungstest (Bearbeitung mit Ansatzdrehen (shoulder machining)))
Werkstückmaterial: Edelstahl (SUS) 304
Schneidgeschwindigkeit: V = 150 (m/min)
Zuführgeschwindigkeit: 0,12 m/min
Eintrag: d (Schlitztiefe) = 3 mm, w (Schlitzbreite) = 10 mm
Weiteres: Trocken-Schneiden
Bewertungsmethode: Die Abriebbreite einer Schnittkante wurde für den Fall des 20-minütigen Schneidens gemessen.
{Bruchbeständigkeitsbewertungstest (Bearbeitung mit Ansatzdrehen)
Werkstückmaterial: SUS304
Schneidgeschwindigkeit: V = 150 (m/min)
Zuführgeschwindigkeit: 0,1 m/min
Eintrag: d (Schlitztiefe) = 4 mm, w (Schlitzbreite) = 5 mm Weiteres: Trocken-Schneiden

Bewertungsmethode: Die Schneidzeit jeder Probe, nach deren Ablauf es unmöglich wird, das Werkstückmaterial wegen des Auftretens von Brüchen der Schneidkante zu schneiden, wurde gemessen. [Tabelle 2]

Probe Nr.	mittlere Parti-kelgröße von Wolframcarbid (um)	Aggregierte Binderphase-Bereiche				Maschinelle Bearbeitung
Probe Nr.	mittlere Parti-kelgröße von Wolframcarbid (um)	vorliegendes Verhältnis (Flächen-%)	mittlere Partikelgröße (µm)	aggregierter Anteil/ Normalanteil¹⁾	Gesamtgehalt der Binderphase auf der Oberfläche (Masse%)	Abriebbreite (mm)	Schneidzeit (min)
I-1	1,0	70	210	7,0	70	0,20	15
1-2	0,8	65	180	3,8	62	0,18	17
I-3	0,9	52	160	6,5	57	0,11	13
I-4	0,6	49	120	3,8	41	0, 12	22
I-5	1,0	53	100	4,4,	30	0,08	25
1-6	0,9	56	140	4,0	23	0,09	20
I-7	0,7	19	80	1,9	19	0,05	15
I-8	0,8	15	70	1,4	15	0,08	10
*I-9	1,0	-	-	-	99	0,42	2
*I-10	0,9	-	-	-	5	0,40	3
*I-11	0,7	-	-	-	2	0,37	2
*I-12	0,9	-	-	-	83	0,32	1
*I-13	0,8	-	-	-	90	0,35	4
*I-14	1,0	-	-	-	1	0,44	3

Die mit „*“ markierten Proben liegen außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung.

1) Aggregierter Anteil/Normalanteil: Gesamtgehalt der Binderphase (Co + Ni) im aggregierten Anteil/Gesamtgehalt der Binderphase (Co + Ni) im Normalanteil auf der Oberfläche des Hartmetalls

Wie aus den Ergebnissen der Tabellen 1 und 2 ersichtlich, betrug in allen Proben Nrn. 1-9 bis 1-14 der Flächenanteil der aggregierten Binderphase-Bereiche auf der Oberfläche des Hartmetalls weniger als 10 %, und das Werkstückmaterial wurde auf der Schneidkante verschweißt, wobei auch die Schneidzeit im Bruchbeständigkeitsbewertungstest kurz und die Abriebbreite im Abriebbeständigkeitsbewertungstest groß waren.
Dagegen sind in den Proben Nrn. 1-1 bis 1-8, in denen die Vermischung, der Mahlvorgang und die Sinterbedingungen des rohen Mischpulvers im jeweiligen vorbestimmten Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung gesteuert sind und der Flächenanteil des Insel-förmigen Anteils in den aggregierten Binderphase-Bereichen 10 bis 70 % beträgt, die Wärmefreisetzeigenschaften verbessert, und somit erhöht sich die Temperatur der Schneidkante weniger wahrscheinlich, und die Verschweißbeständigkeit ist ausgezeichnet. Auch beträgt der Gesamtgehalt der Binderphase 15 bis 70 Masse-%, bezogen auf die Gesamtoberfläche, auf der Oberfläche des Hartmetallsubstrats, und die Proben zeigten und ergaben eine ausgezeichnete Bruch- und Abriebbeständigkeit, wobei z.B. die Schneidzeit 5 min oder mehr und die Abriebbreite 0,20 mm oder mehr im Schneidtest betrugen.
[Beispiel II]

Die Oberfläche der Hartmetalle aus Beispiel I wurde gewaschen und dann mit dem Hartüberzug in einer Dicke, jeweils angegeben in Tabelle 3, mit einem Ionenplattier-Verfahren überzogen (Proben Nrn. II-1 bis 11-14 in Tabelle 3). [Tabelle 3]

