DE2919375A1

DE2919375A1 - Sinterkoerper fuer ein schneidwerkzeug und verfahren zur herstellung des sinterkoerpers

Info

Publication number: DE2919375A1
Application number: DE19792919375
Authority: DE
Inventors: Akio Hara; Shuji Yazu
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1978-05-17
Filing date: 1979-05-14
Publication date: 1979-11-22
Also published as: GB2021154B; US4293618A; JPS5823353B2; DE2919375C2; JPS54149308A; GB2021154A

Description

Sinterkörper für ein Schneidwerkzeug und Verfahren zur Herstellung des Sinterkörper

Die Erfindung betrifft einen Sinterkörper für ein Schneidwerkzeug und ein Verfahren zur Herstellung des Sinterkörpers.

Schneidwerkzeuge,bei denen ein Sinterkörper aus Diamant oder Bornitrid mit kubischem Kristallaufbau (im folgenden als CBN bezeichnet) unter den Hochdruckbornitriden an eine Seite eines WC-Co-Legierung bis zu einer Dicke von etwa 0,5 mm gebunden ist, sind bereits im Handel erhältlich.

Bei allen diesen Schneidwerkzeugen dringen während des Sintervorgangs Metallschmelzen, die hauptsächlich aus WC-Co ausgeschmolzenes Co enthalten, zwischen die Diamantoder CBN-Teilchen. Die Metallschmelzen binden den Sinterkörper an die ultraharte Legierung und dienen als Bindematerial für diese Teilchen.

Diese Technologie ist in der japanischen Offenlegungsschrift No. SHO-46-5204 und No. SHO-48-17503 angegeben.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung machten einen Folgeversuch an den in den obigen Druckschriften angegebenen Beispielen. Es wurde gefunden, dass es in der Praxis schwierig ist, gemäss den Angaben in den Beispielen einen WC-Co-Rohpresskörper zu verwenden. Eine erste Schwierigkeit lag in der Beseitigung einer grossen Menge von gasförmigen Bestandteilen im WC-Co-Rohpresskörper, der aus einem sehr feinen Pulver bestand. Eine zweite Schwierigkeit lag darin, dass der Presskörper keine ausreichende Festigkeit hatte, um während des Sintervorgangs gehalten zu werden.

Die Erfinder richteten daher ihre Aufmerksamkeit auf einen WC-Co-Sinterkörper. Jedoch ergab sich trotz der Lösung der beiden genannten Schwierigkeiten eine weitere Schwierigkeit in Form von Rissen. Die Erfinder kamen zu dem Schluss, dass die Risse dadurch verursacht werden, dass die Verformbarkeit von WC-Co nicht in Einklang mit der Belastung gebracht werden konnte, die die Festigkeit von WC-Co überstieg, obwohl diese Verformbarkeit bei höheren Temperaturen erhöht ist. Es war nämlich üblich, dass die Temperatur nach Erhöhung des Drucks auf ein gewünschtes Niveau, insbesondere bei der Anfangsstufe der Heisspressbehandlung, erhöht wurde. Diese Schwierigkeit konnte durch Verwendung einer WC-Co-Legierung vermieden werden, die bis zum Bruch eine hohe Verformbarkeit hatte. Diese Legierung hatte Jedoch eine grosse Menge an Co und grosse Teilchen an WC-Kristallen. Obwohl diese Legierung eine hohe Verformbarkeit hatte, hatte sie eine nur geringe Steifheit, die bei hohen Temperaturen herabgesetzt war. Hierdurch wurde ihre Bedeutung für die Verwendung als Halteteil für die Schneide eines Schneidwerkzeugs verringert.

Die Erfinder richteten somit ihre Aufmerksamkeit auf eine Legierung mit (Mo, W)C, das durch insbesondere Ni und Co

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enthaltende Eisenmetalle gebunden war. Diese Legierung wurde durch einen der Erfinder in Zusammenarbeit mit einem wei- ' teren Forscher entwickelt. Sie machten eine Untersuchung über das Verfahren zur Herstellung von (Mo, W)C, Cermet auf das Basis von (lib, W)C und über die Eigenschaften dieses Cermets.

