DE112006000769T5

DE112006000769T5 - Zementiertes Carbid und Schneidwerkzeug

Info

Publication number: DE112006000769T5
Application number: DE112006000769T
Authority: DE
Inventors: Asako Fujino; Takashi Satsumasendai Tokunaga
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2005-03-28
Filing date: 2006-03-23
Publication date: 2008-02-07
Anticipated expiration: 2026-03-24
Also published as: JP2011099164A; DE112006000769C5; US7972409B2; DE112006000769B4; US20090044415A1; JP5308427B2; KR20070110318A; CN101151386B; JP2011080153A; CN101151386A; JPWO2006104004A1; KR100996838B1; WO2006104004A1; JP5221951B2; JP5308426B2

Abstract

Zementiertes Carbid, umfassend:
5 bis 10 Masse-% Kobalt und/oder Nickel;
0 bis 10 Masse-% 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; und
die Restmenge aus Wolframcarbid,
worin die Hartphase hauptsächlich Wolframcarbid-Partikel umfasst, β-Partikel mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, enthält und durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden ist,
und worin die mittlere Partikelgröße der Wolframcarbid-Partikel 1 μm oder weniger beträgt und das zementierte Carbid eine Meer-Insel-Struktur aufweist, worin mehrere Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel in einem Mengenanteil von 10 bis 70 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche, auf der Oberfläche des zementierten Carbids verstreut vorliegen.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft ein zementiertes Carbid zur Verwendung in Schneidwerkzeugen, Gleitelementen und in abriebbeständigen Elementen sowie ein Schneidwerkzeug unter Verwendung desselben.
Stand der Technik
Zementiertes Carbid, das in breitem Umfang als Schneidwerkzeug zum Schneiden von Metall, als Gleitelemente und abriebbeständige Elemente verwendet wird, schließt z.B. eine WC-Co-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 zementierten Carbide 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 aus der Oberfläche des zementierten Carbids 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 zementierten Carbids durch Ausbildung der mit Binderphase angereicherten Schicht auf der gesamten Oberfläche des zementierten Carbids dessen Bruchbeständigkeit verbessert ist (siehe z.B. Patentliteratur 1).
Allerdings kann im in der Patentliteratur 1 offenbarten zementierten Carbid trotz Verbesserung der Bruchbeständigkeit durch den Hartüberzug dieser manchmal abgeschält werden, und ein genügend gutes Anhaften zwischen dem zementierten Carbidsubstrat und dem Hartüberzug kann nicht bewerkstelligt werden. Auch sinkt, wenn kein Hartüberzug gebildet wird, die Härte der gesamten Oberfläche des zementierten Carbids 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 zementierten Carbid aus Feinpartikeln, worin die WC-Partikel im zementierten Carbid 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 Co oder Nickel (Ni) enthält oder eine Mehrschicht-Ausblutschicht mit hohem Wolframcarbid (WC)-Gehalt ausgebildet ist, das Wärmeleitvermögen auf der Oberfläche des Cermet verbessert wird, weshalb es ermöglicht wird, 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 Cermet, 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 zementiertes Carbid-Werkzeug mit keinem darauf ausgebildeten Hartüberzug 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 zementierten Carbid-Werkzeugs entstehen Probleme wie die eines sehr schnell fortschreitenden Abriebs und einer kurzen Lebensdauer des Werkzeugs.
Patentliteratur 3 beschreibt, dass, wenn ein gesintertes zementiertes Carbid erneut einer Hitzebehandlung unter einer Co-Atmosphäre unterzogen wird, um ein Schneidwerkzeug aus einem zementierten Carbid zu erhalten, dessen Oberfläche mit einer sehr dünnen Co-Schicht mit einer Dicke von 8 μm 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 zementierten Carbid, obwohl die maschinelle Bearbeitung einer Ti-Legierung durch die auf der Oberfläche des zementierten Carbids 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 aus Inconel oder Hastelloy, einer Eisen(Fe)-basierten hitzebeständigen Legierung, wie aus Incoloy, und einer hitzebeständigen Legierung, wie aus einer Co-basierten hitzebeständigen Legierung, ein Schneidwerkzeug aus einem zementierten Carbid und einem auf dessen Oberfläche ausgebildeten Hartüberzug verwendet. Allerdings weisen solche hitzebeständigen Legierungen 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 zementiertem Carbid durchgeführt und Materialien mit höherer Härte, Zähigkeit oder Festigkeit gemäß den Zweckbestimmungen entwickelt worden. Beispielsweise beschreibt Patentliteratur 4, dass bei Erzeugung eines zementierten Carbids 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 zementierten Carbid 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 zementiertes Carbid, das ganz allgemein auf dem Schneidgebiet und in abriebbeständigen Teilen eingesetzt wird, einen hochzähen zementierten Carbid 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 WC-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 zementierten Carbide mit einer Koerzitivkraft von 24 kA/m oder mehr nicht zum strengen Schneiden wie zum Schneiden einer Titan(Ti)- oder hitzebeständigen Legierung 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 zementierten Carbide nicht erzielbar ist.
Patentliteratur 6 beschreibt, dass durch Steuerung der mittleren Partikelgröße eines zementierten Carbids 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 zementierte Carbid verbesserte Zähigkeit und Härte aufweist und sich zur Verwendung als Material einer Präzisionsmatrize bestens eignet.
Allerdings ist mit dem in der Patentliteratur 6 beschriebenen zementierten Carbid, da dessen Hartphase eine zu kleine Partikelgröße aufweist, eine zur Verwendung für das strenge Schneiden einer Ti- oder hitzebeständigen Legierung hinreichende Bruchbeständigkeit ebenfalls nicht erzielbar. Auch entstehen, da im in der Patentliteratur 6 offenbarten Verfahren das zementierte Carbid durch Funken-Plasmasintern gesintert wird, Probleme wie eine nur niedrige Produktivität und hohe Kosten.
Patentliteratur 7 beschreibt, dass sich ein zementiertes Carbid 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 (Co) und eine Partikelgröße der Wolframcarbid (WC)-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 zementierte Carbid über eine hohe Bruchbeständigkeit wegen seines hohen Gehalts der Binderphase, es weist aber keine genügende Abriebbeständigkeit zum Schneiden der Ti- oder hitzebeständigen Legierung 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 2-221 393
Patentliteratur 2: Ungeprüfte JP 8-225 877
Patentliteratur 3: Ungeprüfte JP 2003-1 505
Patentliteratur 4: Ungeprüfte JP 2004-59 946
Patentliteratur 5: Ungeprüfte JP 2001-115 229
Patentliteratur 6: Ungeprüfte JP 1999-181 540
Patentliteratur 7: JP 2004-506 525 der PCT-Anmeldung