Probe Nr.	Hartmetallprobe Nr.	Hartüberzug		maschinelle Bearbeitung
Probe Nr.	Hartmetallprobe Nr.	Material-Typen	Dicke (µm)	Abriebbreite (mm)	Schneidzeit (min)
II-1	I-1	TiAlN+TiN	0,7	0,08	12
II-2	I-2	TiAlN	0,3	0,12	18
II-3	I-3	TiCN	0,5	0,15	17
II-4	I-4	TiN	0,6	0,11	25
II-5	I-5	TiAlN	0,9	0,07	27
II-6	I-6	TiAlN+TiN	0,4	0,10	22
II-7	I-7	TiCN	0,8	0,09	20
II-8	I-8	TiN	0,2	0,10	15
*II-9	I-9	TiAlN	0,5	0,40	2
*II-10	I-10	TiCN	0,7	0,38	3
*II-11	I-11	TiN	1,2	0,35	1
*II-12	I-12	TiAlN	0,1	0,39	4
*II-13	I-13	TiAlN+TiN	3	0,36	2
*II-14	I-14	TiCN	1,4	0,37	1

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

Ferner wurden ein Hartmetall in der Form einer Wendeschneidplatte auf einem Fingerfräser montiert und der Schneidbewertungstest unter den folgenden Bedingungen unter Verwendung einer Drehspitze durchgeführt und dann die maschinelle Bearbeitung bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
<Schneidbedingungen>
(Abriebbeständigkeitsbewertungstest (Bearbeitung mit Ansatzdrehen))
Werkstückmaterial: SUS304
Schneidgeschwindigkeit: V = 200 (m/min)
Einführgeschwindigkeit: 0,12 m/min)
Eintrag: d (Schlitztiefe) = 3 mm, w (Schlitzbreite) = 10 mm Weiteres: Trocken-Schneiden
Bewertungsmethode: Die Abriebbreite einer Schneidkante wurde im Fall des 20-minütigen Schneidens gemessen.
{Bruchbeständigkeitsbewertungstest (Bearbeitung mit Ansatzdrehen))
Werkstückmaterial (SUS304
Schneidgeschwindigkeit: V = 200 (m/min)
Zuführgeschwindigkeit: 0,1 m/min
Eintrag: d (Schlitztiefe) = 4 mm, w (Schlitzbreite) = 5 mm Weiteres: Trocken-Schneiden
Bewertungsmethode: Die Schneidzeit jeder Probe, nach welcher es unmöglich geworden ist, das Werkstückmaterial wegen des Auftretens von Brüchen auf der Schneidkante zu schneiden, wurde gemessen.
Wie aus den Ergebnissen der Tabelle 3 ersichtlich, betrug in allen Proben Nrn. II-9 bis 11-14 der Flächenanteil der aggregierten Binderphase-Bereiche auf der Oberfläche des Hartmetalls weniger als 10 %, wobei der Hartüberzug abgeschält wurde und auch die Schneidzeit im Bruchbeständigkeitsbewertungstest kurz und die Abriebbreite im Abriebbeständigkeitsbewertungstest groß waren.
Dagegen beträgt in den Proben Nrn. II-1 bis II-8, in denen die Vermischung, der Mahlvorgang und die Sinterbedingungen für das Rohmischpulver im jeweils vorbestimmten Bereich gemäß der vorliegenden Erfindung gesteuert sind, der Flächenanteil der aggregierten Binderphase-Bereiche 10 bis 70 %, wobei die Haftstärke des Haftüberzugs hoch und auch die Wärmefreisetzeigenschaften verbessert sind, weshalb die Temperatur der Schneidkante weniger wahrscheinlich ansteigt und die Verschweißbeständigkeit ausgezeichnet ist. Auch zeigten und ergaben die Proben eine ausgezeichnete Bruch- und Abriebbeständigkeit bei z.B. einer Schneidzeit von 12 min oder mehr und einer Abriebbreite von 0,15 mm oder mehr beim Schneidtest.
[Beispiel III]
<Herstellung von Hartmetall>

Ein Wolframcarbid-Pulver, ein Kobalt-Pulver sowie die weiteren Carbid-Pulver mit der jeweiligen in Tabelle 4 angegebenen mittleren Partikelgröße wurden im in Tabelle 4 angegebenen Mengenanteil vermischt und das Ganze in von Sauerstoff befreites Wasser mit einem Sauerstoffgehalt von 10 ppm zur Bildung einer Aufschlämmung gegeben, worauf diese dann in einer Reibmühle gemahlen und vermischt wurde, bis die mittlere Partikelgröße den dafür in Tabelle 4 angegebenen Wert erreichte. Diesbezüglich wurde die mittlere Partikelgröße mit einem Laser-Beugungsstreuverfahren (Microtrac) gemessen, wobei der Wert bei der Häufigkeit von 50 % Partikelgrößenverteilung (der D50-Wert) als die Partikelgröße des Mischpulvers herangezogen wurde. [Tabelle 4]