Das Ergebnis der Prüfung zeigte, dass das Cermet die meisten Nachteile von WC-Co ausgleichen konnte. Dies ist nicht bekannt, da ähnliche Daten niemals veröffentlicht wurden.

Die Erfindung betrifft kurz zusammengefasst einen Sinterkörper für ein Schneidwerkzeug mit einer Schneidkante, die besonders hohe Härte und Verschleissfestigkeit aufweist und an ein Halteglied gebunden ist, das hohe plastische Verformbarkeit, hohe Steifheit, hohe Scherbruchfestigkeit, hohe Wärmeleitfähigkeit, hohen Wärmeausdehnungskoeffizienten und hohe Festigkeit gegen Korrosion, Oxidation und dgl. aufweist. Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung dieses Sinterkörpers. Ein Diamantpulver oder Hochdruckbornitridpulver wird in Berührung mit vorher gesintertem Cermet gebracht, das durch Carbidkristalle gebildet ist, die hauptsächlich Molybdän in Form von durch Eisenmetalle gebundenes (Mo, W)C enthalten. Der Verbundkörper wird bei einer Temperatur und einem Druck gesintert, bei denen das Diamantpulver oder das Hochdruckbornitridpulver thermodynamisch stabil ist, so dass der Sinterkörper des Diamants oder Hochdruckbornitrids an das Cermet gebunden wird, wodurch ein Sinterkörper mit den hohen Eigenschaften für ein Schneidwerkzeug erzielt wird.

Die Erfindung wird anhand der Zeichnung beschrieben.

Fig. 1 erläutert die Wirkung der Erfindung durch einen Vergleich der Hochdruck-Vickershärte von Cermet auf der -Basis von (Mo, W)C zur Verwendung bei der Erfindung und derjenigen, der herkömmlichen WC-Co-Legierung.

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Der Vergleich wird an jeder von zwei Arten von Legierungen mit 11 Vol.% und 15,3 Vol.% der Bindemetalle · angestellt.

Fig. 2 zeigt einen Vergleich zwischen der Belastung-Verformung-Kurve unter Druckbelastung von ,Cermet auf der Basis von (Mo, W)C zur Verwendung bei der Erfindung und derjenigen der herkömmlichen WC-Co-Legierung. Die an der Kurve angegebene Markierung χ zeigt den Punkt des Druckbruchs. Der Vergleich zwischen WC-11 Vol.% Co und (Mo,-,, W,)C-11 Vol.% Co, von denen beide denselben Volumenprozentsatz an Bindemetallen enthalten, zeigt, dass das letztere eine besonders hohe plastische Verformbarkeit aufweist. Die Symbole D2, G3 und G6 in der Zeichnung bezeichnen die Arten von Igetaloy, das das Warenzeichen für die von den Inhabern entwickelten zementierten Carbide ist. WC-11 Co ist eine WC-11 Vol.% Co-Legierung.

Fig. 3 erläutert ebenfalls die Wirkung der Erfindung, wobei die Sintertemperatur von Cermet auf der Basis von (Mo, W)C und das spezifische Gewicht des Sinterkörpers dargestellt sind. Es zeigen A eine (Mo₅, W₅)C-IO % Co-10 % Ni-Legierung in Gewichtsprozent von Cermet, B. eine (Mo,-,, W,)C-10 % Co-10 % Ni-Legierung und C eine (Mo₀,, W₁)C- 10 % Co-10 % Ni-Legierung.

Fig. 4 erläutert die Herstellungsbedingungen für den Sinterkörper nach der Erfindung, wobei die Stabilitätszone in einem Druck-Temperaturphasendiagramm von Diamant und Hochdruckbornitrid gezeigt ist.