Offenbarung der Erfindung
Probleme, die mit der Erfindung gelöst werden
Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein zementiertes Carbid, 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 zementiertes Carbid, das sich bei der Biegestärke auszeichnet, sowie ein langlebiges Schneidwerkzeug bereitzustellen.
Noch eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein zementiertes Carbid, 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 hier auftretenden Erfinder haben zur Lösung der obigen Aufgaben umfängliche Untersuchungen durchgeführt und herausgefunden, dass, wenn mehrere mit Binderphase aggregierte Teilbereiche, die jedenfalls durch Aggregation der Binderphasen gebildet werden, auf der Oberfläche eines zementierten Carbids verstreut vorliegen, um eine Meer-Insel-Struktur auszubilden, und wenn der Mengenanteil der mit Binderphase aggregierten Teilchenbereiche im Bereich von 10 bis 70 Flächen-%, bezogen auf die gesamte Oberflächenfläche des zementierten Carbids, eingestellt wird, die Eigenschaften der Wärmefreisetzung (des thermischen Diffusionsvermögens) auf der Oberfläche des zementierten Carbids sowie die plastische Verformungs- und Verschweißbeständigkeit verbessert werden, und somit wird ein zementiertes Carbid mit ausgezeichneter Abrieb- und Bruchbeständigkeit erhalten. Die vorliegende Erfindung ist auf der Grundlage dieser neuen Erkenntnisse erfolgreich abgeschlossen werden.
Das zementierte Carbid der vorliegenden Erfindung umfasst nämlich: 5 bis 10 Masse-% Kobalt und/oder Nickel; 0 bis 10 Masse-% 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 oder 6 des Periodensystems; sowie die Restmenge aus Wolframcarbid, der Hartphase aus hauptsächlich Wolframcarbid-Partikeln, und enthaltend μ-Partikel mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, worin die Hartphase durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden ist, und worin die mittlere Partikelgröße der Wolframcarbid-Partikel 1 μm oder weniger beträgt und das zementierte Carbid die Meer-Insel-Struktur aufweist, worin mehrere Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel in einem Mengenanteil von 10 bis 70 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche, auf der Oberfläche des zementierten Carbids verstreut vorliegen.
Ebenso haben die hier auftretenden Erfinder umfängliche Untersuchungen zur Lösung der obigen Aufgaben durchgeführt und herausgefunden, dass, wenn das zementierte Carbid, das eine Binder-Phase-angereichte Schicht mit einer Dicke von 0,1 bis 5 μm auf der Oberfläche aufweist und auch die folgende Beziehung erfüllt: 0,02 ≤ I_Co/(I_WC + I_Co) ≤ 0,5, worin I_WC die (001)-Ebene-Peakintensität des Wolframcarbids (WC) und I_Co die (111)-Ebene-Peakintensität von Kobalt (Co) und/oder Nickel (Ni) im Röntgenbeugungsmuster der Oberfläche bezeichnen, das sich ergebende zementierte Carbid über eine ausgezeichnete Biegestärke verfügt, und wenn das zementierte Carbid für Schneidwerkzeuge verwendet wird, 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, fortschreitender Abrieb und Verschnitt unterdrückt und die Lebensdauer des Werkzeugs verlängert werden können. Die vorliegende Erfindung ist auf der Grundlage auch dieser neuen Erkenntnisse erfolgreich abgeschlossen worden.
Das zementierte Carbid der vorliegenden Erfindung umfasst nämlich: 5 bis 10 Masse-% Kobalt und/oder Nickel; 0 bis 10 Masse-% 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; sowie die Restmenge aus Wolframcarbid, wobei die Hartphase hauptsächlich Wolframcarbid-Partikel umfasst, und μ-Partikel aus mindestens einem Mitglied, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, enthält, worin die Hartphase durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden ist, und worin das zementierte Carbid, das eine Binder-Phase-angereicherte Schicht mit einer Dicke von 0,1 bis 5 μm auf der Oberfläche aufweist und auch die folgende Beziehung erfüllt: 0,01 ≤ I_Co/(I_WC + I_Co) ≤ 0,5, worin I_WC die (001)-Ebene-Peakintensität des Wolframcarbids und I_Co die (111)-Ebene-Peakintensität von Kobalt und/oder Nickel im Röntgenbeugungsmuster der Oberfläche bezeichnen.
Ebenso haben die hier auftretenden Erfinder umfängliche Untersuchungen zur Lösung der obigen Aufgaben durchgeführt und herausgefunden, dass, wenn die Härte des zementierten Carbids durch saubere Steuerung der Partikelgröße der Binderphase im zementierten Carbid, der Dicke der Binderphase und des Kohlenstoffgehalts sowie auch einer Anpassung des Sauerstoffgehalts im zementierten Carbid das sich ergebende zementierte Carbid sowohl eine ausgezeichnete Bruch- als auch Abriebbeständigkeit gegen das Schneiden einer Ti- oder einer hitzebeständigen Legierung aufweist und, wenn das zementierte Carbid als Schneidwerkzeug verwendet wird, dieses ein langlebiges Schneidwerkzeug darstellt, das zum Schneiden einer Ti- oder hitzebeständigen Legierung verwendbar ist. Die vorliegende Erfindung ist auf der Grundlage auch dieser neuen Erkenntnisse erfolgreich abgeschlossen worden.
Das zementierte Carbid der vorliegenden Erfindung umfasst nämlich: 5 bis 7 Masse-% Kobalt und/oder Nickel; 0 bis 10 Masse-% 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; und die Restmenge aus Wolframcarbid, worin die Hartphase hauptsächlich Wolframcarbid-Partikeln, umfasst und enthaltend β-Partikel mindestens eines Mittels, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, enthält, worin die Hartphase durch die Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden ist, und worin die mittlere Partikelgröße der Hartphase 0,6 bis 1,0 μm, die Sättigungsmagnetisierung 9 bis 12 μTm³/kg, die Koerzitivkraft 15 bis 25 kA/m und der Sauerstoffgehalt 0,045 Masse-% oder weniger betragen.
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 zementierte Carbid aufweist.
Effekte der Erfindung
Gemäß dem zementierten Carbid der vorliegenden Erfindung werden, da mehrere mit Binderphase aggregierte Teilbereiche, die jedenfalls durch Aggregation der Binderphasen ausgebildet sind, auf der Oberfläche des zementierten Carbids verstreut vorliegen, um die Meer-Insel-Struktur zu bilden, und der Mengenanteil der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche im Bereich von 10 bis 70 Flächen-% bezogen auf die Gesamtfläche, auf der Oberfläche des zementierten Carbids eingestellt ist, die plastische Verformung auf der Oberfläche des zementierten Carbids unterdrückt und auch die Verschweißbeständigkeit auf der Oberfläche des zementierten Carbids verbessert. Als Ergebnis wird der Effekt einer Verbesserung der Abrieb- und Bruchbeständigkeit erzielt. Daher vermag ein Schneidwerkzeug mit einer Schneidkante aus dem zementierten Carbid seine ausgezeichnete Abrieb- und Bruchbeständigkeit zu zeigen und zu ergeben.
Gemäß dem weiteren zementierten Carbid der vorliegenden Erfindung weist, da das zementierte Carbid eine mit Binder-Phase-angereicherte Schicht mit einer Dicke von 0,1 bis 5 μm auf der Oberfläche aufweist und auch die folgende Beziehung erfüllt: 0,02 ≤ I_Co/I_WC + I_Co) ≤ 0,5, worin I_Ic die (001)-Ebene-Peakintensität des Wolframcarbids (WC) und I_Co die (111)-Ebene-Peakintensität von Kobalt (Co) und/oder Nickel (Ni) im Röntgenbeugungsmuster auf der Oberfläche bezeichnen, das sich ergebende zementierte Carbid eine ausgezeichnete Biegestärke auf, und wenn das zementierte Carbid als Schneidwerkzeug verwendet wird, können 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, fortschreitender Abrieb und Verschnitt unterdrückt und die Lebensdauer des Werkzeugs verlängert werden.
Gemäß dem noch weiteren zementierten Carbid der vorliegenden Erfindung ist es, da der Gehalt der Binderphase, die mittlere Partikelgröße der Hartphase, die magnetischen Charakteristika der Sättigungsmagnetisierung und der Koerzitivkraft Hc sowie der Sauerstoffgehalt im zementierten Carbid im jeweiligen vorbestimmten Bereich gesteuert werden, möglich, die Dicke der Binderphasenbindung zwischen Wolframcarbid(WC)-Partikeln (die sogenannte mittlere freie Weglänge) und den Gehalt der Metallkomponente, wie des Wolframs (W) und von Kohlenstoff, welche die Hartphase darstellen, die in der Binderphase zur Bildung einer festen Lösung gelöst werden, sauber zu steuern, und somit weist das sich ergebende zementierte Carbid eine hohe Zähigkeit und auch eine hohe Härte auf, auch bei Vorliegen einer nur kleinen Menge der Binderphase. Wegen des nur niedrigen Sauerstoffgehalts wird, wenn das zementierte Carbid 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 zementierten Carbids ebenfalls zu unterdrücken. Als Ergebnis, ist ein Schneidwerkzeug aus einem zementierten Carbid erhältlich, das sich zum Schneiden auch einer Ti-Legierung und einer hitzebeständigen Legierung eignet.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Vergrößerungsbild der Oberfläche einer Schnittprobe eines zementierten Carbids gemäß einer ersten Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung, wobei die Schnittprobe durch Schneiden des zementierten Carbids und Polieren der Schnittoberfläche erhalten wurde.
2 ist ein weiteres mit dem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Vergrößerungsbild der Oberfläche eines zementierten Carbids gemäß einer ersten Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung.
3 ist ein schematischer Querschnitt zur erläuternden Darstellung eines Hartüberzugs gemäß einer ersten Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung.
BEVORZUGTE AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
<Zementiertes Carbid>
(Erste Ausgestaltung)
Das zementierte Carbid gemäß der ersten Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung wird nun im Detail unter Bezug auf die beigefügte Zeichnung beschrieben. 1 ist ein mit einem Raserelektronenmikroskop aufgenommenes Vergrößerungsbild (Vergrößerung: 10.000-fach) der Oberfläche einer Schnittprobe eines zementierten Carbids gemäß der vorliegenden Ausgestaltung, wobei die Schnittprobe durch Schneiden des zementierten Carbids und Polieren der Schnittoberfläche erhalten wurde, und es zeigt den Zustand einer Struktur im zementierten Carbid. 2 ist ein mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Vergrößerungsbild (Vergrößerung: 200-fach) der Oberfläche eines zementierten Carbids gemäß der vorliegenden Ausgestaltung.
Wie in 1 gezeigt, wird das zementierte Carbid 1 durch Bindung einer Hartphase 2 durch eine Binderphase 3 erhalten. In spezifischer Weise umfasst die Zusammensetzung des zementierten Carbids 1 5 bis 10 Masse-% Co und/oder Ni und 0 bis 10 Masse-% mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus einem Carbid (außer WC), Nitrid und einem Carbonitrid mindestens eines Metalls, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems und die Restmenge aus WC.
Die Hartphase 2 ist hauptsächlich aus einer Hartphase aus WC-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 Co und/oder Ni zusammengesetzt. In der Binderphase können, zusätzlich zum Co und/oder Ni, Elemente der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems zur Bildung einer festen Lösung gelöst sein, 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 zementierte Carbid, 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 μm oder weniger. Als Folge davon können die Festigkeit und Abriebbeständigkeit des zementierten Carbids 1 gesteigert werden. Wie oben beschrieben, sinkt in sogenannten feinen zementierten Carbidpartikeln, 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, in der vorliegenden Ausgestaltung, sogar im Fall feiner zementierter Carbidpartikel die Oberfläche des zementierten Carbids 1 ganz spezifisch aufgebaut, wie nachfolgend noch zu beschreiben sein wird, weshalb hohe Wärmefreisetzeigenschaften verliehen werden können. Auch kann sich im Fall feiner zementierter Carbidpartikel das Sintervermögen des zementierten Carbids 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 zu beschreiben wird, möglich, einen Hartüberzug auch unter Beibehaltung einer hohen Haftkraft herzustellen. Die Untergrenze der mittleren Partikelgröße beträgt bevorzugt 0,4 μm oder mehr im Hinblick auf die Beibehaltung der Zähigkeit des Basismaterials.