Probe Nr.	Zusammensetzung der Rohmaterialien							D50-Wert nach Vermischung der Pulver (µm) ¹⁾
	Wolframcarbid		Co		Weitere Additive
	Mittlere Partikelgröße (µm)	Menge	Mittlere Partikelgröße (µm)	Masse%	Typen	mittlere Partikelgröße (µm)	Masse-%
III-1	0,6	Rest-	1	5	Cr₃C₂	1,5	1	0,52
		menge			VC	1,0	0,5
III-2	0,8	Rest-	1	6	Cr₃C₂	1,5	0,5	0,76
		menge			VC	1,0	0,1
III-3	0,9	Rest-	1	7	TiC	1,2	0,2	0,81
		menge			VC	2,0	0,1
III-4		Rest-			TiC	1,2	2,5
	0,7	menge	1	8	Cr₃C₂	1,5	1,5	0,56
					ZrC	1,5	1,0
III-5	1,1	Rest-	1	10	Cr₃C₂	1,5	1	0,82
		menge			VC	1,0	0,5
*III-6	0,6	Rest-	1	5	Cr₃C₂	1,5	1	0,47
		menge			VC	1,0	0,5
*III-7	0,8	Rest-	1	6	TiC	1,2	0,6	0,74
		menge			VC	0,7	1
*III-8		Rest-			TiC	1,2	2,0
	0,9	menge	1	7	NbC	2,0	5,5	0,53
					ZrC	1,5	1,5
*III-9	1,0	Rest-	1	12	Cr₃C₂	1,5	1	0,79
		menge			VC	0,7	0, 5
*III-10	10	Rest-	1	12	Cr₃C₂	1,5	1	1,5
		menge			VC	0,7	0,5
III-11	5	Rest-	1	5	Cr₃C₂	1,5	1	0,56
		menge			VC	1,0	0, 5
III-12	10	Rest-	1	6	Cr₃C₂	1,5	0,5	0,78
		menge			VC	1,0	1,0
III-13	100	Rest-	1	7	TiC	1,2	0,2	0,84
		menge			VC	2,0	0,1
III-14		Rest-			TiC	1,2	2,5
	20	menge	1	8	Cr₃C₂	1,5	1,5	0,74
					ZrC	1,5	1,0
III-15	10	Rest-	1	10	Cr₃C₂	1,5	1	0,58
		menge			VC	1,0	0,5
III-16	10	Rest-	1	8	Cr₃C₂	1,5	1	0,58
		menge			Ni	1,0	2

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

1) Partikelgrößenverteilung des Mischpulvers nach der Mischstufe, D50-Wert (um) der Microtrac-Analyse

Zu der Aufschlämmung wurden 1,6 Masse-% Paraffinwachs als organischer Binder gegeben, worauf das Ganze vermischt und dann in einer Stickstoffgas-Atmosphäre durch Sprühtrocknung zum Erhalt von Körnern getrocknet wurde. Mit den Körnern wurden eine Anzahl von Grünpresslingen mit der Form eines Schneidwerkzeugs und diejenigen mit der Form eines Teststücks für einen Quer-Test wurden durch Matrizen-Pressformung hergestellt. Dann wurde jeder Grünpressling mit einer Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit von 6°C/min in der in Tabelle 5 angegebenen Heizatmosphäre erhitzt, unter der in Tabelle 5 angegebenen Temperatur und Atmosphäre gesintert, auf 1000°C oder darunter bei der in Tabelle 5 angegebenen Temperaturerniedrigungsgeschwindigkeit in einer Stickstoffgas-Atmosphäre und dann auf Raumtemperatur abgekühlt, um Hartmetalle herzustellen (Proben Nrn. III-1 bis III-16 in Tabellen 4 und 5). [Tabelle 5]

Probe Nr.	Sinterbedingungen
Probe Nr.	Heizatmosphäre	Sinteratmosphäre	Temperatur (°C)	Zeit (h)	Kühlgeschwindigkeit (°C/min)
III-1	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1380	2	80
	(<0,4 kPa)	(1 kPa)
III-2	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1400	2	200
	(<0,4 kPa)	(50 kPa)
III-3	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1415	1,5	50
	(<0,4 kPa)	(5 kPa)
III-4	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1410	1	150
	(<0,4 kPa)	(10 kPa)
III-5	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1380	2	250
	(<0,4 kPa)	(10 kPa)
*III-6	Vakuum	Vakuum	1430	2	100
	(<0,4 kPa)	(<0,4 Pa)
*III-7	N₂-Gasfluss	Autogene Atmosphäre	1415	1	40
	(1 kPa)	(1,5 kPa)
*III-8	Vakuum	N₂-Gasfluss	1410	1	150
	(<0,4 kPa)	(0,8 kPa)
*III-9	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1350	1,5	100
	(<0,4 kPa)	(2 kPa)
*III-10	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1350	1,5	100
	(<0,4 kPa)	(2 kPa)
III-11	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1380	2	80
	(<0,4 kPa)	(1 kPa)
III-12	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1400	2	200
	(<0,4 kPa)	(50 kPa)
III-13	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1415	1,5	50
	(<0,4 kPa)	(5 kPa)
III-14	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1410	1	150
	(<0,4 kPa)	(10 kPa)
III-15	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1320	1	200
	(<0,4 kPa)	(10 kPa)
III-16	Vakuum	Autogene Atmosphäre	1320	1	200
	(<0,4 kPa)	(10 kPa)

