DE112015005350T5

DE112015005350T5 - Cermet und Schneidwerkzeug

Info

Publication number: DE112015005350T5
Application number: DE112015005350.6T
Authority: DE
Inventors: Ryoma Nomiyama; Hideyoshi Kinoshita
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2014-11-27
Filing date: 2015-08-28
Publication date: 2017-08-10
Also published as: JP5989930B1; US20170327932A1; US10094005B2; WO2016084443A1; CN107002186B; JPWO2016084443A1; CN107002186A

Abstract

Ein Cermet und ein Schneidwerkzeug sind bereitgestellt, die große Verschleißfestigkeit und große Bruchfestigkeit an einer Schneidkante haben, sogar in einem Schneidmodus, in dem die Schneidkante eine große Temperatur erreicht. Ein Cermet 1 weist auf eine Hartphase 2, aufweisend ein Carbonitrid von einem oder mehreren Metallen, die ausgewählt sind aus Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems und zumindest Ti aufweisen, und eine Binderphase 3, die W und zumindest ein Metall enthält, das ausgewählt ist aus Co und Ni, wobei die Binderphase 3 aufweist eine erste Binderphase 4, in der ein Massenverhältnis von W zu einer Gesamtmenge von Co und Ni (W/(Co + Ni)) 0,8 oder kleiner ist, und eine zweite Binderphase 5, in der ein Massenverhältnis von W zu einer Gesamtmenge von Co und Ni (W/(Co + Ni)) 1,2 oder größer ist.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Cermet und ein Schneidwerkzeug.
Hintergrund
Derzeit ist ein Cermet, das Titan als Hauptbestandteil enthält, weit verbreitet als ein Material eines Elements, das Verschleißfestigkeit, Gleiteigenschaften und Bruchfestigkeit verlangt, wie z.B. ein Schneidwerkzeug, ein verschleißfestes Element oder ein Gleitelement.
Z.B. offenbart Patentdokument 1 ein Cermet, enthaltend eine Hartphase, wie z.B. Titan-Carbonitrid, und eine Metall-Binderphase, die Hauptsächliche aus Kobalt gemacht ist, wobei die Metall-Binderphase aufweist eine gemischte Carbid-Phase aus Wolfram und Kobalt, die eine hexagonale Kristallstruktur hat.
Verwandte-Technik-Dokument
Patentdokument

Patentdokument 1: Japanische nicht-geprüfte Patentveröffentlichung Nr. 2009-154224 .