In der vorliegenden Ausgestaltung liegen, wie in 2 gezeigt, mehrere mit Binder-Phase-aggregierte Teilbereiche 4, die jedenfalls durch Aggregation der Binderphasen 3 gebildet sind, verstreut auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 vor, um eine Meer-Insel-Struktur mit dem in 1 gezeigten Mengenanteil zu bilden. Als Folge davon wird, da die Verschweißbeständigkeit der Oberfläche des zementierten Carbids 1 durch mit Binderphase aggregierte Teilbereiche 4 (die Insel-Teilbereiche) verbessert ist, auch die Bruchbeständigkeit des zementierten Carbids verbessert.
Ferner wird, da die Verschlechterung der Abriebbeständigkeit durch einen normalen Teilbereich 5 (Meer-Teilbereich), der sich von den Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen 4 unterscheidet, ein langlebiges Schneidwerkzeug erhalten, wenn das zementierte Carbid als Schneidwerkzeug angewandt wird, das weiter unten noch beschrieben wird.
Der Zustand, worin mehrere Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 verstreut vorliegen, bedeutet keinen Zustand, worin die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 auf der gesamten Oberfläche vorliegen, sondern er bedeutet den Zustand, wobei es möglich ist, durch visuelle oder mikroskopische Betrachtung zu bestätigen, dass die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 und der zementierte Carbid- Teilbereich (der normale Teilbereich) 5 aus WC-Partikeln und Binderphase, der sich von den Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen 4 unterscheidet, gemeinsam vorliegen. Insbesondere werden in der vorliegenden Ausgestaltung zur Steigerung der Wärmefreisetzeigenschaften der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 eine Insel-förmige Struktur, worin die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 unabhängig auf der Oberfläche im normalen Teilbereich 5 (weiße Farbe) als Matrix dispergiert vorliegen, nämlich eine Meer-Insel-Struktur, gebildet, worin der normale Teilbereich 5 den Meer-Teilbereich und die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 Insel-Teilbereiche darstellen.
Dagegen werden, wenn die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 nicht auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 vorliegen und das zementierte Carbid eine einheitliche Struktur aufweist, die örtlich auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 erzeugte Hitze nicht freigesetzt und die Oberfläche örtlich auf hohe Temperaturen wegen der niedrigen Wärmefreisetzeigenschaften der Oberfläche des zementierten Carbids erhitzt. Als Ergebnis, kann sich der auf eine hohe Temperatur erhitzte Teilbereich örtlich verschlechtern, und bei Verwendung als Schneidwerkzeug wird ein Werkstückmaterial an 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 zementierte Carbid eine Binder-Phase-angereicherte Schicht und ist der Gehalt der Binderphase 3 auf der Gesamtoberfläche des zementierten Carbids 1 groß, tritt eine große plastische Verformung des zementierten Carbids 1 auf der Oberfläche auf, und die Verschweißbeständigkeit verschlechtert sich.
Der Mengenanteil der Fläche der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 beträgt 1 bis 70 und bevorzugt 20 bis 60 Flächen-%. Liegen mehrere Binder-Phase-aggregierte Teilbereiche 4 verstreut vor, ist der obige Effekt nicht erhältlich. Macht andererseits der Mengenanteil der Fläche der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 weniger als 10 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche des zementierten Carbids, aus, verschlechtert sich wegen der verminderten Wärmefreisetzeigenschaften die Verschweißbeständigkeit, weshalb Verschnitt und Bruch durch das Verschweißen verursacht werden. Übersteigt der Flächenanteil 70 Flächen-%, erhöht sich der Metallanteil, und die Härte auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 sinkt ab, weshalb sich die Beständigkeit gegen eine plastische Verformung verschlechtert.
Wie nachfolgend beschrieben, stellen die Flächen-% der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 einen Wert dar, erhalten durch Betrachten des Sekundärelektronenbildes (200-fache Vergrößerung), wie in 2 gezeigt, einer beliebigen Oberfläche des zementierten Carbids 1 unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops, durch Messen der Fläche von Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen 4 bezüglich der beliebigen Zone von 1 mm × 1 mm und durch Berechnen des vorliegenden Verhältnisses (des Flächenanteils der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 in der Sichtzone). Die gemessene Anzahl der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche beträgt 10 oder mehr, und der Durchschnittswert wird berechnet.
Der Gesamtgehalt von Co und Ni beträgt 15 bis 70 und bevorzugt 20 bis 60 Masse-%, bezogen auf die Gesamtmenge der Metallelemente auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1. Infolgedessen ist es möglich, die Zähigkeit auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 zu verstärken und die plastische Verformungsbeständigkeit zu verbessern. Auch lässt sich durch den nachfolgend beschriebenen Hartüberzug auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 die Bruchbeständigkeit der gesamten Überzugsschicht verbessern.
Das Verhältnis (m1/m2) des Gesamtgehalts m1 von Co und Ni in den Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen 4 zum Gesamtgehalt m2 von Co und Ni im Normalanteil 5, der sich von den Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen 4 unterscheidet, beträgt bevorzugt 2 bis 10. Als Folge davon werden die plastische Verformungs- und die Verschweißbeständigkeit auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 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 Durchschnittsdurchmesser der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 beträgt 10 bis 300 μm und bevorzugt 50 bis 250 μm, weil dann die Wärmefreisetzeigenschaften durch Verbesserung des Wärmeleitvermögens gesteigert werden können, wobei ein Leitungsweg, der zu den Wärmefreisetzeigenschaften beiträgt, sichergestellt wird. Beim Überziehen mit dem Hartüberzug lässt sich die Haftkraft des Hartüberzugs verbessern. Der Durchschnittsdurchmesser der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 ist der Durchmesser eines Kreises, wenn die Oberfläche des zementierten Carbids 1 mit einem Mikroskop betrachtet und jeder der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 spezifiziert werden, worauf die Fläche eines jeden der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 und die Durchschnittsfläche mit einer LUZEX-Methode berechnet werden, wobei 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 Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 ausgewählt werden.
Die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 liegen bevorzugt in einer Tiefenzone vor, die sich aus der Oberfläche des zementierten Carbids 1 in einer Tiefe von 5 μm erstreckt, weil sich dann die auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 erzeugte Hitze sicher freisetzen lässt und auch die plastische Verformungsbeständigkeit in einem Werkstückmaterial auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 verstärkt werden kann.
Die Menge der Komponente der Binderphase 3 auf dem zementierten Carbid 1 beträgt bevorzugt 15 bis 70 Masse-%, weil sich dann die Bruchbeständigkeit der Oberfläche des zementierten Carbids 1 ohne Verschlechterung der Abrieb- und Verschweißbeständigkeit verbessern lässt. Bei Bildung eines Hartüberzugs auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 lässt sich die Bruchbeständigkeit des Überzugs verbessern. Zur Messung der Komponente der Binderphase 3 auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 kann ein Oberflächenanalysenverfahren wie eine Röntgen-Mikroanalyse (Electron Probe Micro-Analysis: EPMA) oder eine Auger-Elektronenspektroskopie (AES) zur Anwendung gelangen.
Andererseits beträgt die Gehaltsmenge der Binderphase 3 im zementierten Carbid 1 bevorzugt 6 bis 15 Masse-%, weil sich dann ein Sinterversagen des zementierten Carbids 1 vermeiden lässt und auch die Abriebbeständigkeit des zementierten Carbids 1 gewährleistet und eine plastische Verformung unterdrückt werden können. Das Innere des zementierten Carbids 1 bedeutet hierbei eine Tiefenzone, die sich aus Oberfläche des zementierten Carbids 1 auf eine Tiefe von 300 μm oder mehr erstreckt. Bei Bildung des Hartüberzugs auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 bedeutet das Innere des zementierten Carbids die Tiefenzone, die sich aus der Grenzfläche zwischen dem Hartüberzug und dem zementierten Carbid 1, ausgenommen der Hartüberzug, auf eine Tiefe von 300 μm oder mehr zum Zentrum des zementierten Carbids 1 erstreckt.
Die Gehaltsmenge der Binderphase 3 im zementierten Carbid 1 kann mit dem folgenden Verfahren gemessen werden. Diesbezüglich wird die Struktur des Querschnitts des zementierten Carbids 1 betrachtet, wobei z.B. eine Oberflächenanalyse bezüglich einer beliebigen Zone von 30 μm × 30 μm, die sich von der Oberfläche auf eine Tiefe von 300 μm oder mehr zum Zentrum des zementierten Carbids erstreckt, im Querschnitt des zementierten Carbids 1 mit einem Röntgen-Mikroanalysengerät (EPMA) durchgeführt wird, worauf die Gehaltsmenge der Binderphase als Durchschnittswert des Gesamtgehalts von Co und Ni in der Zone ermittelt werden kann.
Das zementierte Carbid 1 enthält bevorzugt Chrom (Cr) und/oder Vanadium (V), weil dadurch das Wachstum der WC-Partikel beim Sintern und eine Absenkung der Härte unterdrückt werden, wodurch sich eine Verschlechterung der Abriebbeständigkeit vermeiden lässt. Die jeweilige Gehaltsmenge von Cr und V beträgt bevorzugt 0,1 bis 3 Masse-% und deren Gesamtmenge beträgt bevorzugt 0,1 bis 6 Masse-%. Insbesondere wirkt sich das Cr zur Steigerung des Sintervermögens des zementierten Carbids 1 und zur Unterdrückung einer Korrosion der Binderphase aus, um dadurch die Bruchbeständigkeit zu erhöhen.
In der vorliegenden Ausgestaltung kann die Oberfläche des zementierten Carbids 1 mit einem Hartüberzug überzogen werden. Der Hartüberzug auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 wird nun im Detail an einem Beispiel, worin das zementierte Carbid 1 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 zementiertes Carbid 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 ein Schneidvorgang durch Pressen der Schneidkante 13 gegen ein Werkstückmaterial (nicht dargestellt) durchgeführt. Dann wird ein Oberflächenüberzug 7 auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 gebildet. Mit dem Hartüberzug 7 auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 werden dieser wegen dessen verbesserter Haftkraft weniger wahrscheinlich von der Oberfläche des zementierten Carbids 1 abgeschält und die Bruchbeständigkeit verbessert. Wie oben beschrieben, erhöhen sich wegen der hohen Wärmefreisetzeigenschaften auf der Oberfläche des zementierten Carbids auch 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 zementierte Carbid 1 eine ausgezeichnete Bruch- und Abriebbeständigkeit auf.
Bezüglich des Grundes für die verbesserte Haftkraft des Hartüberzugs 7 wird von folgendem Sachverhalt ausgegangen. Da nämlich die Konzentration der Binderphase 3 in den mit Phase aggregierten Teilbereichen 4 durch Steuerung des Flächenanteils der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 im Bereich von 10 bis 70 Flächen-% erhöht ist, diffundiert die Binderphase 3 im Hartüberzug 7, und im Ergebnis verbessert sich dessen Haftkraft.