Gemäss Fig. 1 hat Cermet auf der Basis von (Mo, W)C bei höheren Temperaturen eine grössere Härte als Cermet auf der Basis von WC, obwohl es bei normaler Temperatur weicher ist. Dies ist eine besonders wichtige Eigenschaft, wenn

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Cermet bei einem Schneidwerkzeug verwendet werden soll. Gemäss Fig. 2 hat (Mo, W)C-Co im Vergleich zu WC-Co eine weitaus höhere Verformbarkeit bis zum Bruch. Die in Fig. dargestellten Eigenschaften von Cermet auf der Basis von (Mo, W)C stehen in gutem Einklang mit dem oben genannten Ziel der Erfindung, d. h. einer Legierung mit hoher plastischer Verformbarkeit und Steifheit.

Die Erfindung zeichnet sich aus durch die Kombination der während der Ultrahochdruck-Heisspressbehandlung benötigten Eigenschaften und den durch die neue Legierung gegebenen Eigenschaften. Im Hinblick auf die anderen Eigenschaften, wie Scherbruchfestigkeit, Wärmeleitfähigkeit, Wärmeausdehnungskoeffizient, Widerstand gegen Korrosion, Oxidation und dgl., ist zwischen WC-Co. und (Mo, W)C-Co kein merklicher Unterschied feststellbar. Eine der Eigenschaften des Verbundsinterkörpers nach der Erfindung besteht in einer Herabsetzung der Bedingungen für Temperatur und Druck während des TJltrahochdrucksintervorgangs.

Fig. 3 zeigt die Beziehung zwischen der Sintertemperatur während des Vakuumsinterns von Cermet auf der Basis von (Mo, W)C zur Verwendung beim Verbundsinterkörper nach der Erfindung und dem spezifischen Gewicht des auf diese Weise erhaltenen Sinterkörpers. Es zeigen (A) eine (Moc, Wc)-C-10% Co-10 % Ni (Gew.%)-Legierung, (B) eine (Mo₇, W₅)C-IO % Co-10 % Ni-Legierung und (C) eine (Mo₉, W₁)C-IO % Co-10 %-Ni-Legierung. Jede durch die schrägen Linien dargestellte Breite zeigt, .dass die Sintertemperatur und das spezifische Gewicht des Sinterkörpers sich entsprechend dem Kohlenstoffgehalt jeder Legierung verändern. Die Kurve unterhalb den schrägen Linien zeigt den Fall einer hochkohlenstoffhaltigen Legierung entsprechend x=1, wenn der Kohlenstoffgehalt der Legierung durch die kombinierte Kohlenstoffmenge des Carbids in Form von (Mo, W)₁ C dargestellt ist, während die Kurve über den schrägen Linien den Fall einer Legierung mit niedrigem Kohlenstoffgehalt entsprechend x=0,6 darstellt.

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Wie aus der Zeichnung ersichtlich, ist entsprechend dem bei der Erfindung verwendeten Cermet auf der Basis von (Mo, W)G die Sintertemperatur im Einklang mit der Zunahme des Mo-Gehalts im Carbid herabgesetzt. Aus dem Versuch ergibt sich folgendes: Je niedriger der Kohlenstoffgehalt ist, umso niedriger ist die Temperatur, bei der das Sintern stattfindet. Es sei angegeben, dass im Fall einer bei C in Fig. 3 angegebenen Legierung auf der Basis (MOg-, W^)C das Sintern bei 1200 ⁰C beendet ist.

Die Temperatur des Auftretens der flüssigen Phase beträgt etwa 1^00 ⁰C für die WC-Co-Legierung, wobei kein vollkommener Sinterkörper erzielbar ist, sofern er nicht bei einer höheren Temperatur gesintert wird. Wenn die WC-Co-Legierung als Halteglied für den Diamantsinterkörper verwendet wird, sollte die Temperatur während des Ultrahochdrucksintervorgangs auf 1300 C oder darüber erhöht werden. Jedoch wird gemäss der Erfindung die Temperatur für das Auftreten der flüssigen Phase auf etwa 1200 ⁰C herabgesetzt, wenn eine Legierung auf der Basis von (Mo, W)C mit einem hohen Mo-Gehalt unter den Legierungen auf der Basis von (Mo, W)C verwendet wird. Hierdurch wird auch die für das Ultrahochdrucksintern genötigte Temperatur verringert. Die Tatsache, dass die zum Sintern benötigte Temperatur verringert werden kann, ist vom industriellen Gesichtspunkt her besonders wichtig.