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

Auf der Oberfläche des entstandenen Hartmetalls wurde eine Röntgenbeugung durchgeführt, und jede Beugungspeakintensität im Röntgenbeugungsmuster wurde bestimmt, worauf das obige Peakintensitätsverhältnis [I_Co/(I_WC + I_Co)] berechnet wurde. Mit Röntgenfotoelektronenspektroskopie (X-ray photoelectron spectroscopy = XPS) wurden die Co-Konzentrationsverteilung in Richtung der Tiefe in einer Zone in Nachbarschaft zur Querschnittsoberfläche des Hartmetalls, sowie die Dicke der Zone, worin die Co-Konzentration im Vergleich mit dem Inneren des Hartmetalls höher war, als Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht gemessen. Die Proben, in denen die mit Binderphase angereicherte Schicht vorliegt, wurden bezüglich der An- oder Abwesenheit von aggregierten Binderphase-Bereichen sowie der Eigenschaften in gleicher Weise wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabellen 6 und 7 angegeben.
Ferner wurde die maschinelle Bearbeitbarkeit unter den folgenden Bedingungen bewertet:
<Schneidbedingungen>
Werkstückmaterial: Ti₆Al₄V-Legierung
Schneidgeschwindigkeit: 100 m/min
Zuführgeschwindigkeit: 0,5 mm/rev
Schneidtiefe: 2 mm
Weiteres: Nass-Schneiden
Bewertungsmethode: Die Bewertung wurde an der Stufe beendet, als die bearbeitete Oberflächenrauigkeit (Maximalhöhe: Rz) 0,8 µm überschritt oder Verschnitt und Brüche auftraten, und die Anzahl der Werkstückmaterialien, die nicht geschnitten werden konnten, wurde verglichen. Die Schneidwerkzeugsproben (jeweils 10 Proben) wurden bewertet, und der Durchschnittswert berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 angegeben.
<Quer-Testbedingungen>

Teststückgröße: 8 mm x 4 mm x 24 mm
Schräge: 0,2 mm x 45°
Testmethode: 3-Punkt-Biegen (Abstand zwischen den Stützpunkten: 20 ± 0,5)
Testlast: Eine Last von 800 N oder weniger wurde angewandt und die Last bei Bruch wurde als Maximallast herangezogen. Mit dem gleichen Verfahren erzeugte Schneidwerkzeugproben (jeweils 10 Proben) wurden bewertet und der Durchschnittswert berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 angegeben. [Tabelle 6]

Probe Nr.	Dicke der Mit Binderphase angereicherten Schicht (µm)	I_Co/(I_WC+I_Co)	T_CS/_ci	Sauerstoffgehalt (Masse-%)	mittlere Partikelgröße der WC-Partikel (µm)
III-1	0,5	0,03	1,56	0,043	0,61
III-2	1,1	0,05	1,64	0,045	0,95
III-3	1,4	0,11	1,89	0,051	0,97
III-4	2,4	0,25	2,54	0,045	0, 65q
III-5	4,8	0,32	5,42	0,064	0,74
*III-6	0	0,01	1,74	0,074	0,57
*III-7	5,2	0,35	5,13	0,068	0,84
*III-8	60	0,76	4,86	0,071	1,24
*III-9	80	1,54	8,45	0,073	0,96
*III-10	85	0,61	5,93	0,050	0,84
III-11	0,7	0,05	1,49	0,028	0,62
III-12	1,2	0,09	1,73	0,032	0,83
III-13	1,6	0,17	1,91	0,039	0,89
III-14	2,1	0,2	2,24	0,051	0,87
III-15	4,5	0,45	5,38	0,032	0,60
III-16	3,8	0,42	5,13	0,05	0,57

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung. [Tabelle 7]