Beschreibung der Erfindung
Probleme, die von der Erfindung gelöst werden sollen
Es wird jedoch verlangt, dass ein Cermet mit Verschleißfestigkeit und Bruchfestigkeit bereitgestellt ist, das einer Verwendung bei einer hohen Temperatur standhält. Wenn z.B. das Cermet, das in oben genanntem Patentdokument 1 offenbart ist, zum Hochgeschwindigkeitsschneiden verwendet wird, das große Wärme erzeugt, ist der Effekt davon immer noch unzureichend, obwohl es einen Effekt des Verbesserns der Verschleißfestigkeit hat. Zusätzlich zur Verschleißfestigkeit wird auch eine Verbesserung der Bruchfestigkeit verlangt.
Mittel zum Lösen der Probleme
Ein Cermet gemäß der vorliegenden Ausführungsform weist eine Hartphase, aufweisend ein Carbonitrid von einem oder mehreren Metallen, die ausgewählt sind aus Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems und zumindest Ti aufweisen, und eine Binderphase auf, die metallisches W und zumindest ein Metall enthält, das ausgewählt ist aus metallischem Co und metallischem Ni. Die Binderphase weist eine erste Binderphase, in der ein Massenverhältnis von metallischem W zu einer Gesamtmenge von metallischem Co und metallischem Ni (W/(Co + Ni)) 0,8 oder kleiner ist, und eine zweite Binderphase auf, in der ein Massenverhältnis von metallischem W zu einer Gesamtmenge von metallischem Co und metallischem Ni (W/(Co + Ni)) 1,2 oder größer ist.
Ein Schneidwerkzeug gemäß der vorliegenden Ausführungsform weist das oben beschriebene Cermet als ein Substrat auf.
Effekte der Erfindung
Gemäß dem Cermet der vorliegenden Ausführungsform können Verschleißfestigkeit und Bruchfestigkeit bei einer hohen Temperatur verbessert sein.
Gemäß dem Schneidwerkzeug der vorliegenden Ausführungsform können Verschleißfestigkeit und Bruchfestigkeit bei einer hohen Temperatur verbessert sein und ein Schneidwerkzeug, das imstande ist für eine lange Zeit verwendet zu werden, kann bereitgestellt sein.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist eine schematische Ansicht, die ein Beispiel des Cermets der vorliegenden Ausführungsform zeigt.
2 ist eine schematische Ansicht, die eine der Feste-Lösung-Phasen in dem Cermet von 1 durch Vergrößerung zeigt.
Ausführungsformen zum Ausführen der Erfindung
Ein Beispiel des Cermets der vorliegenden Ausführungsform wird mit Bezugnahme auf die schematische Ansicht des Cermets von 1 beschrieben.
Ein Cermet 1 der vorliegenden Ausführungsform weist eine Hartphase bzw. harte Phase 2, die ein Carbonitrid von einem oder mehreren Metallen aufweist, die ausgewählt sind aus Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems und zumindest Ti aufweisen, und eine Binderphase bzw. Bindemittelphase 3 auf, die W und zumindest ein Metall enthält, das aus Co und Ni ausgewählt ist. In einer mikroskopischen Beobachtung bzw. Betrachtung des Cermets 1 ist der Bereichsanteil bzw. Flächenanteil der Hartphase 2 65 bis 95 Flächen-% und der Bereichsanteil der Binderphase 3 ist 5 bis 35 Flächen-%. Der Bereichsanteil kann ermittelt werden durch das Bildanalyseverfahren einer Mikroskopaufnahme des Cermets 1. In der vorliegenden Ausführungsform enthält die Hartphase 2 Ti als Hauptbestandteil bzw. Hauptkomponente.
Die Binderphase 3 enthält eine erste Binderphase 4, in der ein Massenverhältnis von W zu einer Gesamtmenge von Co und Ni (W/(Co + Ni)) 0,8 oder kleiner ist, und eine zweite Binderphase 5, in der ein Massenverhältnis von W zu einer Gesamtmenge von Co und Ni (W/(Co + Ni)) 1,2 oder größer ist. Unterscheidung zwischen der ersten Binderphase 4 und der zweiten Binderphase 5 wird wie folgt gemacht. Durch mikroskopische Beobachtung bzw. Betrachtung des Cermets 1 wird eine Verteilung von jedem Metallelement bestätigt unter Verwendung einer Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA; engl.: electron probe microanalyzer (EPMA)) und die Unterscheidung wird basierend auf dem Verhältnis der Metallelemente an jedem Ort gemacht.
Hier wird ein Verfahren zum Spezifizieren eines Umrisse bzw. Umfangs der ersten Binderphase 4 und der zweiten Binderphase 5 beschrieben. Wenn ein Verengungsabschnitt bzw. verengter Abschnitt durch Betrachten einer Außenform bzw. äußeren Form der ersten Binderphase 4 oder der zweiten Binderphase 5 ermittelt wird, wird die kleinste Länge des Verengungsabschnitts als eine Grenze angenommen und die Ermittlung wird folgendermaßen gemacht. Wenn z.B. ein Verengungsabschnitt durch Betrachten einer Außenform der zweiten Binderphase ermittelt wird, wie in 1 gezeigt, und wenn sowohl die größte Länge L₁ der zweiten Binderphase 5 als auch die größte Länge L₂ der zweiten Binderphase 5, die in zwei Bereichen angeordnet sind, zwischen denen der Verengungsabschnitt angeordnet ist, dreimal so groß oder größer als die kleinste Länge d des Verengungsabschnitts sind, wird ermittelt, dass der Verengungsabschnitt eine Grenze ist und zwei zweite Binderphasen 5 vorliegen, zwischen denen diese Grenze angeordnet ist. Andererseits, wenn eine der größten Längen der zwei Bereiche, zwischen denen die kleinste Länge des Verengungsabschnitts angeordnet ist, kleiner als dreimal so groß wie die kleinste Länge d des Verengungsabschnitts ist, wird ermittelt, dass es keine Grenze gibt und die zwei Bereiche ein Bereich sind. Hier sind die Grenzen zwischen den ersten Binderphasen 4, zwischen den zweiten Binderphasen 5 und zwischen der ersten Binderphase 4 und der zweiten Binderphase 5 mit gepunkteten Linien in 1 gezeigt.
Ferner wird die Grenze zwischen der ersten Binderphase 4 und der zweiten Binderphase 5 spezifiziert durch Bestätigen des Massenverhältnisses von W zu der Gesamtmenge von Co und Ni (W/(Co + Ni)). Außerdem können andere Binderphasen, die weder zu der ersten Binderphase 4 noch zu der zweiten Binderphase 5 gehören, zwischen der ersten Binderphase 4 und der zweiten Binderphase 5 vorliegen bzw. vorhanden sein. Auch in diesem Fall ist die Grenze zwischen der ersten Binderphase 4, der zweiten Binderphase 5 und den anderen Binderphasen spezifiziert durch Bestätigen des Massenverhältnisses von W zu der Gesamtmenge von Co und Ni (W/(Co + Ni)).
Hier wird in einer Mikroskopaufnahme des Cermets 1 eine Messung bei einer Vergrößerung gemacht, sodass die erste Binderphase 4 und die zweite Binderphase 5 vorliegen und sodass drei oder mehr erste Binderphasen 4 (drei oder mehr Orte der ersten Binderphase 4) und drei oder mehr zweite Binderphasen 5 (drei oder mehr Orte der zweiten Binderphase 5) vorliegen.