Fig. 4 zeigt die Stabilitätszone in einem Druck-Temperaturphasendiagramm für Diamant oder Hochdruckbornitrid nach der Erfindung. Wenn der Sinterkörper nach der Erfindung erzeugt wird, sollte die Produktion unter innerhalb der Stabilitätszone liegenden Sinterbedingungen durchgeführt werden. Wenn die zum Sintern benötigte Temperatur verringert wird, kann der benötigte Druck gleichzeitig entsprechend verringert werden. Dies ermöglicht eine Verlängerung der Lebensdauer der bei der Erfindung verwendeten Ultrahochdruck-Hochtemperaturvorrichtung.

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Der Kohlenstoffgehalt von bei der Erfindung verwendetem Cermet auf der Basis von (Mo, W)C wird vorzugsweise in einem solchen Bereich kontrolliert, dass ausreichende Festigkeitseigenschaften erzielt werden. Es wurde aus Versuchen gefunden, dass, wenn der Kohlenstoffgehalt des Cermets durch die kombinierte Kohlenstoffmenge eines Carbids in Form von (Mo, W)^₁ C_x dargestellt ist, gute Festigkeitseigenschaften erzielbar sind, wenn χ im Bereich von 0,8-0,98 liegt.

Ein weiterer Vorteil der Erfindung liegt darin, dass (Mo, W)C beinahe um die Hälfte billiger als WC ist. Eies ist ein besonders wichtiger Vorteil im Hinblick darauf, dass die Kosten von W in den letzten Jahren stark angestiegen sind.

Die Erfindung wurde als Ergebnis der Weiterentwicklung der Eigenschaften des Halteglieds des Sinterkörpers gemacht. Die Beziehung zwischen dem Sinterkörper und dem Halteglied steht in keinem Zusammenhang mit der Erfindung insoweit sie keinen Einfluss auf die oben beschriebenen Eigenschaften ausübt. Das heisst, der Sinterkörper und das Halteglied können unmittelbar aneinander gebunden werden, oder es kann dazwischen ein abweichendes Material angeordnet werden. Wenn aber das Zwischenmaterial zu dick ist, hat es die Funktion eines der Halteglieder. Das Zwischenmaterial hat daher vorzugsweise eine Dicke von weniger als 0,1 mm.

Der nach der Erfindung erzielbare Sinterkörper soll bei einem Schneidwerkzeug verwendet werden. Der Sinterkörper besteht aus einem Diamant- oder Hochdruckbornitridsinterkörper, der starr mit einem hohe Steifheit aufweisenden Halteglied aus Cermet auf der Basis von (Mo, W)C verbunden ist. Der Verbundsinterkörper dient zur Verwendung bei einem Schneidwerkzeug so wie er ist oder durch Schweissen auf einen Stahlschaft.

Es folgen Beispiele nach der Erfindung.

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Beispiel 1

Es wurde ein Sinterkörper mit 10 mm Durchmesser und 2 mm Dicke aus einer Legierung von (Mbr,, WOC-11 Vol.% Co hergestellt. Auf diesen Sinterkörper wurden ein Presskörper mit 0,5 mm Dicke aus einem Diamantpulver mit einer Körnung von 3/U aufgebracht. Die Verbundprobe wurde durch eine beim Synthetisieren von Diamanten hergestellte Ultrahochdruck-Hochtemperaturvorrichtung verarbeitet. Nach Erhöhen des Drucks auf 55 kbar wurde die Vorrichtung elektrisch betrieben zur Erhöhung der Temperatur auf 1400 ⁰C, die 10 Minuten lang gehalten wurde. Beim Herausnehmen nach dem Temperatur- und Druckabfall hatte die Probe ein schönes Aussehen mit hoher Abmessungsgenauigkeit. Es hat sich herausgestellt, dass eine Co-Legierung mit Mo, W und C und mit einer flüssigen Phase bei 1400 ⁰C von der (Mb, W)C-Co-Legierung als Bindematerial in den Diamantteil eingedrungen ist, während der Diamantteil an die (Mo, W)C-Co-Legierung gebunden wurde.