Probe Nr.	Aggregierte Binderphase-Bereiche			Anzahl der Werkstückmaterialien	Biegestärke (MPa)
Probe Nr.	Vorliegendes Verhältnis (Flächen-%)	Mittlere Partikelgröße (µm)	Aggregierter Anteil/Normalanteil ¹⁾	Anzahl der Werkstückmaterialien	Biegestärke (MPa)
III-1	35	120	5,0	59	2100
III-2	40	140	4,4	64	2380
III-3	40	140	5,0	67	2500
III-4	53	150	5,3	75	3000
III-5	58	130	4,5	69	3400
*III-6	-	-	-	9	1790
*III-7	6	80	0,7	29	1930
*III-8	7	100	0,8	21	2010
*III-9	90	460	6,4	18	2500
*III-10	85	290	6,1	34	2500
III-11	70	160	8, 8	83	2350
III-12	80	200	10,0	98	2500
III-13	80	200	10,0	93	2600
III-14	70	170	7,8	88	3300
III-15	65	150	5,4	71	3700
III-16	50	140	5,0	63	3300

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

1) Aggregierter Anteil/Normalanteil:
- Gesamtgehalt der Binderphase (Co + Ni) im aggregierten Anteil/Gesamtgehalt der Binderphase (Co + Ni) in Normalanteil auf der Oberfläche des Hartmetalls

Wie aus den in Tabellen 4 bis 7 angegebenen Ergebnissen ersichtlich, wurde in der Probe Nr. III-6, worin das Hartmetall in einer Vakuum-Atmosphäre gesintert worden war, keine mit Binderphase angereicherte Schicht gebildet, wogegen in der Probe Nr. III-7, worin ein Stickstoff(N₂)-Gas durchgeleitet worden war und die Kühlgeschwindigkeit nach dem Sintern weniger als 50°C/min betrug, sowie in der Probe Nr. III-8, worin Stickstoff(N₂)-Gas beim Sintern durchgeleitet worden war, eine mit Binderphase angereicherte Schicht mit einer Dicke von mehr als 5 µm gebildet wurde. Auch in den Proben Nr. III-9 und Nr. 111-10, worin der Co-Gehalt 10 Masse-% übersteigt, überstieg I_Co/(I_WC + I_Co) den Wert 0,5. Diese Proben (Nrn. III-6 bis 111-10) ergaben eine kleinere Anzahl von Werkstückmaterialien und eine kürzere Lebensdauer der Werkzeuge im Vergleich mit den Proben Nrn. III-1 bis III-5 und III-11 bis 111-16. Auch sinkt die Biegestärke tendenziell ab.
Dagegen zeigten alle Proben Nr. III-1 bis III-5 und III-11 bis 111-16, in denen der Co-Gehalt 5 bis 10 Masse-% und die Dicke der mit Binderphase angereicherten Schicht 0,1 bis 5 µm betrugen und 0,02 ≤ I_Co/(I_WC + I_Co) ≤ 0,5 gemäß der vorliegenden Erfindung eingehalten war, eine lange Werkzeuglebensdauer. Insbesondere war in den Proben
Nrn. III-11 bis III-13 und 111-15, in denen in Wolframcarbid-Rohpulver mit einer mittleren Partikelgröße von 5 bis 100 µm verwendet und die Partikelgröße des Pulvers beim Vermischen des Pulvers angepasst worden waren, wodurch der Sauerstoffgehalt im Hartmetall 0,045 Masse-% oder weniger betrug, die Biegefestigkeit ausgezeichnet, und auch die Anzahl der Werkstückmaterialien erhöhte sich im Vergleich mit der gleichen Zusammensetzung der Proben Nrn. III-1 bis III-3 und III-5. Insbesondere wurde in den Proben Nrn. III-11 bis III-13 belegt, dass es, unabhängig von einem so niedrigen Co-Gehalt wie von 5 bis 7 Masse-%, möglich ist, das Sinterverfahren bei einer so niedrigen Temperatur wie von 1380 bis 1415°C durchzuführen, wobei sich eine ausgezeichnete Biegestärke und maschinelle Bearbeitbarkeit ohne Verursachung eines Wachstums von Wolframcarbid-Partikeln im Hartmetall zeigten und ergaben.
[Beispiel IV]
<Herstellung von Hartmetall>

Ein Wolframcarbid(WC)-Pulver, ein Kobalt(Co)-Pulver und die weiteren Carbidpulver mit der jeweiligen in Tabelle 8 angegebenen mittleren Partikelgröße wurden im in Tabelle 8 angegebenen Mengenanteil vermischt, und es wurden 1,6 Masse-% Paraffinwachs als organischer Binder und Methanol als Lösungsmittel zugegeben. Ferner wurde das Mischpulver gemahlen, bis die Partikelgröße den in Tabelle 8 angegebenen D50-Wert gemäß Messung mit dem Microtrac-Verfahren erreicht hatte, worauf granuliert wurde. Anschließend wurde das granulierte Mischrohmaterial einer Matrizen-Pressformung unterzogen, auf die in Tabelle 8 angegebene Temperatur mit einer Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit von 6°C/min erhitzt, unter der in Tabelle 8 angegebenen Temperatur und Atmosphäre 1 h lang gesintert und dann auf Raumtemperatur mit 300°C/min abgekühlt, um Hartmetalle zu erhalten (Proben Nrn. IV-1 bis IV-13 in Tabelle 8). [Tabelle 8]