Das Cermet 1, das eine solche Konfiguration hat, hat eine große Wärmeverteilungseigenschaft. Daher, wenn dieses Cermet 1 als ein Substrat eines Schneidwerkzeugs verwendet ist/wird, ist die Temperatur der Schneidkante weniger anfällig für Erhöhung zur Zeit des Schneidens, sodass die Verschleißfestigkeit an der Schneidkante verbessert ist. Ferner hat die zweite Binderphase 5 eine größere Elastizität als das gemischte Carbonitrid aus W und Co, sodass, wenn eine Erschütterung bzw. ein Schlag auf das Cermet 1 angewandt ist bzw. wirkt, die zweite Binderphase 5 die Erschütterung absorbieren kann, indem sie elastisch verformt wird. Daher kann die Bruchfestigkeit des Cermets 1 verbessert sein. Da die erste Binderphase 4 eine große Benetzbarkeit bezüglich/zu der Hartphase 2 hat, wird die Entwicklung von Rissen bzw. Brüchen verringert, wodurch die Bruchfestigkeit des Cermets 1 in dieser Hinsicht auch verbessert ist/wird.
Ferner ist in der vorliegenden Ausführungsform in einer Mikroskopaufnahme der Bereichsanteil bzw. Flächenanteil W1 der ersten Binderphase 4 15 bis 22 Flächen-%, der Bereichsanteil W2 der zweiten Binderphase 5 2 bis 20 Flächen-% und eine Summe von W1 und W2 17 bis 35 Flächen-%. Die Messung wird an drei oder mehr beliebigen Orten gemacht und durch einen Mittelwert davon evaluiert.
Außerdem ist in der vorliegenden Ausführungsform ein Verhältnis einer Summe eines Gesamtbereichsanteils bzw. Gesamtflächenanteils S1 der ersten Binderphase 4 (der im Folgenden einfach als S1 bezeichnet werden kann) und eines Gesamtbereichsanteils S2 der zweiten Binderphase 5 (der im Folgenden einfach als S2 bezeichnet werden kann) relativ zu einem Gesamtbereichsanteil der gesamten Binderphase 3 0,9 oder größer. Anders gesagt kann das Meiste der Binderphase 3 aus der ersten Binderphase 4 und der zweiten Binderphase 5 zusammengesetzt sein, und andere Binderphasen können mit einem Bereichsanteil bzw. Flächenanteil von kleiner als 0,1 relativ zu der gesamten Binderphase 3 vorliegen. Die anderen Binderphasen, die weder die erste Binderphase 4 noch die zweite Binderphase 5 sind, erfüllen einen Zusammenhang, sodass das Massenverhältnis von W zu einer Gesamtmenge von Co und Ni (W/(Co + Ni)) 0,8 < (W/(Co + Ni)) < 1,2 ist, die anderen Binderphasen können jedoch zwischen der ersten Binderphase 4 und der zweiten Binderphase 5 oder in einer Nachbarschaft einer Grenzfläche zwischen der Binderphase 3 (erste Binderphase 4 oder zweite Binderphase 5) und der Hartphase 2 vorliegen. Hier ist in 1 eine Struktur gezeigt, in der die anderen Binderphasen nicht vorliegen.
Ferner ist das Verhältnis von S2 zu S1 (S2/S1) 0,2 bis 1,5. Dies verbessert sowohl die Verschleißfestigkeit als auch die Bruchfestigkeit des Cermets 1. Ein besonders bevorzugter Bereich des Verhältnisses von S2 zu S1 (S2/S1) ist 0,3 bis 1,2.
Hier ist der Gesamtbereichsanteil S1 der ersten Binderphase 4 eine Gesamtsumme der Bereichsanteile von jeder der ersten Binderphasen 4 in einer Mikroskopaufnahme. Der Gesamtbereichsanteil S2 der zweiten Binderphase 5 ist eine Gesamtsumme der Bereichsanteile von jeder der zweiten Binderphasen 5. Der Gesamtbereichsanteil der gesamten Binderphase 3 ist eine Gesamtsumme der Bereichsanteile von allen Binderphasen, die die Binderphase 3 bilden.
Außerdem ist in der vorliegenden Ausführungsform ein Verhältnis eines mittleren Bereichsanteils bzw. Durchschnittbereichsanteils s2 der zweiten Binderphasen zu einem mittleren Bereichsanteil s1 der ersten Binderphasen (s2/s1) 1,0 bis 3,0. Dies verbessert die Wärmeverteilungseigenschaft des Cermets 1 und außerdem ist eine Druckspannung in dem Cermet 1 erzeugt, wodurch die Bruchfestigkeit des Cermets 1 verbessert ist. Ein besonders bevorzugter Bereich des Verhältnisses (s2/s1) kann 1,2 bis 1,7 sein.
Der mittlere Bereichsanteil s1 ist ein Mittelwert der Bereichsanteile der ersten Binderphasen 4, die in einer Mikroskopaufnahme vorliegen, und der mittlere Bereichsanteil s2 ist ein Mittelwert der Bereichsanteile der zweiten Binderphasen 5, die in einer Mikroskopaufnahme vorliegen. Diese werden durch das Bildanalyseverfahren ermittelt.
Die Hartphase 2 weist eine TiCN-Phase 2a und eine Feste-Lösung-Phase 2b auf, die ein gemischtes Carbonitrid aus Ti und einem oder mehreren Metallen aufweist, die ausgewählt sind aus Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems mit Ausnahme von Ti. Diese Struktur verbessert die Belastbarkeit bzw. Härte der Hartphase 2, wodurch die Bruchfestigkeit verbessert werden kann ohne Verschlechterung der Verschleißfestigkeit. Ein Bereich der Hartphase 2 kann außerdem eine Kern-enthaltende Struktur haben, in der ein Kernbereich, der die TiCN-Phase 2a enthält, von peripheren Bereichen umgeben ist, die die Feste-Lösung-Phase 2b enthalten. Ferner können andere Hartphasen, wie z.B. eine Hartphase, die kein Ti enthält, oder eine Hartphase, die Carbid oder Nitrid von einem oder mehreren Metallen aufweist, die ausgewählt sind aus Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems, als eine Hartphase vorliegen, die von der Hartphase 2 verschieden ist, die in 1 erscheint, jedoch kann in einer Mikroskopaufnahme der Bereichsanteil der anderen Hartphasen relativ zu dem Bereichsanteil der gesamten Hartphase(n) 10 Flächen-% oder kleiner sein in einer Summe. In der vorliegenden Ausführungsform wird eine Verteilung der Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metalle bestätigt durch eine Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA) in einer Rasterelektronenmikroskop-(SEM)-Betrachtung, und die, in denen Ti und Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metalle des Periodensystems außer Ti beobachtet werden, werden als die Feste-Lösung-Phase 2b ermittelt, die ein gemischtes Carbonitrid aufweist.
In der vorliegenden Ausführungsform weist die Hartphase 2 eine TiCN-Phase 2a und eine Feste-Lösung-Phase 2b auf, die ein gemischtes Carbonitrid aufweist, das Ti und W enthält, wobei ein Atomanteil von W in der zweiten Binderphase 5 größer ist als ein Atomanteil von W in der Feste-Lösung-Phase 2b, und wobei ein Atomanteil von W in der ersten Binderphase 4 gleich oder kleiner ist als ein Atomanteil von W in der Feste-Lösung-Phase 2b.
Hier können die Atomanteile von W in der Feste-Lösung-Phase 2b und in der zweiten Binderphase 5 ermittelt werden durch Bestätigen der Verteilung von jedem Metallelement unter Verwendung einer Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA) durch mikroskopische Betrachtung des Cermets 1, Ermitteln der Zusammensetzung von jeder der Feste-Lösung-Phase 2b und der zweiten Binderphase 5, und anschließend Berechnen des Atomanteils des W-Elements relativ zu der Gesamtmenge der Metallelemente für jede der Feste-Lösung-Phase 2b und der zweiten Binderphase 5. Die Messung wird an drei oder mehr beliebigen Orten gemacht und durch einen Mittelwert davon evaluiert.