Liegen nämlich die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 nicht auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 vor und weist das zementierte Carbid eine einheitliche Struktur auf, ist die Haftkraft des Hartüberzugs ungenügend, und die Bruchbeständigkeit verschlechtert sich. Ist andererseits die Gehaltsmenge der Binderphase auf der Gesamtoberfläche des zementierten Carbids 1, das die Binder-Phase-angereicherte Schicht umfasst, einheitlich groß, sinkt die Haftkraft des Hartüberzugs ebenfalls ab. Auch sinkt, wenn der Flächenanteil der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche weniger als 10 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche des zementierten Carbids, beträgt, die Haftkraft des Hartüberzugs ab, und es werden Verschnitt und Brüche durch Abschälung des Hartüberzugs verursacht. Übersteigt der Flächenanteil 70 Flächen-%, erhöht sich die Gehaltsmenge an Metall, und die Härte auf der Oberfläche des zementierten Carbids 1 sinkt ab, weshalb sich die plastische Verformungsbeständigkeit verschlechtert.
Die mit dem Hartüberzug 7 überzogenen Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 können grundsätzlich im Zustand betrachtet werden, wobei sie mit dem Hartüberzug 7 überzogen sind. Wenn es schwierig ist, Binder-Phase-aggregierte Teilbereiche 4 im mit dem Hartüberzug 7 überzogenen Zustand wegen einer großen Dicke des Hartüberzugs 7 zu betrachten, kann beispielsweise der mit keinem Hartüberzug 7 überzogene Anteil, ähnlich einer Wandoberfläche eines im Zentrum einer Wegwerfspitze ausgebildeten Gewindelochs, worin die Oberfläche des zementierten Carbids freigelegt ist, anstatt der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche betrachtet werden. Auch wenn kein Anteil vorliegt, worin die Oberfläche des zementierten Carbids 1 freigelegt ist, ist es dennoch möglich, den Verteilungszustand der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 4 in einem Zustand zu betrachten, worin die Dicke des Hartüberzugs 7 bis zu einem gewissen Grad durch Polieren verringert ist.
Das Material des Hartüberzugs 7 schließt z.B. ein Carbid, Nitrid, Oxid, Borid, Carbonitrid, Carbooxid, ein saures Nitrid und Carbonitrid einer oder mehr Arten von Metallen, ausgewählt aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, Si und aus Al, einen Kompositverbund aus 2 oder mehr Arten dieser Verbindungen und aus mindestens einem Mitglied, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Diamant-artigem Kohlenstoff (DLC), Diamant, Al₂O₃ und aus kubischem Bornitrid (cBN), ein. Diese Materialien sind bevorzugt, weil sie ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweisen und die Abrieb- und Bruchbeständigkeit verbessern.
Insbesondere ist das Material des Hartüberzugs 7 durch die folgende Formel dargestellt: (Ti_X,Al_1-x)C_1-yN (worin x und y die folgenden Beziehungen erfüllen: 0,2 ≤ x ≤ 0,7 und 0 ≤ y ≤ 1). Demzufolge ist es möglich, eine gute Kompatibilität mit den Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen, eine ausgezeichnete Abrieb- und Oxidationsbeständigkeit sowie eine hohe Bruchbeständigkeit zu erzielen.
Die Dicke des Hartüberzugs 7 beträgt bevorzugt 1 bis 10 μm. Als Folge davon sind die Bruchbeständigkeit des Hartüberzugs 7 sowie auch die Wärmefreisetzeigenschaften auf dessen Oberfläche verbessert.
Als Nächstes wird das Verfahren zur Herstellung des oben beschriebenen zementierten Carbids 1 nun beschrieben. Zuerst werden 79 bis 94,8 Masse-% eines Wolframcarbid(WC)-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 1,0 μm oder weniger, 0,1 bis 3 Masse-% eines Vanadiumcarbid(VC)-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,3 bis 1,0 μm, 0,1 bis 3 Masse-% eines Chromcarbid(Cr₃C₂)-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,3 bis 2,0 μm, 5 bis 15 Masse-% metallisches Kobalt (Co) mit einer mittleren Partikelgröße von 0,2 bis 0,6 μm und, falls notwendig, ein metallisches Wolfram(W)-Pulver oder Kohlenstoffruß (C) vermischt.
Sodann wird, im Fall einer Vermischung, ein organisches Lösungsmittel wie Methanol so zugegeben, dass der Feststoffgehalt der sich ergebenden Aufschlämmung 60 bis 80 Masse-% beträgt, worauf ein geeignetes Dispergiermittel zugegeben wird. Nach Homogenisieren des gemischten Pulvers in einer Mahlvorrichtung wie einer Kugel- oder Schwingungsmühle über 10 bis 20 h Mahlzeit, 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 einem 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, um ein zementiertes Carbid 1 zu erhalten.
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, sinken sowohl die Werte als auch die Stärke 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 Binder-Phase-angereicherten Teilbereiche nicht erzeugt, und die Wärmefreisetzeigenschaften auf der Oberfläche des zementierten Carbids verschlechtern sich. Auch bei Sinterung in einer N2-Gasatmosphäre werden die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche nicht erzeugt. Außerdem wird tendenziell eine Binder-Phase-angereicherte Schicht gebildet, die eine große Gehaltsmenge der Binderphase enthält und eine Tiefe (Dicke) der Oberflächenzone von mehr als 5 μm aufweist. Ferner werden, wenn die Kühlgeschwindigkeit weniger als 55°C/min beträgt, die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche ebenfalls nicht erzeugt, und übersteigt die Kühlgeschwindigkeit 65°C/min, steigt der Flächenanteil der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche übermäßig an.
Zum Überziehen der Oberfläche des so erhaltenen zementierten Carbids 1 mit dem Hartüberzug 7 kann dieser auf dessen Oberfläche nach deren Wäsche gebildet werden. Als Überzugsbildungsverfahren 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 Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche und dem Hartüberzug sowie der Haftstärke zwischen dem zementierten Carbid 1 und dem Hartüberzug 7 beträgt die Dicke des Hartüberzugs 7 bevorzugt 0,1 bis 10 und insbesondere 0,1 bis 3 μm im Hinblick auf die Wärmefreisetzeigenschaften.
(Zweite Ausgestaltung)
Ähnlich der obigen Ausgestaltung, umfasst das zementierte Carbid der zweiten Ausgestaltung 5 bis 10 Masse-% Co und/oder Ni, 0 bis 10 Masse-% mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus einem Carbid (außer WC), Nitrid und einem Carbonitrid mindestens eines Metalls, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, sowie die Restmenge aus Wolframcarbid. Auch ist die Hartphase hauptsächlich aus Wolframcarbidpartikeln zusammengesetzt und enthält β-Partikel des mindestens einen Mitglieds, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, welche durch die Binderphase aus hauptsächlich Co und/oder Ni gebunden werden.
Beträgt die Gehaltsmenge von Co und/oder Ni im zementierten Carbid weniger als 5 Masse-% verschlechtern sich die Zähigkeit des zementierten Carbids und dessen Bruchbeständigkeit. Somit wird bei Verwendung des zementierten Carbids in einem nachfolgend noch zu beschreibenden Schneidwerkzeug die Festigkeit ungenügend zur maschinellen Bearbeitung einer Ti- oder hitzebeständigen Legierung, und es treten Schneidkantenbrüche oft auf. Übersteigt die Gehaltsmenge 10 Masse-%, ist die Härte zum Schneiden einer Ti- oder hitzebeständigen Legierung ungenügend, und es verschlechtert sich die Abriebbeständigkeit auf der Oberfläche des zementierten Carbids. In der vorliegenden Ausgestaltung liegt die Gehaltsmenge von Co und/oder Ni 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 zementierten Carbids. Demgemäß ist es ermöglicht, ohne Erhöhung der mittleren Partikelgröße der WC-Partikel im zementierten Carbid auf einen Wert von mehr als 1,0 μm das Sinterverfahren genügend gut durchzuführen.
Liegt die Gehaltsmenge von Co und/oder Ni im Bereich von 5 bis 7 Masse-%, kann sich insbesondere die Sinterbarkeit drastisch verschlechtern. Deshalb ließ sich gemäß den herkömmlichen Verfahren das zementierte Carbid 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 zementierten Carbids in feine Partikel zu überführen. Allerdings kann, sogar wenn die Gehaltsmenge von Co und/oder Ni im Bereich von 5 bis 7 Masse-% liegt, das zementierte Carbid 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 Gehaltsmenge der sich von WC unterscheidenden Hartphase im zementierten Carbid innerhalb 10 Masse-%, 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 zementierte Carbid der vorliegenden Ausgestaltung umfasst eine 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 (001)-Ebene-Peakintensität des WC und I_Co die (111)-Ebene-Peakintensität des Co und/oder Ni im Röntgenbeugungsmuster der Oberfläche bezeichnen. Wie oben beschrieben, zeichnet sich durch Steuerung des vorliegenden Binderphasenzustands auf der Oberfläche des zementierten Carbids, nämlich der Dicke der Binder-Phase-angereicherten Schicht und des Erscheinungsbildes des (111)-Ebene-Peak des Co und/oder Ni gemäß der spezifischen Beziehung, das sich ergebende zementierte Carbid bei der Biegestärke aus. Bei Verwendung des zementierten Carbids im nachfolgend noch zu beschreibenden Schneidwerkzeug ist es dann ermöglicht, 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 die Binder-Phase-angereicherte Schicht nicht gebildet oder beträgt deren Dicke weniger als 0,1 μm, steigen andererseits, da dann die Gehaltsmenge von Co und/oder Ni, die als Gleitschicht dienen, ungenügend ist, der Schneidwiderstand und durch die erhöhte Temperatur der Zackenbildungspunkt an, und somit schreitet die Oxidation des zementierten Carbids in der Nachbarschaft des Zackenpunkts rasch voran. Im Ergebnis, geht die Zackenbildungspunktfestigkeit verloren, und es treten Verschweißungen auf, weshalb sich die Lebensdauer eines Werkzeugs verkürzt. Beträgt die Dicke der Binder-Phase-angereicherten Schicht mehr als 5 μm, verschlechtert sich die Binderphase der Binder-Phase-angereicherten Schicht, die als Gleitschicht dient, wegen der beim Schneiden durch die erzeugte Hitze verursachten Oxidation, und wegen der dicken Binder-Phase-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 Binder-Phase-angereicherten Schicht liegt bevorzugt im Bereich von 0,5 bis 3 μm.
Die Binder-Phase-angereicherte Schicht bedeutet eine Oberflächenzone, die eine höhere Konzentration der Binderphase im Vergleich mit dem Inneren des zementierten Carbids aufweist und auch auf dessen Oberfläche vorliegt, und sie kann durch Messung der Konzentrationsverteilung in der Tiefenrichtung von Co und/oder Ni in einer Zone, die die Nachbarschaft der Oberfläche eines Querschnitts des zementierten Carbids einschließt, mit Röntgenfotoelektronenspektroskopie (XPS) und durch Messung der Dicke der Zone berechnet werden, die die höhere Konzentration des Co und/oder Ni im Vergleich mit dem Inneren des zementierten Carbids aufweist. Alternativ dazu, kann die Dicke der Binder-Phase-angereicherten Schicht auch durch Messung der Konzentration des Co und/oder Ni in Tiefenrichtung auf der Oberfläche des zementierten Carbids mit Auger-Analyse berechnet werden.
Beträgt andererseits I_Co/(I_WC + I_CO) im obigen Röntgenbeugungsmuster weniger als 0,02, wird die Binder-Phase-angereicherte Schicht dünn. Beträgt dagegen I_Co/(I_WC + I_Co) mehr als 0,5, wird die Binder-Phase-angereicherte Schicht dick, und die Abriebbeständigkeit verschlechtert sich. I_Co/I_WC + I_Co) liegt bevorzugt im folgenden Bereich: 0,05 ≤ I_Co/(I_WC + I_Co ≤< 0,2.
In der vorliegenden Ausgestaltung beträgt, wenn der Wert, der mit der folgenden Gleichung (I) bezüglich eines Peak des Wolframcarbids im Röntgenbeugungsmuster ein Orientationskoeffizient T_c der (001)-Ebene ist, das Verhältnis des Orientationskoeffizient T_cs in der Oberfläche zum Orientationskoeffizient T_ci im zementierten Carbid (T_cs/T_ci) bevorzugt 1 bis 5. Demgemäß ist es ermöglicht, einen Zustand zu erzeugen, worin WC auf einer Fläche mit hohem Wärmeleitvermögen auf der Oberfläche des zementierten Carbids orientiert vorliegt und dann das Wärmeleitvermögen auf der Oberfläche des zementierten Carbids erhöht ist, weshalb die an einer Schneidkante erzeugte Wärme wirkungsvoll freigesetzt wird und ein Temperaturanstieg der Schneidkante unterdrückt werden kann.
Das Innere des zementierten Carbids bedeutet eine Tiefenzone, die sich aus der Oberfläche des zementierten Carbids auf eine Tiefe von 300 μm oder mehr erstreckt.
[Gleichung 1]