Probe Nr.	Zusammensetzung primärer Rohmaterialien (Masse-%)					Sinterbedingungen
Probe Nr.	Mittlere Partikelgröße von WC (µm)	WC	Weitere Carbide		Co	Sintertemperaratur (°C)	Sinteratmosphäre
IV-1	8	93,5	Cr₃C₂	0,5	6	1400	Autogene
			VC	0,1			Atmosphäre
IV-2	10	91,4	Cr₃C₂	1,7	7	1375	Autogene
			TaC	0,1			Atmosphäre
IV-3	9	94,9	Cr₃C₂	0,1	6	1400	Autogene Atmosphäre
IV-4	11	93,2	Cr₃C₂	0,8	6	1350	Autogene Atmosphäre
IV-5	12	94,4	Cr₃C₂	0,55	5	1400	Autogene
			VC	0,05			Atmosphäre
IV-6	7	94,4	Cr₃C₂	0,45	5	1425	Autogene
			VC	0,15			Atmosphäre
*IV-7	1	95,6	Cr₃C₂	0,4	4	1400	Autogene Atmosphäre
*IV-8	9	89,2	Cr₃C₂	0,8	10	1400	Stickstoffgas-Fließatmosphäre
*IV-9	0,9	91,0	Cr₃C₂	0,9	8	1425	Vakuum
			VC	0,1
*IV-10	10	92,6	Cr₃C₂	1,3	6	1275	Vakuum
			VC	0,1
*IV-11	0,7	92,9	Cr₃C₂	0,7	7	1425	Autogene Atmosphäre
*IV-12	11	93,4	Cr₃C₂	1,5	5	1450	Stickstoffgas-
			VC	0,1			Fließatmosphäre
*IV-13	10	92,9	Cr₃C₂	2,0	5	1600	Autogene
			VC	0,1			Atmosphäre

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

Die Koerzitivkraft und Sättigungsmagnetisierung der entstandenen Hartmetalle wurde mit einem Koerzitivkraft-Messgerät („KOERZIMAT CS“, hergestellt von FOERSTER JAPAN Limited) gemessen. Auch wurde der Sauerstoffgehalt im Hartmetall mit dem folgenden Verfahren gemessen. Die gemahlene Hartmetallpulverprobe wurde mit Nickel- und Zinn(Sn)-Pulvern vermischt, und die Probe wurde durch Erhitzen auf eine Temperatur von 1000 bis 2000°C zersetzt, worauf der Sauerstoff nachgewiesen und quantitativ mit einem IR-Detektor bestimmt wurde. Ferner wurde gemäß dem in CIS-019D-2005 definierten Verfahren zur Messung der mittleren Partikelgröße eines Hartmetalls die mittlere Partikelgröße der Hartphase im Hartmetall gemessen. In den Proben, in denen die mit Binderphase angereicherte Schicht vorliegt, wurden die An- oder Abwesenheit von aggregierten Binderphase-Bereichen sowie die Eigenschaften auf gleiche Weise wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 angegeben. „Hc“ in Tabelle 9 bedeutet die Koerzitivkraft, während „4Πσ“ die Sättigungsmagnetisierung bedeutet. [Tabelle 9]

Probe Nr.	Charakteristische Eigenschaften des Sinterkörpers
Probe Nr.	Mittlere Partikelgröße von WC (µm)	Sauerstoffgehalt (Masse-%)	Hc (kA/m)	4Πσ (uTm³/kg)
IV-1	0,6	0,035	25	10,5
IV-2	0,87	0,03	18	11,1
IV-3	0,81	0,028	21	10,2
IV-4	1,0	0,034	15	12, 0
IV-5	0,85	0,037	19	9,9
IV-6	0,66	0,045	22	9,0
*IV-7	0,89	0,053	20	7,8
*IV-8	0,97	0,048	12	12,4
*IV-9	0,72	0,055	23	11,9
*IV-10	0,40	0,039	30	10,7
*IV-11	1,0	0,061	10	11,8
*IV-12	0,45	0,038	23	8,7
*IV-13	1,3	0,047	19	9,8

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

Auch wurde die maschinelle Bearbeitbarkeit unter den folgenden Bedingungen bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 10 angegeben.
<Schneidbedingungen>
(Abriebbeständigkeitstest)
Werkstückmaterial: Ti₆Al₄V-Legierungsrundstab Schneidgeschwindigkeit: 150 m/min
Zuführgeschwindigkeit: 0,3 mm/rev
Schneidtiefe: 1,5 mm
Weiteres: Nass-Schneiden
Bewertungsmethode: Die Nasen-Abriebbreite wurde für den Fall des 20-minütigen Schneidens gemessen. Im Fall einer Beschädigung beim Schneiden wurde der Test an dieser Stufe beendet.
(Bruchbeständigkeitstest)