Die oben beschriebene Konfiguration ermöglicht, dass die Hochtemperaturhärte der zweiten Binderphase 5 groß ist, sodass, wenn das Cermet 1 als ein Substrat eines Schneidwerkzeugs verwendet ist/wird, die Verschleißfestigkeit an der Schneidkante, die eine hohe Temperatur während des Schneidens hat, verbessert ist. Ferner hat die zweite Binderphase 5 eine größere Elastizität als das gemischte Carbonitrid aus W und Co, sodass, wenn eine Erschütterung auf das Cermet 1 angewandt wird, die zweite Binderphase 5 die Erschütterung absorbieren kann durch elastisches Verformen. Aus diesem Grund kann die Bruchfestigkeit des Cermets 1 verbessert sein. Da die erste Binderphase 4 eine große Benetzbarkeit bezüglich der Hartphase 2 hat, wird auch die Entwicklung von Rissen verringert, wodurch die Bruchfestigkeit des Cermets 1 in dieser Hinsicht auch verbessert ist/wird.
Wenn das Cermet 1 eine hohe Festigkeit bzw. Härte bei einer hohen Temperatur hat, z.B. wenn die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei 800°C 1700 MPa oder größer ist, ist die Verschleißfestigkeit an der Schneidkante, die eine hohe Temperatur während des Schneidens erreicht, verbessert, wenn das Cermet 1 als ein Substrat eines Schneidwerkzeugs verwendet ist/wird.
Wenn die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei 800°C 65 % oder größer der Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur (25°C) ist, ist die Verschleißfestigkeit an der Schneidkante, die eine hohe Temperatur während des Schneidens hat, ebenfalls verbessert, wenn das Cermet 1 als ein Substrat eines Schneidwerkzeugs verwendet ist/wird.
Hier wird die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur und bei 800°C gemäß ISO 14704 (JIS R1601) und ISO 17565 (JIS R1604) ermittelt. Wenn hier die Form einer Probe nicht groß genug ist, um einen Prüfling herzustellen, der eine vorgegebene Größe hat, wird die Messung durch Reduzieren der Größe des Prüflings gemacht, während die Dimensionsverhältnisse des Prüflings aufrechterhalten werden. Die Dreipunkt-Biegefestigkeit neigt zu einer Erhöhung, wenn die Größe des Prüflings verringert ist. Aus diesem Grund kann ein absoluter Wert der Dreipunkt-Biegefestigkeit des Cermets 1 in einer Größe, die ISO 14704 und ISO 17565 entspricht, abgeschätzt werden durch Bereitstellen sowohl eines Prüflings, der eine Größe hat, die ISO 14704 und ISO 17565 entspricht, und eines Prüflings, der die gleiche Größe wie das Cermet 1 hat, unter Verwendung eines Materials, das ähnlich dem des Cermets 1 ist, Messen der Dreipunkt-Biegefestigkeit von beiden Prüflingen, und Berechnen des Verhältnisses der Dreipunkt-Biegefestigkeit von den beiden Prüflingen.
Ferner weist die Feste-Lösung-Phase 2b einen Ort auf, an dem ein Atomanteil von Ti in einem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase 5 inmitten von / von den Außenbereichen der Feste-Lösung-Phase 2b größer ist als ein Mittelwert eines Atomanteils von Ti in der Feste-Lösung-Phase 2b. Dies ermöglicht, dass eine Druckspannung an die Feste-Lösung-Phase 2b weitergegeben bzw. vermittelt werden kann, sodass die Härte des Cermets 1 weiter verbessert ist/wird.
Hier ist der Atomanteil von Ti in einem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase 5 inmitten von / von den Außenbereichen der Feste-Lösung-Phase 2b wie folgt definiert. Von einer beliebigen Position, die benachbart zu der zweiten Binderphase 5 an den Außenbereichsenden der Feste-Lösung-Phase 2b ist, wird die längste gerade Linie gezeichnet, die in der Feste-Lösung-Phase 2b gezeichnet werden kann, und der Atomanteil von Ti an der Längenposition (Tiefe) von 10% der Länge der geraden Linie von der oben genannten beliebigen Position, wird/ist als der Atomanteil von Ti in dem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase 5 definiert. Bezüglich der Feste-Lösung-Phase 2b muss der Atomanteil von Ti nicht notwendigerweise in allen Bereichen benachbart zu der zweiten Binderphase 5 inmitten von / von den Außenbereichen der Feste-Lösung-Phase 2b größer sein als der Mittelwert des Atomanteils von Ti der Feste-Lösung-Phase 2b. Es ist auch ausreichend, dass es in einem beliebigen Bereich von 50 µm² zumindest eine Feste-Lösung-Phase 2b gibt, die einen Ort aufweist, an dem der Atomanteil von Ti in einem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase 5 inmitten von / von den Außenbereichen der Feste-Lösung-Phase 2b größer ist als der Mittelwert des Atomanteils von Ti der Feste-Lösung-Phase 2b.
Hier kann der Atomanteil von Ti an einem Ort benachbart zu der ersten Binderphase 4 inmitten von / von den Außenbereichen der Feste-Lösung-Phase 2b auch größer sein als der Mittelwert des Atomanteils von Ti der Feste-Lösung-Phase 2b.
Außerdem weist die TiCN-Phase 2a einen Ort auf, an dem ein Atomanteil von Ti in einem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase 5 inmitten von / von den Außenbereichen der TiCN-Phase 2a kleiner ist als ein Atomanteil von Ti an dem Zentrum der TiCN-Phase 2a. Dies ermöglicht, dass die Adhäsion zwischen der zweiten Binderphase 5 und der TiCN-Phase 2a verbessert ist, sodass die Festigkeit/Stärke des Cermets 1 weiter verbessert ist/wird.
Hier ist der Atomanteil von Ti in einem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase 5 inmitten von / von den Außenbereichen der TiCN-Phase 2a wie folgt definiert. Von einer beliebigen Position, die benachbart zu der zweiten Binderphase 5 an den Außenbereichsenden der TiCN-Phase 2a ist, wird die längste gerade Linie gezeichnet, die in der TiCN-Phase 2a gezeichnet werden kann, und der Atomanteil von Ti an der Längenposition (Tiefe) von 10% der Länge der geraden Linie von der oben genannten beliebigen Position, wird/ist als der Atomanteil von Ti in dem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase 5 definiert. Bezüglich der TiCN-Phase 2a muss der Atomanteil von Ti nicht notwendigerweise in allen Bereichen benachbart zu der zweiten Binderphase 5 inmitten von / von den Außenbereichen der TiCN-Phase 2a kleiner sein als der Atomanteil von Ti an dem Zentrum der TiCN-Phase 2a. Auch bezüglich der TiCN-Phase 2a, die einen Ort aufweist, an dem der Atomanteil von Ti in einem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase 5 inmitten von / von den Außenbereichen der TiCN-Phase 2a kleiner ist als der Atomanteil von Ti an dem Zentrum der TiCN-Phase 2a, ist es ausreichend, dass zumindest eine TiCN-Phase 2a die oben genannten Zusammensetzung in einem beliebigen Bereich von 50 µm² hat.
Hier kann der Atomanteil von Ti der TiCN-Phase 2a benachbart zu der zweiten Binderphase 5 verringert sein entlang der Richtung zu den Außenbereichen, und auch der Atomanteil von Ti der TiCN-Phase 2a benachbart zu der ersten Binderphase 4 kann verringert sein entlang der Richtung zu den Außenbereichen.
Der Mittelwert des Atomanteils von jedem Element in der Feste-Lösung-Phase 2b wird durch das folgenden Verfahren ermittelt. Zuerst wird das Zentrum der Feste-Lösung-Phase 2b ermittelt. Das Zentrum der Feste-Lösung-Phase 2b ist/wird definiert als ein Mittelabschnitt des längsten Linienabschnitts, der in der Feste-Lösung-Phase 2b gezeichnet werden kann. Eine gerade Linie, die durch das Zentrum der Feste-Lösung-Phase 2b verläuft und beide Außenumfangsenden der Feste-Lösung-Phase 2b erreicht, wird gezeichnet, und der Verteilungszustand von W und Ti an/entlang dieser geraden Linie wird durch ESMA ermittelt. Ein Mittelwert des Atomverhältnisses von W und Ti an dieser geraden Linie wird ermittelt als der Mittelwert des Atomverhältnisses von W und Ti in der Feste-Lösung-Phase 2b.