T0(001) = [I(001)/Io(001)]/[1/n)Σ(I(hkl)/Io(hkl))] (I), worin gilt:
I(hkl): Peakintensität der (hkl)-Reflexionsebene des Röntgenbeugungsmesspeak,
Io(hkl): Standard-Peakintensität von Röntgenbeugungsdaten in einem ASTM-Standard-Energiemuster,
ΣI(hkl) = I(001) + I(100) + I(101) + I(110) + I(002) + I(111) + I(200) + I(102),
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 zementierten Carbid bevorzugt 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf die Masse des gesamten zementierten Carbids, und auch die mittlere Partikelgröße der WC-Partikel als Hartphase beträgt bevorzugt 0,1 bis 1,0 μm. Demzufolge lässt sich ein Fortschreiten der Oxidation bei hoher Temperatur wegen des geringeren Sauerstoffgehalts des zementierten Carbids verhindern. Da auch die mittlere Partikelgröße der WC-Partikel der Hartphase im obigen Bereich liegt, weist das zementierte Carbid eine hohe Härte auf, und ein damit hergestelltes Schneidwerkzeug zeichnet sich beim maschinellen Arbeitseinsatz aus.
Beträgt der Sauerstoffgehalt im zementierten Carbid ganz spezifisch 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf die Masse des gesamten zementierten Carbids, wird es ermöglicht, die fortschreitende Oxidation an der Schneidkante des aus dem zementierten Carbid hergestellten Schneidwerkzeugs, welche bei hoher Temperatur beim Schneiden freigelegt wird, zu unterdrücken und die Schneidbearbeitung über einen langen Zeitraum stabil durchzuführen. Sogar wenn die Gehaltsmenge des Co und/oder Ni im Bereich von 5 bis 7 Masse-% liegt, können durch Anwendung des nachfolgend beschriebenen Verfahrens, worin die Partikelgröße des WC-Rohpulvers und das Mahlverfahren verbessert werden, das zementierte Carbid bei niedriger Temperatur gesintert und auch der Sauerstoffgehalt im zementierten Carbid bei 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf das gesamte zementierte Carbid, gesteuert 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, die arithmetische Durchschnittsrauigkeit (Ra) auf der Oberfläche des zementierten Carbids bei 0,2 μm oder weniger zur Verbesserung der Abriebbeständigkeit, zur Verringerung des Schneidwiderstands sowie zur Verbesserung der Verschweiß- und Bruchbeständigkeit zu steuern. Die Oberflächenrauigkeit der Oberfläche des zementierten Carbids kann unter Bewegung des zementierten Carbids (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.
Obwohl R- oder Schrägenhörnung in der Nähe der Schneidkante des gesinterten zementierten Carbids angelegt werden können, ist es auch möglich, die Schneidkante zu einer Hörnungsform vor dem Sintern auszubilden. Gemäß diesem Verfahren lässt sich die Konzentrationsverteilung des Co und/oder Ni auf der Oberfläche der Schneidkante genauer steuern.
Als Nächstes wird nun das Verfahren zur Herstellung des zementierten Carbids gemäß der oben beschriebenen Ausgestaltung beschrieben. Zuerst werden z.B. zu 80 bis 95 Masse-% eines WC-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 WC), 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 μm 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, da 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 werden ein Argongas so eingeleitet, dass der Druck im Sinterofen auf einen konstanten Druck von 0,1 bis 10 kPa eingestellt wird, oder ein Teil des Gases im Ofen entlüftet, 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 zementiertes Carbid der vorliegenden Ausgestaltung zu erhalten.
Durch Steuerung der obigen Herstellbedingungen können die Dicke der Binder-Phase-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 Binder-Phase-angereicherten Schicht 5 μm. Ist die Sinteratmosphäre eine Vakuumatmosphäre, wird die Dicke der Binder-Phase-angereicherten Schicht kleiner als 0,1 μm. Ist die Sinteratmosphäre eine inerte Gasatmosphäre, wird die Dicke der Binder-Phase-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 Orientationskoeffizientverhältnis T_cs/T_ci im Bereich von 1 bis 5 gesteuert werden.
Auch können Binder-Phase-aggregierte Teilbereiche der ersten Ausgestaltung mit dem vorliegenden Verfahren gebildet werden.
Im obigen Herstellverfahren wird es bei dessen Anwendung, sogar wenn die Gehaltsmenge von Co und/oder Ni 5 bis 7 Masse-% beträgt, ermöglicht, die Sintertemperatur des zementierten Carbids abzusenken, und ein Rohpulver wie ein WC-Pulver wächst beim Sintern nicht, und somit können die Partikelgröße der Hartphase bei 1 μm oder weniger und auch der Sauerstoffgehalt im zementierten Carbid bei 0,045 Masse-% oder darunter gesteuert werden, bezogen auf das gesamte zementierte Carbid. Zur Steuerung des Sauerstoffgehalts im zementierten Carbid und der mittleren Partikelgröße der WC-Partikel im obigen Bereich werden nämlich ein grobes Pulver als WC-Rohpulver verwendet, die Partikelgröße des Mischpulvers bei der gewünschten Partikelgröße beim Mischen des Pulvers gesteuert und ferner ein Herstellverfahren zur Verbesserung der Sinterbarkeit des WC-Pulvers beim Sintern des zementierten Carbids angewandt, wobei eine Oxidation der Oberfläche des im Grünpressling enthaltenen WC-Pulvers unterdrückt ist. Somit lässt sich der Sauerstoffgehalt im zementierten Carbid bei 0,45 Masse-% oder darunter steuern. Demzufolge ist es erleichtert, das zementierte Carbid zu sintern, und das Auftreten von Defekten als Ursache eines Bruchs kann ohne Verursachung des Wachstums von WC-Partikeln unterdrückt werden.
Sogar wenn die Gehaltsmenge von Co und/oder Ni als Binderphase im zementierten Carbid so klein wie 5 bis 7 Masse-% ist, kann das Sinterverfahren unter Normaldruck-Atmosphäre bei einer niedrigen Temperatur von 1430°C oder darunter durchgeführt werden, und das entstandene zementierte Carbid zeichnet sich bei der Härte, Festigkeit und Zähigkeit aus. Im Ergebnis ist es ermöglicht, ein Schneidwerkzeug aus dem zementierten Carbid zu erhalten, das eine hohe Zuverlässigkeit aufweist.
Ganz spezifisch wird ein WC-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 WC-Pulvers wird eine nicht-oxidierte aktive Pulveroberfläche freigelegt. Bei der Bildung und Sinterung des WC-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 zementiertes Carbid aus Feinpartikeln mit ausgezeichneter Sinterbarkeit ebenfalls erzeugt werden, sogar wenn die Gehaltsmenge des Co und/oder Ni 5 bis 7 Masse-% beträgt.
Bei Anwendung dieses Herstellverfahrens ist es, da die Gehaltsmenge 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 zementierten Carbid ist. Im Ergebnis, können beim Sinterverfahren im Sinterkörper verursachte Brüche unterdrückt werden, und es wird auch erleichtert, den Kohlenstoffgehalt im zementierten Carbid zu steuern.
Betreffend eine detailliertere Beschreibung des Herstellverfahrens, werden zu einem gemischten Pulver von 80 bis 95 und insbesondere 93 bis 95 Masse-% WC-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 Mitglieds, ausgewählt aus einem Carbid (außer WC), 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 und insbesondere 5 bis 7 Masse-% eines Co- und/oder Ni-Pulvers mit einer mittleren Partikelgröße von 0,2 bis 3 μm und, nötigenfalls, ein metallisches Wolfram(W)-Pulver oder Kohlenstoffruß (C), sowie 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 zementierten Carbid bei 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf das gesamte zementierte Carbid, 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)
Das zementierte Carbid der dritten Ausgestaltung umfasst 5 bis 7 Masse-% Co und/oder Ni, 0 bis 10 Masse-% mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus einem Carbid (außer WC), Nitrid und einem Carbonitrid mindestens eines Metalls, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems sowie die Restmenge aus Wolframcarbid. Ähnlich den obigen Ausgestaltungen, ist eine Hartphase hauptsächlich aus Wolframcarbid-Partikeln zusammengesetzt und enthält β-Partikel mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus dem Carbid, dem Nitrid und dem Carbonitrid, wobei jene durch eine Binderphase aus hauptsächlich Co und/oder Ni gebunden wird.
In der vorliegenden Ausgestaltung betragen die Gehaltsmengen der Binderphase im zementierten Carbid 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 zementierte Carbid eine hohe Härte und Zähigkeit auf. Bei Verwendung des zementierten Carbids in einem Schneidwerkzeug zeichnet sich dieses bei der Abrieb- und Bruchbeständigkeit aus. Wegen der niedrigen Gehaltsmenge der Binderphase wird ein Werkstückmaterial aus einer Ti- oder hitzebeständigen Legierung weniger wahrscheinlich verschweißt, und somit ist es ermöglicht, den Verschnitt an der Schneidkante zu verhindern, welcher durch Verschweißung und die Oberflächenrauigkeit der bearbeiteten Oberfläche verursacht und erzeugt wird.
Beträgt andererseits die Gehaltsmenge der Binderphase weniger als 5 Masse-%, verschlechtert sich die Bruchbeständigkeit des Schneidwerkzeugs wegen ungenügender Zähigkeit des zementierten Carbids. Da sich die Sinterbarkeit drastisch verschlechtert und ein spezielles Sinterverfahren zum Sintern der Presslinge benötigt wird, erhöhen sich die Kosten zu sehr. Übersteigt die Gehaltsmenge der Bindermasse 7 Masse-%, sinkt die Härte des zementierten Carbids ab, und die Abriebbeständigkeit des Schneidwerkzeugs verschlechtert sich. Ist die Gehaltsmenge 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 μm, steigt die Härte des zementierten Carbids übermäßig an, und die Bruchbeständigkeit des Schneidwerkzeugs verschlechtert sich. Auch verschlechtert sich die Sinterbarkeit des zementierten Carbids, 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 zementierten Carbids 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 zementierten Carbid übermäßig an, weshalb sich die Zähigkeit des zementierten Carbids und die Bruchbeständigkeit des Schneidwerkzeugs verschlechtern. Übersteigt die Sättigungsmagnetisierung 12 μTm³/kg, sinkt die Härte des zementierten Carbids wegen des überschüssigen Kohlenstoffgehalts im zementierten Carbid 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 zementierten Carbids weniger als 15 kA/m, steigt die Dicke (die so genannte mittlere freie Weglänge) der Binderphase, die den Raum zwischen Hartphasen im zementierten Carbid bindet, übermäßig an, und es verschlechtert sich die Abriebbeständigkeit wegen der abgesunkenen Härte des zementierten Carbids 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 zementierten Carbid übermäßig ab, und somit wird die Zähigkeit des zementierten Carbids 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 zementierten Carbid 0,045 Masse-% beim Mengenanteil, bezogen auf die Menge des gesamten zementierten Carbids, 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 zementierten Carbids ab, weshalb Verschnitt und Brüche auftreten. Der Sauerstoffgehalt im zementierten Carbid beträgt bevorzugt 0,035 Masse-% oder weniger.
Ähnlich den oben beschriebenen Ausgestaltungen, kann das zementierte Carbid, zusätzlich zum WC und Co, mindestens eine Art eines Carbids (außer WC), Nitrids oder eines Carbonitrids, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, im Mengenanteil von 0 bis 10 Masse-% enthalten.
Es ist besonders bevorzugt, dass Cr in einem Mengenanteil von 2 bis 10 und bevorzugt von 3 bis 7 Masse-% als Carbid (Cr₃C₂), bezogen auf die Gehaltsmenge (Masse-%) der Binderphase im zementierten Carbid, enthalten ist. Demzufolge kann die Korrosionsbeständigkeit des zementierten Carbids 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 zementierten Carbid 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 Cr, 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 weist das Cr den Effekt zur Befähigung der Steuerung der Partikelgröße der Hartphase in den zementierten Carbiden durch Unterdrückung des Kornwachstums der Hartphase beim Sintern des zementierten Carbids auf.
Zusätzlich zum Cr können Vanadium (V) und Tantal (Ta) bevorzugt verwendet werden, um dadurch das Kornwachstum der Hartphase beim Sintern zu unterdrücken. Zumindest eine Teilmenge des Cr, V und Ta 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 zementierten Carbids der vorliegenden Erfindung kann eine harte Überzugsschicht aus einer der Verbindungen von einem oder mehr Elementen, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend 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 zementierten Carbidsubstrat und einer harten Überzugsschicht ohne Verschlechterung der Oberfläche des zementierten Carbidsubstrats 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 zementierten Carbids gemäß der obigen Ausgestaltung nun beschrieben. Zuerst werden 83 bis 95 Masse-% Wolframcarbid-(WC)-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 5 bis 200 μm, 0 bis 10 Masse-% mindestens eines Mittels, ausgewählt aus einem Carbid (außer Wolframcarbid (WC)), Nitrid und einem Carbonitrid mindestens eines Metalls, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, mit einer mittleren Partikelgröße von 0,3 bis 2,0 μm, 5 bis 7 Masse-% metallisches Kobalt(Co)-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 0,2 bis 3 μm und, nötigenfalls, metallisches Wolfram(W)-Pulver oder Kohlenstoffruß (C) 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 Reibvorrichtungen, 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 in den Bereich von 0,4 bis 1,0 μm zu liegen kommt.
Es werden nämlich viele WC-Partikel mit frischen Oberflächen, auf denen Sauerstoff nicht adsorbiert wird, durch Feinmahlen eines groben WC-Pulvers mit der mittleren Partikelgröße von 5 bis 200 μm so freigelegt, um die mittlere Partikelgröße anzupassen, die um 1/5 kleiner als die ursprüngliche mittlere Partikelgröße wird und 1,0 μm oder weniger beträgt. Deshalb sinken der Sauerstoffgehalt im Mischpulver und Grünpressling sowie die Oberflächenenergie der jeweiligen Partikelmischpulver ab, und es wird somit erleichtert, den Pressling zu sintern. Da außerdem die Benetzung des WC-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 ein Argongas so eingeleitet, um den Druck im Sinterofen bei einem konstanten Druck von 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 zementiertes Carbid der vorliegenden Ausgestaltung zu erhalten.
Auch können die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche der ersten Ausgestaltung mit diesem Verfahren gebildet werden.
Der Kantenbereich, der als Schneidkante des entstandenen zementierten Carbids dient, kann auch in der Form einer scharfen Kante ohne maschinelle Bearbeitung angewandt werden, aber es können gegebenenfalls auch eine R-Hörnung zur Bildung eines kleinen Randes von 10 μm oder weniger, gesehen von der Seite einer Spanfläche oder schrägen Hörnung, am Kantenbereich, der als Schneidkante dient, angewandt und 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 zeigt und 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 zementierten Carbide 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 Schneikante, die entlang einem Grat gebildet ist, wo sich dessen Flanken- und Spanfläche treffen, aus dem zementierten Carbid 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 zementierten Carbide der ersten bis dritten Ausgestaltungen als Schneidwerkzeug, da die Temperatur der Schneidkante des Schneidwerkzeugs während der maschinellen Bearbeitung nicht übermäßig höher ansteigt, das Problem wie eine Schleierbildung auf der bearbeiteten Oberfläche des Werkstückmaterials maschinell beseitigt und eine glatte und glänzende endgefertigte Oberfläche gebildet.
Ist die Schneidkante aus dem zementierten Carbid 1 der ersten Ausgestaltung zusammengesetzt, 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 7 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 zementierten Carbid der zweiten Ausgestaltung zusammengesetzt, ist es ermöglicht, 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.
Ist die Schneidkante aus dem zementierten Carbid der dritten Ausgestaltung zusammengesetzt, 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 zementierten Carbid 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. Die Bezeichnung "hitzebeständige Legierung" ist ein generischer Name für eine Nickel(Ni)-Legierung wie Inconel, Hastelloy oder Stellit, eine Kobalt(Co)-basierte Legierung und für eine Eisen(Fe)-basierte Legierung wie Incoloy.
Sogar bei Verwendung der zementierten Carbide 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, sie ist aber nicht auf die folgenden Beispiele eingeschränkt.
[Beispiel I]
<Herstellung von zementiertem Carbid>