Werkstückmaterial: Ti₆Al₄V-Legierungsrundstab mit 4 Nuten Schneidgeschwindigkeit: 120 m/min
Zuführgeschwindigkeit: 0,3 mm
Schneidtiefe: 2,0 mm
Weiteres: Nass-Schneiden
Bewertungsmethode: Die Zahl von Stößen auf die Schneidkante wurde gemessen, sobald die Schneidkante beschädigt worden war. [Tabelle 10]

Probe Nr.	Aggregierte Binderphase-Bereiche			Maschinelle Bearbeitbarkeit
Probe Nr.	Vorliegendes Verhältnis (Flächen-%)	Mittlere Partikelgröße (µm)	Aggregierter Anteil/ Normalanteil¹⁾	Abriebbreite (mm)	Zahl der Stöße (Male)
IV-1	35	140	4,4	0,11	3800
IV-2	35	130	3,9	0,18	4000
IV-3	45	150	5,0	0,13	5500
IV-4	40	200	5,0	0,21	5000
IV-5	40	160	6,7	0,18	4700
IV-6	30	100	5,0	0,09	3600
*IV-7	8	35	1,6	beschädigt	1000
*IV-8	9	40	0,8	0,48	4100
*IV-9	75	450	8,3	0,41	3800
*IV-10	100	-	-	beschädigt	1000
*IV-11	71	300	7,9	0,45	1800
*IV-12	9	20	1,5	beschädigt	1000
*IV-13	9	20	1,3	0,58	1200

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

1) Aggregierter Anteil/Normalanteil:
- Gesamtgehalt der Binderphase (Co + Ni) im aggregierten Anteil/Gesamtgehalt der Binderphase (Co + Ni) im Normalanteil auf der Oberfläche des Hartmetalls

Wie aus den Ergebnissen der Tabellen 8, 9 und 10 ersichtlich, überstieg in den Proben Nrn. IV-7, IV-9 und IV-11, in denen die mittlere Partikelgröße des Rohpulvers nicht im Bereich von 5 bis 200 µm lag, der Sauerstoffgehalt 0,045 Masse-%, und sowohl die Abrieb- als auch die Bruchbeständigkeit verschlechterten sich. In den Proben Nrn. IV-8 und IV-9, in denen der Co-Gehalt 7 Masse-% übersteigt, verschlechterte sich die Abriebbeständigkeit, und in der Probe Nr. IV-7, worin der Co-Gehalt weniger als 5 Masse-% beträgt, wurden die Proben in einer frühen Stufe beschädigt. Ferner wurden in den Proben Nrn. IV-10 und IV-12, in denen die Sinteratmosphäre ein Vakuum oder eine Stickstoffgas-Fließatmosphäre war und die mittlere Partikelgröße der Hartphase auf einen Wert von weniger als 0,6 µm abgesunken war, die Proben in einer frühen Stufe beschädigt, und in der Probe Nr. IV-13, worin die mittlere Partikelgröße der Hartphase auf einen Wert von mehr als 1,0 µm angestiegen war, verschlechterte sich die Abriebbeständigkeit. Auch in den Proben Nrn. IV-8 und IV-11, in denen die Koerzitivkraft weniger als 15 kA/m betrug, verschlechterte sich die Abriebbeständigkeit, und in der Probe Nr. IV-10, worin die Koerzitivkraft 25 kA/M überstieg, verschlechterte sich die Bruchbeständigkeit. Ferner verschlechterten sich in den Proben Nrn. IV-7 und IV-12, in denen die Sättigungsmagnetisierung weniger als 9 µTm³/kg betrug, die Bruchbeständigkeit, und in der Probe Nr. IV-8, worin die Sättigungsmagnetisierung 12 µTm³/kg übersteigt, verschlechterte sich die Abriebbeständigkeit.
Dagegen zeichneten sich die Proben Nrn. IV-1 bis IV-6 mit ihren Charakteristika gemäß der vorliegenden Erfindung sowohl bei der Abrieb- als auch der Bruchbeständigkeit aus und zeigten eine ganz ausgezeichnete Werkzeuglebensdauer.
[Beispiel V]
Auf jeder Oberfläche der Hartmetalle der in Tabellen 8 bis 10 angegebenen Proben Nrn. IV-1 und IV-7 wurde ein (Ti,Al)N-Überzug in einer Dicke von 1,5 µm mit einem Lichtbogen-Ionenplattierverfahren gebildet, um die Proben Nrn. V-1 und V-2 zu erhalten. Die maschinelle Bearbeitbarkeit dieser so erhaltenen Proben wurde unter den folgenden Bedingungen bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 11 angegeben.
<Schneidbedingungen>
(Abriebbeständigkeitstest)
Werkstückmaterial: Inconel 718-Rundstab
Schneidgeschwindigkeit: 180 m/min
Zuführgeschwindigkeit: 0,3 mm/rev
Schneidtiefe: 1,0 mm
Weiteres: Nass-Schneiden
Bewertungsmethode: Die Nasen-Abriebbreite wurde im Fall des 20-minütigen Schneidens gemessen. Im Fall der Beschädigung beim Schneiden wurde der Test an dieser Stufe beendet.
(Bruchbeständigkeitstest)
Werkstückmaterial: Inconel 718-Rundstab mit 4 Nuten Schneidgeschwindigkeit: 150 m/min
Zuführgeschwindigkeit: 0,3 mm
Schneidtiefe: 2,0 mm
Weiteres: Nass-Schneiden
Bewertungsmethode: Die Anzahl von Stößen auf die Schneidkante wurde gemessen, sobald die Schneidkante beschädigt worden war. [Tabelle 11]