In der vorliegenden Ausführungsform ist die mittlere Partikelgröße da der TiCN-Phase 2a 0,05 bis 0,5 µm und die mittlere Partikelgröße db der Feste-Lösung-Phase 2b ist 0,5 bis 2 µm, sodass die mittlere Partikelgröße db der Feste-Lösung-Phase 2b größer ist als die mittlere Partikelgröße da der TiCN-Phase 2a. Das Partikelgrößenverhältnis (db/da) ist 3,0 bis 10. Dies ermöglicht, dass die Bruchfestigkeit verbessert werden kann ohne Verschlechterung der Verschleißfestigkeit des Cermets 1. Der Flächenanteil Sa der TiCN-Phase 2a in einer Mikroskopaufnahme ist 20 bis 35 Flächen-% bezüglich des Flächenanteils relativ zu dem gesamten Bildfeld/Aufnahmefeld, und der Flächenanteil Sb der Feste-Lösung-Phase 2b in einer Mikroskopaufnahme ist 35 bis 50 Flächen-% bezüglich des Flächenanteils relativ zu dem gesamten Bildfeld/Aufnahmefeld. Innerhalb dieses Bereichs kann die Bruchfestigkeit verbessert sein ohne Verschlechterung der Verschleißfestigkeit des Cermets 1.
Hier zeigt 2 eine schematische Ansicht, in der eine der Feste-Lösung-Phasen 2b gezeigt ist durch Vergrößerung der schematischen Ansicht von 1. In der vorliegenden Ausführungsform kann das Cermet 1 eine Struktur haben, sodass die Feste-Lösung-Phase 2b W enthält und die Feste-Lösung-Phase 2b, die W enthält, eine Mehrzahl von feinen Partikeln bzw. Feinpartikeln mit einem verschiedenen Massenanteil von W relativ zu einer Gesamtmenge von Metallelementen in der Feste-Lösung-Phase 2b enthält. Diese Feste-Lösung-Phase 2b, die feine Partikel in dem Inneren davon enthält, kann bestätigt werden durch Bestätigen des Verteilungszustands der Metallelemente, die in der Feste-Lösung-Phase 2b enthalten sind, durch mikroskopische Beobachtung. Diese Konfiguration ermöglicht, dass dem Cermet 1 eine größere Druckspannung verliehen werden kann, sodass die Bruchfestigkeit des Cermets 1 verbessert sein kann. Ein bevorzugter Bereich des Bereichsanteils der Feste-Lösung-Phase 2b, die eine Anordnung von feinen Partikeln enthält, relativ zu der gesamten Feste-Lösung-Phase 2b kann 50 bis 100 Flächen-% sein.
Hier kann die Unterscheidung zwischen der Hartphase 2 und der Binderphase 3 durch Bestätigen des Zustands der Verteilung und des Anteils von jedem Element unter Verwendung einer Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA) oder durch Auger-Analyse gemacht werden. Das Ermitteln der Partikelgröße der Hartphase 2 wird auch gemäß dem Verfahren des Ermittelns der mittleren Partikelgröße von verklebtem/zementiertem Carbid bzw. Hartmetall wie in CIS-019D-2005 definiert gemacht. Zu dieser Zeit wird die Partikelgröße der Feste-Lösung-Phase 2b, die eine Kern-enthaltende Struktur hat, berechnet durch Nichtbeachten des Vorliegens der TiCN-Phase 2a, die im Kernabschnitt enthalten ist.
In der vorliegenden Ausführungsform ist der Kohlenstoffgehalt bzw. Kohlenstoffanteil in dem Cermet 1 6,00 Massen-% bis 8,00 Massen-%. Innerhalb dieses Bereichs sind sowohl die Bruchfestigkeit als auch die Verschleißfestigkeit des Cermets 1 groß. Der Kohlenstoffgehalt in dem Cermet 1 kann ermittelt werden durch Pulverisieren bzw. Zerreiben eines Abschnitts der Struktur, die erhalten wird durch Polieren und Entfernen von 500 µm oder mehr von der Oberfläche des Cermets 1, und Durchführen von Kohlenstoffanalyse, da eine Abwandlungsphase mit einer verschiedenen Zusammensetzung von der des Inneren des Cermets 1 möglicherweise an der Oberfläche des Cermets 1 vorliegen kann. Ein besonders geeigneter Bereich des Kohlenstoffgehalts kann 6,00 Massen-% bis 7,50 Massen-% sein, und ein besonders bevorzugter Bereich kann 6,50 Massen-% bis 7,00 Massen-% sein. Innerhalb dieses Bereichs kann die Verschleißfestigkeit des Cermets 1 weiter verbessert sein. Ferner ist der Stickstoffgehalt in dem Cermet 1 5,0 Massen-% bis 7,5 Massen-%. Ein bevorzugter Bereich des Stickstoffgehalts kann 6,2 Massen-% bis 7,2 Massen-% sein. Der Stickstoffgehalt in dem Cermet 1 kann analysiert werden durch das gleiche Verfahren wie das Verfahren zum Analysieren des Kohlenstoffgehalts. Ein bevorzugter Bereich des CN-Anteils, der ein Verhältnis von Stickstoffgehalt / (Kohlenstoffgehalt + Stickstoffgehalt) ist, kann 0,42 bis 0,53 sein. Innerhalb dieses Bereichs ist ein guter Ausgleich bereitgestellt zwischen der Bruchfestigkeit und der Verschleißfestigkeit des Cermets 1.
Außerdem ist in der vorliegenden Ausführungsform der Gehalt bzw. Anteil von jedem Metallelement relativ zu der Gesamtmenge der Metallelemente, die in dem Cermet 1 enthalten sind, sodass Ti mit 30 bis 55 Massen-% enthalten ist, W mit 10 bis 30 Massen-% enthalten ist, Nb mit 0 bis 20 Massen-% enthalten ist, Mo mit 0 bis 10 Massen-% enthalten ist, Ta mit 0 bis 10 Massen-% enthalten ist, V mit 0 bis 5 Massen-% enthalten ist, Zr mit 0 bis 5 Massen-% enthalten ist, Co mit 5 bis 25 Massen-% enthalten ist und Ni mit 0 bis 15 Massen-% enthalten ist. Innerhalb dieses Zusammensetzungsbereichs hat das Cermet 1 eine große Verschleißfestigkeit und eine große Bruchfestigkeit.
Das Cermet 1 kann ferner Mn aufweisen bzw. eine Mn-Komponente enthalten. Dies erzeugt/hat einen Effekt des Verringerns von Kornwachstum der Hartphase 2, wodurch die Härte und Festigkeit des Cermets 1 verbessert wird/ist. Ein Teil der Mn-Komponente, die als bzw. dem Rohmaterial zugefügt ist, kann während des Sinterns verflüchtigt werden, sodass der Gehalt bzw. Anteil von Mn, der in dem Cermet 1 enthalten ist, kleiner ist als der Gehalt der Mn-Komponente, die dem Rohmaterial zugefügt wird. Der Mn-Gehalt relativ zu der Gesamtmenge der Metallelemente, die in dem Cermet 1 enthalten sind, ist 0,01 Massen-% bis 0,5 Massen-%.
Wenn die Mn-Komponente in einer größeren Menge in der zweiten Binderphase 5 als in der Hartphase 2 in dem Cermet 1 enthalten ist, erzeugt sie einen Effekt des Verringerns von Kornwachstum der Hartphase 2. Ferner ist das Verhältnis des Gehalts von Mn, der in der Hartphase 2 enthalten ist, zu dem Gehalt von Mn, der in der ersten Binderphase 4 enthalten ist, 0,7 bis 1,5.
Hier kann der Atomanteil von Mn in der Feste-Lösung-Phase 2b, der ersten Binderphase 4 und der zweiten Binderphase 5 ermittelt werden durch Bestätigen der Verteilung von jedem Metallelement unter Verwendung einer Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA) durch mikroskopische Beobachtung des Cermets 1, Ermitteln der mittleren Zusammensetzung von jeder der Feste-Lösung-Phase 2b und der zweiten Binderphase 5, und anschließend Berechnen des Atomanteils des Mn-Elements relativ zu der Gesamtmenge der Metallelemente.