Derselbe Versuch wurde an einer WC-11 Vol.% Co-Legierung ( 7 Gew.% Co) entsprechend der (MOr₇, W^)C-H Vol.% Co-Legierung durchgeführt. Der auf diese Weise erhaltene Verbundsinterkörper hatte mehrere Risse und eignete sich nicht für den praktischen Gebrauch.

Beispiel 2

Es wurde ein Sinterkörper mit 10 mm Durchmesser und 2 mm Dicke aus einer (Mo₁-,, W,)C-7 Vol.% Co-4 Vol.% Ni-Legierung hergestellt. Der Sinterkörper wurde in einen rohrförmigen Behälter aus Ta gesetzt, wobei eine Mo-Scheibe mit 10 mm Durchmesser und 0,05 mm Dicke darauf gelegt wurde. Der Kessel wurde mit Diamantpulver mit einer Körnung von 3/i bis zu einer Dicke von etwa 1,5 mm gefüllt. Eine Eisenplatte mit 10 mm Aussendürchmesser und 3 mm Dicke wurde in Berührung mit der Oberseite des Diamantpulvers gebracht. Darauf wurde

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eine Mo-Scheibe mit 10 mm Durchmesser und 0,05 mm Dicke gelegt, wobei ein Sinterkörper aus demselben (Mo, W)C-Co-Cermet wie beim vorhergehenden Beispiel daraufgelegt wurde.

Die auf diese Weise bereitete Verbundprobe wurde durch dieselbe Ultrahochdruck-Hochtemperaturvorrichtung wie in Beispiel 1 verarbeitet. Uach der Erhöhung des Drucks auf 55 kbar wurde die Temperatur auf 1450 ⁰C erhöht und 10 Minuten lang gehalten. Nach dem Temperatur- und Druckabfall wurde die Probe aus der Vorrichtung genommen. Der Ta-Behälter wurde abgekratzt und das obere Cermet auf der Basis von (Mo, W)C entfernt zum Erhalten eines Diamant sinterkörpers mit etwa 10 mm Aussendurchmesser und etwa 1 mm Dicke, der starr an das untere Cermet auf der Basis von (Mo, W)C gebunden war. Eine Röntgenstrahlanalyse des Diamantsinterkörpers zeigte Diamant- und a-5"e, Fe^C-Beugungsspitzen. Die Bindephase des Diamantsinterkörpers wurde durch

die Infiltration von in Berührung mit der Diamantpulverschicht stehenden Eisen während des Sintervorgangs gebildet. Die auf die Zwischenschicht zwischen dem Diamantsinterkörper und dem Cermet auf der Basis von (Mo, W)C gelegte Mo-Platte wurde in MOpC umgewandelt, durch dessen Zwischenschaltung der Diamantsinterkörper starr an das untere Cermet gebunden wurde.

Dieselbe Verbundprobe wurde unter Verwendung derselben Materialien hergestellt mit der Ausnahme, dass das Cermat auf der Basis von (Mo, W)C durch eine WC-11 Vol.% Co-Legierung mit demselben Volumenprozentsatz an metallischem Bindematerial ersetzt und unter denselben Bedingungen gesintert wurde. Der auf diese Weise erhaltene Sinterkörper hatte mehrere Risse, die sowohl an der oberen als auch an der unteren WC-Co-Legierung in Dickenrichtung verliefen. Es wurde gefunden, dass die Risse den Diamantsinterkörper erreichten.