Probe Nr. Maschinelle Bearbeitbarkeit

Abriebbreite (mm) Zahl der Stöße (Male)

V-1 0,14 4500

*V-2 beschädigt 800

Mit „*“ markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.
Wie aus den Ergebnissen der Tabelle 11 ersichtlich, wurde die Probe Nr. V-2, die nicht im Umfang der vorliegenden Erfindung liegt, in einer frühen Stufe des Bruchbeständigkeitstests sowie auch im Abriebbeständigkeitstest wegen ungenügender Stärke beschädigt. Dagegen zeigte und ergab die Probe Nr. V-1, die im Umfang der vorliegenden Erfindung liegt, eine ausgezeichnete Abrieb- und Bruchbeständigkeit, und es wurde somit ein Schneidwerkzeug mit langer Lebensdauer erhalten.

Claims

Hartmetall, umfassend: 5 bis 10 Masse-% Kobalt und/oder Nickel als Binderphase; 0 bis 10 Masse-% ß-Partikel mindestens eines Carbids, Nitrids und/oder Carbonitrids der Metalle der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, ausgenommen Wolframcarbid; und Rest Wolframcarbid mit einer mittleren Partikelgröße von 1 µm oder weniger, dadurch gekennzeichnet, dass die Oberfläche des Hartmetalls Inseln aus aggregierter Binderphase in einem Anteil von 10-70% der gesamten Oberfläche aufweist und die Inseln einen mittleren Durchmesser von 50-300 µm auf der Oberfläche haben.
Hartmetall gemäß Anspruch 1, worin der Gesamtgehalt von Kobalt und Nickel auf der Oberfläche des Hartmetalls, bis zu einer Tiefe von 5 µm 15 bis 70 Masse-% ausmacht, bezogen auf die Gesamtmenge der Metallelemente auf der Oberfläche des Hartmetalls und gemessen mittels eines Mikroanalysegeräts für die energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDS) auf einer willkürlichen Oberfläche des Hartmetalls.
Hartmetall gemäß Anspruch 1, worin das Verhältnis m1/m2 des Gesamtgehalts m1 von Kobalt und Nickel in den aggregierten Binderphase-Bereichen zum Gesamtgehalt m2 von Kobalt und Nickel im Normalanteil, der sich von den aggregierten Binderphase-Bereichen unterscheidet, 2 bis 10 beträgt.
Hartmetall gemäß Anspruch 1, worin die aggregierten Binderphase-Bereiche in einer Tiefenzone vorliegen, die sich von der Oberfläche des Hartmetalls in eine Tiefe von 5 µm erstreckt.
Hartmetall gemäß Anspruch 1, das Chrom und/oder Vanadium enthält.
Hartmetall gemäß Anspruch 1, worin die Oberfläche des Hartmetalls mit einem Hartüberzug versehen ist.
Hartmetall, umfassend: 5 bis 7 Masse-% Kobalt und/oder Nickel als Binderphase; 0 bis 10 Masse-% ß-Partikel mindestens eines Carbids, Nitrids und/oder Carbonitrids der Metalle der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, ausgenommen Wolframcarbid; und Rest Wolframcarbid, dadurch gekennzeichnet, dass das Hartmetall eine mit Binderphase angereicherte Schicht mit einer Dicke von 0,1 bis kleiner als 5 µm auf der Oberfläche, gemessen mittels XPS, umfasst und die folgende Beziehung erfüllt: 0,02 ≤ I_Co/(I_WC + I_Co) ≤ 0,5, worin I_WC die Intensität des (001)-Peaks des Wolframcarbids und I_Co die Intensität des (111)-Peaks von Kobalt und/oder Nickel im Röntgenbeugungsmuster der Oberfläche bezeichnen. . worin der Sauerstoffgehalt im Hartmetall 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf die Masse des gesamten Hartmetalls, und die mittlere Partikelgröße der Wolframcarbid-Partikel der Hartphase 0,4 bis 1,0 µm betragen