Ein Schneidwerkzeug gemäß der vorliegenden Ausführungsform weist das oben beschriebene Cermet als ein Substrat auf. Da das Cermet eine große Wärmeverteilungseigenschaft, eine große Schlagfestigkeit und eine große Bruchfestigkeit hat, hat das Schneidwerkzeug auch eine große Verschleißfestigkeit und eine große Bruchfestigkeit. Das Schneidwerkzeug kann hergestellt werden durch Verwendung des oben beschriebenen Cermets als ein Substrat und bereitstellen einer Deckschicht bzw. Schutzschicht, wie z.B. einer TiN-Schicht oder einer TiAlN-Schicht, an der Oberfläche davon.
(Herstellungsverfahren)
Als nächstes wird ein Verfahren zum Herstellen des Cermets und des Schneidwerkzeugs, die oben beschrieben wurden, beschrieben.
Zunächst wird ein Mischpulver bzw. gemischtes Pulver hergestellt durch Mischen von TiCN-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 0,1 bis 1,2 µm, insbesondere 0,3 bis 0,9 µm, WC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 0,1 bis 2,5 µm, zumindest einem Pulver, das ausgewählt ist aus Carbid-Pulver, Nitrid-Pulver und Carbonitrid-Pulver von Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems außer TiCN und WC, einer vorgegebenen Menge von metallischem Co-Pulver und metallischem Ni-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 0,5 bis 5 µm, 1 bis 20 Massen-% von zumindest einem Pulver, das ausgewählt ist aus metallischem W-Pulver und WC_1-x-(0 < x ≤1)-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 3 bis 15 µm, und optional Kohlenstoffpulver, wie z.B. Carbon-Black bzw. Ruß. Ferner kann eine vorgegebene Menge von MnC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 0,5 bis 5 µm dem Mischpulver zugefügt werden.
In der vorliegenden Ausführungsform kann TiN-Pulver, WC-Pulver, NbC-Pulver, MoC-Pulver, TaC-Pulver, VC-Pulver und ZrC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 0,1 bis 3 µm als das oben genannte zumindest eine Pulver, das ausgewählt ist aus Carbid-Pulver, Nitrid-Pulver und Carbonitrid-Pulver von Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems außer TiCN, verwendet werden.
Herstellen des Mischpulvers wird ausgeführt durch Hinzufügen eines Binders eines Lösemittels und dergleichen zu dem oben genannten Rohmaterialpulver und Mischen des Erhaltenen durch ein bekanntes Mischverfahren, wie z.B. eine Kugelmühle, eine Vibrationsmühle, eine Strahlmühle oder eine Reibungsmühle (engl. attrition mill). Wenn das Pulvermischen durch eine Reibungsmühle ausgeführt wird, wird das Rohmaterialpulver normalerweise gemahlen, um eine kleine Partikelgröße zu haben, da jedoch Metallpulver eine große Duktilität hat, wird das Rohmaterialpulver weniger wahrscheinlich gemahlen. Ferner wird das gemischte Pulver zu einem geformten Körper mit einer vorgegebenen Form geformt durch ein bekanntes Formverfahren, wie z.B. Pressformen, Strangpressen oder Spritzgießen.
Anschließend wird gemäß der vorliegenden Erfindung der oben genannte geformte Körper unter Vakuum oder in einer Inertgas-Atmosphäre gesintert. Gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann das Cermet mit der oben beschriebenen vorgegebenen Struktur hergestellt werden durch Ausführen von Sintern unter den folgenden Bedingungen. Spezifische Sinter-Bedingungen sind wie folgt: (a) die Temperatur wird erhöht von Raumtemperatur auf 1100°C, (b) die Temperatur wird erhöht unter Vakuum mit einer Temperaturerhöhungsrate a von 0,1 bis 2°C/min von 1100°C auf eine Sinter-Temperatur T₁ von 1330 bis 1380°C, (c) die Temperatur wird erhöht unter Vakuum oder in einer Inertgas-Atmosphäre von 30 bis 2000 Pa bei einer Temperaturerhöhungsrate b von 4 bis 15°C/min von der Sinter-Temperatur T₁ zu einer Sinter-Temperatur T₂ von 1500 bis 1600°C, (d) die Sinter-Temperatur T₂ wird für 0,5 bis 2 Stunden unter Vakuum oder in einer Inertgas-Atmosphäre von 30 bis 2000 Pa gehalten, und danach (e) wird die Temperatur verringert bei einer Temperatur-Verringerungsrate e von 5 bis 15°C/min.
Durch Einstellen der mittleren Partikelgröße des WC-Pulvers und des metallischen W-Pulvers in dem oben genannten Rohmaterialpulver und Steuern des Temperaturerhöhungsschemas und dem Timing des Hinzufügens der vorgegebenen Menge des Inertgases in dem obigen Sinter-Prozess, werden das Co-Pulver und das Ni-Pulver ineinander gelöst, um eine feste Lösung zu bilden, und werden zu der Umgebung der Hartphase, um die Hartphasen miteinander zu binden/verbinden. Während ein Teil des oben genannten zumindest einen Pulvers, das ausgewählt ist aus metallischem W-Pulver und WC_1-x-(0 < x ≤ 1)-Pulver, das vorliegt in einem Zustand mit einer mittleren Partikelgröße größer als die der anderen Bestandteile des Rohmaterialpulvers in dem geformten Körper, in die Hartphase diffundiert wird durch den Sinter-Prozess, bildet ein Teil davon eine zweite Binderphase. Als ein Ergebnis davon kann das Cermet 1 mit der oben beschriebenen Struktur hergestellt werden.
Anders gesagt, wenn die Temperaturerhöhungsrate in dem (b)-Schritt kleiner als 0,1°C/min ist, ist die Sinterzeit zu lang, um praktisch zu sein, wohingegen, wenn die Temperaturerhöhungsrate in dem (b)-Schritt größer als 2°C/min ist, Hohlräume an der Oberfläche des Cermets 1 wahrscheinlich erzeugt werden. Ferner, wenn die Temperaturerhöhungsrate in dem (c)-Schritt kleiner als 4°C/min ist, können sowohl die erste Binderphase als auch die zweite Binderphase kaum existieren. Wenn die Temperaturerhöhungsrate in dem (c)-Schritt größer als 15°C/min ist, werden Hohlräume an der Oberfläche des Cermets 1 wahrscheinlich erzeugt. Wenn die Sinter-Temperatur T₂ kleiner als 1500 °C ist, wird die Sinterfähigkeit unzureichend, wohingegen, wenn die Sinter-Temperatur T₂ größer als 1600°C ist, sowohl die erste Binderphase als auch die zweite Binderphase kaum existieren können. Wenn die Temperaturverringerungsrate in dem (e)-Schritt kleiner als 5°C/min ist und insbesondere wenn ein CH₄-Gas als ein Inertgas in den (c)-und (d)-Schritten gemischt wird, wird die zweite Binderphase nicht gebildet und ein gemischtes Carbonitrid, das W und Co enthält, wird wahrscheinlich gebildet. Wenn die Temperaturverringerungsrate in dem (e)-Schritt größer als 15°C/min ist, werden Risse an der Oberfläche des Cermets wahrscheinlich erzeugt.
Anschließend wird wie gewünscht ein Film einer Beschichtungsschicht an der Oberfläche des Cermets gebildet, wodurch ein Schneidwerkzeug hergestellt wird. Als ein Verfahren zum Bilden des Films der Beschichtungsschicht kann ein physikalisches Gasphasenabscheidungsverfahren (PVD), wie z.B. das Ionenplattierverfahren oder das Sputtering-Verfahren geeignet angewandt werden.
Beispiele