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Bei Aufbringung von Ultrahochdruck wird das Diamantpulver verdichtet. Jedoch ist die an den unteren und oberen Sinterlegierungsscheiben aufgebrachte Belastung in Eichtung des Radius nicht gleichmässig. Als Ergebnis hiervon wurden Risse in der eine nur geringe plastische Verformbarkeit aufweisenden WC-11 Vol.% Co-Legierung erzeugt. Es wurde derselbe Sinterversuch wiederholt, wobei ein völlig rissfreier Verbundsinterkörper jedes Mal erhalten wurde, wenn das Cermat auf der Basis von (Mo, W)C nach der Erfindung angewendet wurde.

Beispiel 3

Es wurde derselbe Sinterkörper wie in Beispiel 2 durch Verwendung der (Mo₁-, Wn)C-15,3 Vol.% Co-Legierung hergestellt. Auf die Scheibe des Sinterkörpers wurde eine Mo-Scheibe von etwa 10 mm und 0,05 mm Dicke gelegt. Darauf wurde ein Presskörper von 10 mm Durchmesser und 1,5 mm Dicke gelegt, hergestellt aus einem Gemisch mit 60 Vol.% von CBN mit einer Körnung von 3 Ά und mit 40 Vol.% TiN mit einer Körnung von 1 Ai. Die auf diese Weise bereitete Verbundprobe wurde bei 55 kbar und 1400 ⁰C durch die Ultrahochdruckvorrichtung gesintert. Der auf diese Weise erhaltene Sinterkörper war völlig rissfrei und bestand aus einem Sinterkörper von etwa 1,2 mm Dicke aus starr an die (Mo, W)C-Co-Legierung gebundenem CBN und TiN.

Beispiel 4

Es wurden unter Verwendung von Wurtzit-BN-Pulver mit einer Körnung von weniger als 1 ja eine Verbundprobe wie diejenige in Beispiel 3 hergestellt. Der Sintervorgang erfolgte unter einem Druck von 55 kbar und durch Halten der Temperatur auf 1300 ⁰C während 10 Minuten. Der auf diese Weise erhaltene Verbundsinterkörper war völlig rissfrei und enthielt einen Sinterkörper ausschliesslich aus starr an das Cermet auf der Basis von (Mo _r W)C gebundene Wurtzit-BN.

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- 13 Beispiel 5

Cermet mit einer Zusammensetzung von (Moq, W^)C-7 Vol.% Co-4 Vol.% Ni-O,5 Vol.% Fe wurde durch Hinzufügen von Co, Ni und einer kleinen Menge an Fe-Pulver zu einem Carbid mit der Zusammensetzung von (Mo₀, W^,)C 0,9 verarbeitet. Das Cermet mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Dicke von 2 mm wurde im Vakuum bei einer 30 Minuten lang gehaltenen Temperatur von 1250 ⁰C gesintert. Ein 0,7 mm dicker Presskörper aus Diamantpulver mit einer Körnung von 3 ii wurde auf das Cermet gelegt.

Die auf diese Weise bereitete Probe wurde durch dieselbe Ultrahochdruck-Hochtemperaturvorrichtung wie in Beispiel 1 bei einem Druck von 48 kbar und einer 10 Minuten lang gehaltenen Temperatur von 1200 ⁰C gesintert. Der auf diese Weise erhaltene Sinterkörper hatte eine 0,5 mm dicke Schicht eines Diamantsinterkörpers, der starr mit der Scheibe aus Cermat auf der Basis von (Mo, W)C verbunden war.

Auf Grund einer Prüfung durch einen Eöntgenstrahl-Mikroanalysator wurde sichergestellt, dass Co, Ni und Mo als Bindephase der Diamantteilchen vorhanden war. W wurde kaum ermittelt.

Beispiel 6

Es wurden sieben Sinterkörper mit je 10 mm Durchmesser und 2 mm Dicke hergestellt unter Verwendung von Cermet mit der Zusammensetzung von (Moq, W^)C-7 Vol.% Co-4 Vol.% Ni-O,5 Vol.% Fe wie in Beispiel 5.