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 Wegwerf-Spitze (eines Schneidwerkzeugs) zur Endbearbeitung 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 zementierte Carbide (Proben Nrn. I-1 bis I-14 in Tabelle 1) zu erhalten. Die Kühlgeschwindigkeit in Tabelle 1 zeigt die Kühlgeschwindigkeit, bis die zementierten Carbide auf 800°C oder darunter nach dem Sintern abgekühlt sind. Auch bedeutet "Ar" in der Tabelle 1 ein Argongas, während "N₂" ein Stickstoffgas bedeutet. [Tabelle 1]

Probe Nr.	Zusammensetzung (Masse-%)			Sinterbedingungen
Probe Nr.	WC	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 zementierten Carbide, wurde das in 2 gezeigte Sekundärelektronenbild (200-fache Vergrößerung) mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommen. Bezüglich der beliebigen Zone von 6 mm × 5 mm, wurden die Fläche und der Durchschnittdurchmesser der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche gemessen und dann das vorliegende Verhältnis (der Flächenanteil der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche in der Sichtzone, wo die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche gemessen wurden) ermittelt. Die gemessene Anzahl der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche betrug 10 oder mehr, und der Durchschnittswert wurde berechnet. Die mittlere Partikelgröße der WC-Partikel wurde mit einer LUZEX-Bildanalysenmethode berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
Bezüglich der beliebigen Oberfläche des entstandenen zementierten Carbids 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 zementiertes Carbid mit der Form einer Spitze auf eine Wegwerf-Endmühle montiert, und ein Schneid-Bewertungstest unter den folgenden Bedingungen in einem Maschinenzentrum durchgeführt und dann die maschinelle Bearbeitung bewertet. Auch diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
<Schneidbedingungen>
(Abriebbeständigkeitsbewertungstest (Schulter-Maschinierung))