TiCN-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 0,6 µm, WC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 1,1 µm, TiN-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 1,5 µm, TaC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 2 µm, NbC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 1,5 µm, MoC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 2,0 µm, ZrC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 1,8 µm, VC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 1,0 µm, MnC-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 3,0 µm, Ni-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 2,4 µm, Co-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von 1,9 µm und W-Pulver und/oder WC_0,5-Pulver mit einer mittleren Partikelgröße, die in Tabelle 1 gezeigt ist (das W-Pulver und das WC_0,5-Pulver werden als W bzw. WC_0,5 in der Tabelle bezeichnet), wurde hergestellt. Diese mittleren Partikelgrößen wurden durch das Microtrack-Verfahren ermittelt. Ein Mischpulver bzw. gemischtes Pulver, das erhalten wird durch Herstellen dieser Rohmaterialpulver bei Anteilen, die in Tabelle 1 gezeigt sind, und Zufügen von Carbon-Black, sodass der Kohlenstoffgehalt in dem Cermet nach dem Sintern einen Wert haben würde, der in Tabelle 2 gezeigt ist, wurde nass gemischt in Isopropylalkohol (IPA) unter Verwendung einer Kugelmühle, die aus rostfreiem Stahl gemacht ist, und Carbid-Kugeln, gefolgt von Zufügen von 3 Massen-% Paraffin und Mischen mit einer Reibungsmühle. Danach wurde unter Verwendung von granuliertem bzw. gekörntem Pulver, das durch Sprühtrocknung granuliert wurde, die erhaltene Mischung pressgeformt zu einem bzw. in ein Schneidwerkzeug (Wegwerfspitze) einer CNMG120408-Form bei 150 MPa.
Ferner wurde das Erhaltene gesintert unter den Sinterbedingungen, sodass (a) die Temperatur von Raumtemperatur auf 1100°C erhöht wurde, (b) die Temperatur erhöht wurde unter Vakuum bei einer Temperaturerhöhungsrate a von 0,7°C/min von 1100°C bis 1350°C, (c) die Temperatur erhöht wurde in einer N₂-Gasatmosphäre von 1000 Pa bei einer Temperaturerhöhungsrate b (die als Geschwindigkeit b in Tabelle 1 bezeichnet ist) von der Sintertemperatur von 1350°C zu einer Sintertemperatur T₂, die in Tabelle 1 gezeigt ist, (d) die Sintertemperatur T₂ gehalten wurde für eine Stunde in einer N₂-Gasatmosphäre von 1000 Pa und danach (e) die Temperatur verringert wurde bei einer Temperaturverringerungsrate e, die in Tabelle 1 gezeigt ist (die als Geschwindigkeit e in Tabelle 1 bezeichnet ist). Bezugnehmend auf Proben Nr. 14 und 15, wurde das Sintern in einer Atmosphäre ausgeführt, in der ein Teil des N₂-Gases mit einem CH₄-Gas ersetzt wurde in dem (c)-Schritt und dem (d)-Schritt. [Tabelle 1]
Bezüglich der erhaltenen Schneidwerkzeuge wurde die Zusammensetzung der Metallelemente, die in dem Cermet enthalten sind, durch ICP-Analyse analysiert, um den Gehalt von jedem Metallelement relativ zu der Gesamtmenge der Metallelemente zu berechnen. Unter Verwendung einer Kohlenstoff-Stickstoff-Analyse-Vorrichtung wurde der Kohlenstoffgehalt und der Stickstoffgehalt an einem zentralen Abschnitt des Cermets gemessen, der erhalten wurde durch Polieren der Oberfläche des Cermets zu einer Tiefe von 500 µm oder mehr, unter Verwendung eines Cermets mit bekanntem Kohlenstoffgehalt und Stickstoffgehalt als eine Standard-Probe, und das Verhältnis Stickstoffgehalt/(Kohlenstoffgehalt + Stickstoffgehalt) wurde als ein CN-Verhältnis berechnet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Ferner wurde durch Durchführen von transmissionselektronenmikroskopischen (TEM) Beobachtungen die Struktur des Cermets bestätigt, und die Typen der Hartphase und der Binderphase wurden spezifiziert in einer Aufnahme, die bei einer Vergrößerung von 50.000 aufgenommen wurde unter Verwendung einer Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA), um das Vorliegen oder nicht-Vorliegen der TiCN-Phase, der Feste-Lösung-Phase, der ersten Binderphase und der zweiten Binderphase zu bestätigen, und um zu bestätigen, ob die Feste-Lösung-Phase eine Mehrzahl von feinen Partikeln mit einem unterschiedlichen Massenanteil von W relativ zu der Gesamtmenge der Metallelement enthält oder nicht. Die Ergebnisse sind in Tabellen 3 und 4 gezeigt. Bezüglich der Proben Nr. 1 bis 7 und 16 bis 27 lagen die erste Binderphase und die zweite Binderphase jeweils an drei oder mehr Orten vor. Außerdem wurden Mittelwerte des Atomanteils von W und des Atomanteils von Ti in der ersten Binderphase, der zweiten Binderphase, der TiCN-Phase und der Feste-Lösung-Phase ermittelt, und auch der Atomanteil von Ti in den Außenbereichen der Feste-Lösung-Phase und der TiCN-Phase benachbart zu der zweiten Binderphase wurden ermittelt (was in der Tabelle als Ti-Außenbereich bezeichnet ist) und verglichen mit einem Mittelwert des Atomanteils von Ti in der Feste-Lösung-Phase (was in der Tabelle als Ti-Mittelwert bezeichnet ist). Das Ergebnis ist in Tabelle 3 gezeigt. Wenn die Zusammensetzungsanalyse an dem Zentrum der TiCN-Phase ausgeführt wurde, war der Atomanteil von Ti relativ zu der Gesamtmenge der Metallelemente 97 Atom-% oder größer. Auch der Mn-Gehalt in der Feste-Lösung-Phase, der ersten Binderphase und der zweiten Binderphase ist in Tabelle 4 gezeigt.
Es wurde auch herausgefunden, dass eine Kern-enthaltende-Struktur-Phase vorliegt mit einem Anteil von 10 Flächen-% oder kleiner relativ zu der gesamten Hartphase und dass, wenn es eine Feste-Lösung-Phase gibt, die eine Mehrzahl von feinen Partikeln mit einem unterschiedlichen Massenverhältnis von W enthält, der Flächenanteil der Feste-Lösung-Phasen, die die feinen Partikeln enthalten, relativ zu den gesamten Feste-Lösung-Phasen 50 Flächen-% oder größer ist. Ferner wurde eine Bildanalyse ausgeführt in einem Bereich von 2500 nm × 2000 nm durch Verwendung einer kommerziell erhältlichen Bildanalysesoftware und ein mittlerer Bereichsanteil s1 der ersten Binderphase, ein mittlerer Bereichsanteil s2 der zweiten Binderphase, ein Gesamtbereichsanteil S1 der ersten Binderphase, ein Gesamtbereichsanteil S2 der zweiten Binderphase und ein Gesamtbereichsanteil der anderen Phasen (die als Andere bezeichnet werden) wurden in dem Bildfeld bestätigt. Das Verhältnis s2/s1 und das Verhältnis S2/S1 sind in der Tabelle gezeigt. Außerdem wurde der Bereichsanteil einer Summe von S1 und S2 relativ zu der gesamten Binderphase (der als S1 + S2-Anteil in der Tabelle bezeichnet ist) berechnet. Bezüglich der Hartphase wurden mittlere Partikelgrößen (da, db) der TiCN-Phase und der Feste-Lösung-Phase sowie das Verhältnis db/da davon und der Bereichsanteil Sa der TiCN-Phase und der Bereichsanteil Sb der Feste-Lösung-Phase in dem Bildfeld ermittelt. Außerdem wurden gemäß ISO 14704 und ISO 17565 die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur und bei 800°C ermittelt. Die Ergebnisse sind in Tabellen 4 und 5 gezeigt.
Als nächstes wurden die erhaltenen Schneidwerkzeuge einem Schneidtest unter den folgenden Schneidbedingungen unterzogen. Die Ergebnisse sind zusammen in Tabelle 5 gezeigt.
(Verschleißfestigkeit-Test)

Werkstück: SCM435
Schneidgeschwindigkeit: 200 m/min
Vorschub: 0,2 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 2,0 mm
Schneidzustand: nass
Evaluationsmethode: Flankenfläche-Verschleißbreite (mm) zu der Zeit, bei der das Werkstück für eine Schneidlänge von 10 m geschnitten wurde

(Bruchfestigkeit-Test)

Werkstück: S45C
Schneidgeschwindigkeit: 100 m/min
Vorschub: 0,1 bis 0,5 mm/Umdrehung (+0,05 mm/Umdrehung je Vorschub für 10 Sekunden)
Schneidtiefe: 2,0 mm
Schneidzustand: trocken
Evaluationsmethode: Schneidzeit (Sekunden) bis der Bruch auftritt

[Tabelle 2]
[Tabelle 3]
[Tabelle 4]
[Tabelle 5]

1)Feine Partikel "anwesend"steht für ein Cermet, in dem eine Feste-Lösung-Phase, die feine Partikel enthält, beobachtet wurde. "abwesend" steht für ein Cermet, in dem eine Feste-Lösung-Phase, die feine Partikel enthält, nicht beobachtet wurde.

Aus Tabellen 1 bis 5 wird darauf hingewiesen, dass die zweite Binderphase nicht vorlag, die Flankenfläche-Verschleißbreite groß war und die Zeit, bis ein Bruch auftrat, kurz war in allen von Probe Nr. 8, in der weder das metallische W-Pulver noch das WC_1-x-(0 < x ≤ 1)-Pulver dem Rohmaterial zugefügt wurde, Probe Nr. 9, in der die Menge des zugefügten metallischen W-Pulvers und WC_1-x-(0 < x ≤ 1)-Pulvers in dem Rohmaterial kleiner als 1 Massen-% war, Probe Nr. 10, in der die mittlere Partikelgröße des metallischen W-Pulvers, das dem Rohmaterial zugefügt wurde, kleiner als 3 µm war, Probe Nr. 11, in der die Temperaturerhöhungsrate in dem (c)-Schritt zu der Zeit des Sinterns kleiner als 4°C/min war, und Probe Nr. 13, in der die Sinter-Temperatur T₂ größer als 1600°C war. Ferner wurde in Probe Nr. 12, in der die Temperaturerhöhungsrate in dem (c)-Schritt größer als 15°C/min war, Hohlräume an der Oberfläche des gesinterten Cermets erzeugt und das Schneidwerkzeug konnte nicht praktisch verwendet werden. In Probe Nr. 14, in der die Temperaturverringerungsrate in dem (e)-Schritt kleiner als 5°C/min war, wurde die zweite Binderphase nicht gebildet und ein gemischtes Carbonitrid, das W und Co enthält, wurde gebildet. In Probe Nr. 15, in der die Temperaturverringerungsrate in dem (e)-Schritt größer als 15°C/min war, wurden Risse an der Oberfläche des gesinterten Cermets erzeugt und das Schneidwerkzeug konnte nicht praktisch verwendet werden.
Im Gegensatz dazu wird darauf hingewiesen, dass die Flankenfläche-Verschleißbreite klein war und die Schneidzeit, bis ein Bruch auftrat, groß war in allen von Probe Nr. 1 bis 7 und 16 bis 27, die Schneidwerkzeuge sind, die ein Cermet aufweisen, das eine Struktur der vorliegenden Ausführungsform hat.
In Proben Nr. 1, 3 bis 7, 16 bis 18 und 24 bis 27, in denen das Verhältnis (S2/S1) 0,2 bis 1,5 war, war die Zeit, bis ein Bruch auftrat, groß. Darüber hinaus war in Proben Nr. 1 bis 7, 16 bis 18 und 20 bis 27, in denen das Verhältnis (s2/s1) 1,0 bis 3,0 war, die Flankenfläche-Verschleißbreite klein. Ferner war in Proben Nr. 1 bis 7, 16 bis 18 und 20 bis 27, in denen eine Struktur, die feine Partikel enthält, im Innern der Feste-Lösung-Phase beobachtet wurde, die Flankenfläche-Verschleißbreite klein und auch die Zeit, bis ein Bruch auftrat, war groß. In Proben Nr. 2 und 6 lagen andere Hartphasen, wie z.B. WC, in der Cermet-Struktur vor.
In allen Proben Nr. 1 bis 7, 16 bis 18, 20 und 22 bis 27, in denen der Atomanteil von W der zweiten Binderphase größer war als der Atomanteil von W der Feste-Lösung-Phase und der Atomanteil von W der ersten Binderphase gleich oder kleiner war als der Atomanteil von W der Feste-Lösung-Phase, war die Flankenfläche-Verschleißbreite klein und auch die Zeit, bis ein Bruch auftrat, war groß. Insbesondere in Proben Nr. 1, 3 bis 7, 16 bis 18 und 24 bis 27, in denen der Atomanteil von Ti in Außenbereichen der Feste-Lösung-Phase benachbart zu der zweiten Binderphase größer war als der Mittelwert des Atomanteils von Ti dieser Feste-Lösung-Phase, war die Flankenfläche-Verschleißbreite klein. Außerdem war in Proben Nr. 1 bis 7 und 16 bis 27, in denen der Atomanteil von Ti der TiCN-Phase benachbart zu der zweiten Binderphase in den Außenbereichen kleiner war, die Flankenfläche-Verschleißbreite klein. Auch in allen der Proben Nr. 1 bis 7, 16 bis 19, 24 und 25, die einen Kohlenstoffgehalt von 6,00 bis 8,00 Massen-% und einen Stickstoffgehalt von 5,00 bis 7,50 Massen-% haben, wobei das CN-Verhältnis 0,42 bis 0,53 ist, war die Flankenfläche-Verschleißbreite klein und auch die Zeit, bis ein Bruch auftrat, war groß.
Bezugszeichenliste

1: Cermet
2: Hartphase
2a: TiCN-Phase
2b: Feste-Lösung-Phase
3: Binderphase
4: Erste Binderphase
5: Zweite Binderphase

Claims

Ein Cermet, aufweisend: eine Hartphase, die ein Carbonitrid von einem oder mehreren Metallen aufweist, die ausgewählt sind aus Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems und zumindest Ti aufweisen, und eine Binderphase, die metallisches W und zumindest ein Metall enthält, das ausgewählt ist aus metallischem Co und metallischem Ni, wobei die Binderphase aufweist eine erste Binderphase, in der ein Massenverhältnis von metallischem W zu einer Gesamtmenge von metallischem Co und metallischem Ni (W/(Co + Ni)) 0,8 oder kleiner ist, und eine zweite Binderphase, in der ein Massenverhältnis von metallischem W zu einer Gesamtmenge von metallischem Co und metallischem Ni (W/(Co + Ni)) 1,2 oder größer ist.
Das Cermet gemäß Anspruch 1, wobei in einer Mikroskopaufnahme ein Verhältnis einer Summe eines Gesamtbereichsanteils S1 der ersten Binderphase und eines Gesamtbereichsanteils S2 der zweiten Binderphase relativ zu einem Gesamtbereichsanteil der gesamten Binderphase 0,9 oder größer ist, und ein Verhältnis des Gesamtbereichsanteils S2 zu dem Gesamtbereichsanteil S1 (S2/S1) 0,2 bis 1,5 ist.
Das Cermet gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei in einer Mikroskopaufnahme ein Verhältnis von einem mittleren Bereichsanteil s2 der zweiten Binderphasen zu einem mittleren Bereichsanteil s1 der ersten Binderphasen (s2/s1) 1,0 bis 3,0 ist.
Das Cermet gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Hartphase aufweist eine TiCN-Phase und eine Feste-Lösung-Phase, die ein gemischtes Carbonitrid aus Ti und einem oder mehreren Metallen aufweist, die ausgewählt sind aus Gruppe-4-, Gruppe-5- und Gruppe-6-Metallen des Periodensystems ausgenommen Ti.
Das Cermet gemäß Anspruch 4, wobei ein Abschnitt oder ein Gesamtes der Feste-Lösung-Phase W enthält, und wobei die Feste-Lösung-Phase, die W enthält, eine Mehrzahl von feinen Partikeln enthält mit einem unterschiedlichen Massenanteil von W relativ zu einer Gesamtmenge von Metallelementen in der Feste-Lösung-Phase.
Das Cermet gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 5, ferner enthaltend Mn.
Das Cermet gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 6, wobei die Hartphase aufweist eine TiCN-Phase und eine Feste-Lösung-Phase, aufweisend ein gemischtes Carbonitrid, das Ti und W enthält, ein Atomanteil von W der zweiten Binderphase größer ist als ein Atomanteil von W der Feste-Lösung-Phase, und ein Atomanteil von W der ersten Binderphase gleich oder kleiner ist als ein Atomanteil von W der Feste-Lösung-Phase.
Das Cermet gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 7, wobei die Feste-Lösung-Phase einen Ort aufweist, an dem ein Atomanteil von Ti in einem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase inmitten von / von Außenbereichen der Feste-Lösung-Phase größer ist als ein Mittelwert eines Atomanteils von Ti der Feste-Lösung-Phase.
Das Cermet gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 8, wobei die TiCN-Phase einen Ort aufweist, an dem ein Atomanteil von Ti in einem Bereich benachbart zu der zweiten Binderphase inmitten von / von Außenbereichen der TiCN-Phase kleiner ist als ein Atomanteil von Ti an einem Zentrum der TiCN-Phase.
Das Cermet gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 9, aufweisend einen Kohlenstoffgehalt von 6,00 bis 8,00 Massen-% und einen Stickstoffgehalt von 5,00 bis 7,50 Massen-%, wobei ein Verhältnis Stickstoffgehalt/(Kohlenstoffgehalt + Stickstoffgehalt) 0,9 bis 1,3 ist.
Ein Schneidwerkzeug, aufweisend das Cermet gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 10 als ein Substrat.