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 (Schulter-Maschinierung))

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 Partikelgröße von WC (μm)	Binder-Phase-aggregierte Teilbereiche				Maschinelle Bearbeitng
Probe Nr.	mittlere Partikelgröße von WC (μm)	vorliegendes Verhältnis (Flächen-%)	mittlere Partikelgröße (μm)	aggregierter Anteil/Normalanteil¹⁾	Gesamtgehalt der Binder-Phase auf der Oberfläche (Masse-%)	Abriebbreite (mm)	Schneidzeit (min)
I-1	1,0	70	210	7,0	70	0,20	15
I-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
I-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 zementierten Carbids

Wie aus den Ergebnissen der Tabellen 1 und 2 ersichtlich, betrug in allen Proben Nrn. I-9 bis I-14 der Flächenanteil der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche auf der Oberfläche des zementierten Carbids 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. I-1 bis I-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 Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen 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 zementierten Carbidsubstrats, 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 zementierten Carbide 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 II-14 in Tabelle 3). [Tabelle 3]

Probe Nr.	zementierte Carbidprobe Nr.	Hartüberzug		maschinelle Bearbeitung
Probe Nr.	zementierte Carbidprobe 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 zementiertes Carbid mit der Form einer Spitze auf eine Wegwerf-Endmühle montiert und der Schneidbewertungstest unter den folgenden Bedingungen in einem Maschinen-Zentrum durchgeführt und dann die maschinelle Bearbeitung bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
<Schneidbedingungen>
(Abriebbeständigkeitsbewertungstest (Schulter-Maschinierung))

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 (Schulter-Maschinierung))

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 II-14 der Flächenanteil der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche auf der Oberfläche des zementierten Carbids 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 Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 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 zementiertem Carbid>

Ein WC-Pulver, ein Co-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⁾
	WC		Co		Weitere Additive
	Mittlere Partikelgröße (μm)	Menge	Mittlere Partikelgröße (μm)	Masse-%	Typen	mittlere Partikelgröße (μm)	Masse-%
III-1	0,6	Restmenge	1	5	Cr₃C₂ VC	1,5 1,0	1 0,5	0,52
III-2	0,8	Restmenge	1	6	Cr₃C₂ VC	1,5 1,0	0,5 0,1	0,76
III-3	0,9	Restmenge	1	7	TiC VC	1,2 2,0	0,2 0,1	0,81
III-4	0,7	Restmenge	1	8	TiC Cr₃C₂ ZrC	1,2 1,5 1,5	2,5 1,5 1,0	0,56
III-5	1,1	Restmenge	1	10	Cr₃C₂ VC	1,5 1,0	1 0,5	0,82
*III-6	0,6	Restmenge	1	5	Cr₃C₂ VC	1,5 1,0	1 0,5	0,47
*III-7	0,8	Restmenge	1	6	TiC VC	1,2 0,7	0,6 1	0,74
*III-8	0,9	Restmenge	1	7	TiC NbC ZrC	1,2 2,0 1,5	1,5 5,5 2,0	0,53
*III-9	1,0	Restmenge	1	12	Cr₃C₂ VC	1,5 0,7	0,5 1	0,79
*III-10	10	Restmenge	1	12	Cr₃C₂ VC	1,5 0,7	0,5 1	1,5
III-11	5	Restmenge	1	5	Cr₃C₂ VC	1,5 1,0	0,5 1	0,56
III-12	10	Restmenge	1	6	Cr₃C₂ VC	1,5 1,0	1,0 0,5	0,78
III-13	100	Restmenge	1	7	TiC VC	1,2 2,0	0,1 0,2	0,84
III-14	20	Restmenge	1	8	TiC Cr₃C₂ ZrC	1,2 1,5 1,5	1,0 1,5 2,5	0,74
III-15	10	Restmenge	1	10	Cr₃C₂ VC	1,5 1,0	0,5 1	0,58
III-16	10	Restmenge	1	8	Cr₃C₂ Ni	1,5 1,0	2 1	0,58

Mit "*" markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.
1) Partikelgrößenverteilung des Mischpulvers nach der Mischstufe, D50-Wert (μm) 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 zementierte Carbide 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 (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (1 kPa)	1380	2	80
III-2	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (50 kPa)	1400	2	200
III-3	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (5 kPa)	1415	1,5	50
III-4	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (10 kPa)	1410	1	150
III-5	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (10 kPa)	1380	2	250
*III-6	Vakuum (< 0,4 kPa)	Vakuum (< 0,4 Pa)	1430	2	100
*III-7	N₂-Gasfluss (1 kPa)	Autogene Atmosphäre (1,5 kPa)	1415	1	40
*III-8	Vakuum (< 0,4 kPa)	N₂-Gasfluss (0,8 kPa)	1410	1	150
*III-9	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (2 kPa)	1350	1,5	100
*III-10	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (2 kPa)	1350	1,5	100
III-11	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (1 kPa)	1380	2	80
III-12	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (50 kPa)	1400	2	200
III-13	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (5 kPa)	1415	1,5	50
III-14	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (10 kPa)	1410	1	150
III-15	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (10 kPa)	1320	1	200
III-16	Vakuum (< 0,4 kPa)	Autogene Atmosphäre (10 kPa)	1320	1	200

Mit "*" markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

Auf der Oberfläche des entstandenen zementierten Carbids 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 zementierten Carbids sowie die Dicke der Zone, worin die Co-Konzentration im Vergleich mit dem Inneren des zementierten Carbids höher war, als Dicke der Binder-Phase-angereichten Schicht gemessen. Die Proben, in denen die Binder-Phase-angereicherte Schicht vorliegt, wurden bezüglich der An- oder Abwesenheit von Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen 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 × 4 mm × 24 mm
Schräge: 0,2 mm × 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 Binder-Phaseangereicherten 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.

Probe Nr.	Binder-Phase-aggregierte Teilbereiche			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 zementierten Carbids

Wie aus den in Tabellen 4 bis 7 angegebenen Ergebnissen ersichtlich, wurde in der Probe Nr. III-6, worin das zementierte Carbid in einer Vakuum-Atmosphäre gesintert worden war, keine Binder-Phase-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 Binder-Phase-angereicherte Schicht mit einer Dicke von mehr als 5 μm gebildet wurde. Auch in den Proben Nr. III-9 und Nr. III-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 III-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 III-16. Auch sinkt die Biegestärke tendenziell ab.
Dagegen zeigten alle Proben Nr. III-1 bis III-5 und III-11 bis III-16, in denen der Co-Gehalt 5 bis 10 Masse-% und die Dicke der Binder-Phase-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 III-15, in denen in WC-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 zementierten Carbid 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-%, ermöglicht 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 zementierten Carbid zeigten und ergaben.
[Beispiel IV]
<Herstellung von zementiertem Carbid>

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 16 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 zementierte Carbide 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 VC	0,5 0,1	6	1400	Autogene Atmosphäre
IV-2	10	91,4	Cr₃C₂ TaC	1,7 0,1	7	1375	Autogene 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 VC	0,55 0,05	5	1400	Autogene Atmosphäre
IV-6	7	94,4	Cr₃C₂ VC	0,45 0,15	5	1425	Autogene 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 VC	0,9 0,1	8	1425	Vakuum
*IV-10	10	92,6	Cr₃C₂ VC	1,3 0,1	6	1275	Vakuum
*IV-11	0,7	92,9	Cr₃C₂	0,7	7	1425	Autogene Atmosphäre
*IV-12	11	93,4	Cr₃C₂ VC	1,5 0,1	5	1450	Stickstoffgas-Fließatmosphäre
*IV-13	10	92,9	Cr₃C₂ VC	2,0 0,1	5	1600	Autogene Atmosphäre

Mit "*" markierte Proben liegen außerhalb der vorliegenden Erfindung.

Die Koerzitivkraft und Sättigungsmagnetisierung der entstandenen zementierten Carbide wurde mit einem Koerzitivkraft-Messgerät ("KOERZIMAT CS", hergestellt von FOERSTER JAPAN Limited) gemessen. Auch wurde der Sauerstoffgehalt im zementierten Carbid mit dem folgenden Verfahren gemessen. Die gemahlene zementierte Carbidpulverprobe 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 zementierten Carbids die mittlere Partikelgröße der Hartphase im zementierten Carbid gemessen. In den Proben, in denen die Binder-Phase-angereicherte Schicht vorliegt, wurden die An- oder Abwesenheit von Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen 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	Charakteristische Eigenschaften des Sinterkörpers
Nr.	Mittlere Partikelgröße von WC (μm)	Sauerstoffgehalt (Masse-%)	Hc (kA/m)	4Πσ (μTm³/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.	Binder-Phase-aggregierte Teilbereiche			Maschinelle Bearbeitbarkeit
	Vorliegendes Verhältnis (Flächen-%)	Mittlere Partikelgröße (μm)	Aggregierter Anteil/Normclanteilt)	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 zementierten Carbids

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 zementierten Carbide 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.
ZUSAMMENFASSUNG
Offenbart wird ein zementiertes Carbid, umfassend 5 bis 10 Masse-% Kobalt und/oder Nickel; 0 bis 10 Masse-% 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, die Restmenge aus Wolframcarbid, worin die Hartphase hauptsächlich Wolframcarbid-Partikel umfasst, β-Partikel mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, enthält und durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden ist, und worin die mittlere Partikelgröße der Wolframcarbid-Partikel 1 μm oder weniger beträgt und das zementierte Carbid eine Meer-Insel-Struktur aufweist, worin mehrere Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel in einem Mengenanteil von 10 bis 70 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche, auf der Oberfläche des zementierten Carbids verstreut vorliegen. Das zementierte Carbid zeichnet sich bei der Abrieb- und Bruchbeständigkeit aus.

Claims

Zementiertes Carbid, umfassend: 5 bis 10 Masse-% Kobalt und/oder Nickel; 0 bis 10 Masse-% 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; und die Restmenge aus Wolframcarbid, worin die Hartphase hauptsächlich Wolframcarbid-Partikel umfasst, β-Partikel mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, enthält und durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden ist, und worin die mittlere Partikelgröße der Wolframcarbid-Partikel 1 μm oder weniger beträgt und das zementierte Carbid eine Meer-Insel-Struktur aufweist, worin mehrere Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel in einem Mengenanteil von 10 bis 70 Flächen-%, bezogen auf die Gesamtfläche, auf der Oberfläche des zementierten Carbids verstreut vorliegen.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 1, worin der Gesamtgehalt von Kobalt und Nickel auf der Oberfläche des zementierten Carbids 15 bis 70 Masse-% ausmacht, bezogen auf die Gesamtmenge der Metallelemente auf der Oberfläche des zementierten Carbids.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 1, worin das Verhältnis m1/m2 des Gesamtgehalts m1 von Kobalt und Nickel in den Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen zum Gesamtgehalt m2 von Kobalt und Nickel im Normalanteil, der sich von den Binder-Phase-aggregierten Teilbereichen unterscheidet, 2 bis 10 beträgt.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 1, worin der mittlere Durchmesser der Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche 10 bis 300 μm beträgt, gesehen aus dem zementierten Carbid aus der Oberfläche.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 1, worin die Binder-Phase-aggregierten Teilbereiche in einer Tiefenzone vorliegen, die sich von der Oberfläche des zementierten Carbids in eine Tiefe von 5 μm erstreckt.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 1, die Chrom und/oder Vanadium enthält.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 1, worin die Oberfläche des zementierten Carbids mit einem Hartüberzug überzogen ist.
Zementiertes Carbid, umfassend: 5 bis 10 Masse-% Kobalt und/oder Nickel; 0 bis 10 Masse-% 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; und die Restmenge aus Wolframcarbid, worin die Hartphase hauptsächlich Wolframcarbid-Partikel umfasst, β-Partikel mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, enthält und durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden ist, und worin das zementierte Carbid eine Binder-Phase-angereicherte Schicht mit einer Dicke von 0,1 bis 5 μm auf der Oberfläche umfasst und auch die folgende Beziehung erfüllt: 0,02 ≤ I_Co/(I_WC + I_Co) ≤ 0,5, worin I_WC die (001)-Ebene-Peakintensität des Wolframcarbids und I_Co die (111)-Ebene-Peakintensität von Kobalt und/oder Nickel im Röntgenbeugungsmuster der Oberfläche bezeichnen.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 8, worin, wenn der mit der folgenden Gleichung (I) ermittelte Wert eines Peak des Wolframcarbids im Röntgenbeugungsmuster der Orientationskoeffizient T_c der (001)-Ebene ist, das Verhältnis (T_cs/T_ci) des Orientationskoeffizient T_cs in der Oberfläche zum Orientationskoeffizient T_ci im zementierten Carbid 1 bis 5 beträgt: [Gleichung 2] Tc(001) = [I(001)/Io(001)]/[1/n)Σ(I(hkl)/Io(hkl))] (I),worin gilt: I(hkl): Peakintensität der (hkl)-Reflexionsebene eines Röntgenbeugungsmesspeak, Io(hkl): Standard-Peakintensität der Röntgenbeugungsdaten in einem ASTM-Standard-Energiemuster, ΣI(hkl) = I(001) + I(100) + I(101) + I(110) + I(002) + I(111) + I(200) + I(102),n = 8 (Zahl der Reflexionsebenenpeaks zur Berechnung von Io(hkl) und I(hkl), und I(001) ist I_WC gemäß Anspruch 8.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 9, worin der Sauerstoffgehalt im zementierten Carbid 0,045 Masse-% oder weniger, bezogen auf die Masse des gesamten zementierten Carbids, und die mittlere Partikelgröße der Wolframcarbid-Partikel der Hartphase 0,4 bis 1,0 μm betragen.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 10, worin der Kobalt- und/oder Nickelgehalt 5 bis 7 Masse-% beträgt.
Zementiertes Carbid, umfassend: 5 bis 7 Masse-% Kobalt und/oder Nickel; 0 bis 10 Masse-% 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; und die Restmenge aus Wolframcarbid, worin die Hartphase hauptsächlich Wolframcarbid-Partikel umfasst, β-Partikel mindestens eines Mitglieds, ausgewählt aus dem Carbid, Nitrid und dem Carbonitrid, enthält und durch eine Binderphase aus hauptsächlich Kobalt und/oder Nickel gebunden ist, und worin die mittlere Partikelgröße der Hartphase 0,6 bis 1,0 μm, die Sättigungsmagnetisierung 9 bis 12 μTm³/kg, die Koerzitivkraft 15 bis 25 kA/m und der Sauerstoffgehalt 0,045 Masse-% oder weniger betragen.
Zementiertes Carbid gemäß Anspruch 12, das als das mindestens eine Metall, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus den Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, Chrom in einem Mengenanteil von 2 bis 10 Masse-% Carbid (Cr₃C₂) enthält, bezogen auf die Gehaltsmenge der Binderphase.
Schneidwerkzeug zur Verwendung in einem Schneidvorgang mit einer Schneidkante, die entlang einem Grat gebildet ist, wo sich dessen Flanken- und Spanfläche treffen, gepresst gegen ein Werkstückmaterial, worin die Schneidkante das zementierte Carbid gemäß Anspruch 1, 8 oder 12 umfasst.