CBN Pulver und TiN-PuIver wie in Beispiel 3 wurden so gemischt, dass das Gemisch 90 Vol.% CBN und 10 Vol.% TiN enthielt. Die Mischung wurde in einer Kugelmühle gemahlen.

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Eine Probe wurde bereitet durch Legen einer der Cermet-Scheiben in einen Mo-Behälter mit einem Aussendurchmesser von 14 mm und einen Innendurchmesser von 10 mm. Darauf wurde eine Mo-Folie mit einer Dicke von 50 & gelegt und der obere Raum des Behälters mit dem obigen Pulvergemisch gefüllt.

Die anderen Beispiele wurden in derselben Weise bereitet mit der Ausnahme, dass die Mo-Folie durch Folien mit 50 η Dicke aus W, Nb, Ta, Ti, Zr bzw. Hf ersetzt wurde.

Die auf diese Weise bereiteten sieben Verbundproben wurden durch dieselbe Ultrahochdruck-Hochtemperaturvorrichtung wie in Beispiel 1 bei einem Druck von 40 kbar und einer 10 Minuten lang gehaltenen Temperatur von 1200 ⁰C gesintert.

Jeder auf diese Weise erhaltene Sinterkörper hatte eine Schicht von etwa 1 mm Dicke aus einem harten Sinterkörper mit CBN und TiN, die starr an das Cermet auf der Basis von (Mo, W)C gebunden waren.

Auf Grund der Prüfung der gebundenen Grenzfläche des Sinterkörpers wurde gefunden, dass im Fall des Sinterkörpers, bei dem eine Mo-Folie verwendet würde, eine Zwischenbindeschicht von etwa 50/U Dicke aus Mo-C und MoC erzeugt wurde auf Grund einer Diffusion von Kohlenstoff aus dem Cermet auf der Basis von (Mo, W)C während des Ultrahochdrucksintervorgangs.

Im Fall der Verwendung der W-Folie wurde WC erzeugt, während in den Fällen von Nb, Ta, Ti, Zr und Hf der CBM-Sinterkörper unter Zwischenschaltung einer Zwischenbindeschicht von etwa 50 ja Dicke aus NbC, TaC, TiC, ZrC bzw. HfC an das Cermet auf der Basis von (Mo, W)C gebunden war.

Patenten»-»«·

Dipl.-ing. E.Ed« Oipl.-Jng. K. SttlMChkt

a Mönchen 40,

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Leerseite

Claims

■IpL-lng. Κ- »^ ; De34 10.237 SUMITOMO ELECTRIC INDUSTRIES, LTD. OSAKA, JAPAN Patentansprüche

1. Diamantsinterkörper oder Hochdruckbornitridsinterkörper für ein Schneidwerkzeug, dadurch gekennzeichnet , dass der Sinterkörper durch Cermet gehalten wird, in dem Carbidkristalle in Form von hauptsächlich aus Molybdän bestehendem (Mo, W)C durch Eisenmetalle gebunden sind.

2. Diamantsinterkörper oder Hochdruckbornitridsinterkörper für ein Schneidwerkzeug, dadurch gekennzeichnet, dass

der Sinterkörper durch Cermet gehalten wird, in dem Carbidkristalle in Form von hauptsächlich aus Molybdän bestehendem (Mo, W)C durch Eisenmetalle gebunden sind unter

Zwischenschaltung einer aus einem Metallcarbid mit einer Dicke von weniger als 0,1 mm bestehenden Zwischenbin de schicht.

3. Verfahren zur Herstellung eines Diamantsinterkörpers oder eines Hochdruckbornitridsint'erkörpers, dadurch gekennzeichnet, dass Diamantpulver oder Hochdruckbornitridpulver auf vorgesintertes Cermet aufgebracht wird, in dem Carbidkristalle in Form von hauptsächlich aus Molybdän bestehendem (Mo, W)C durch Eisenmetalle gebunden sind, und dass das Sintern bei einer Temperatur und einem Druck erfolgt, bei denen der Diament oder das Hochdruckbornitrid thermodynamisch stabil sind, wodurch eine Bindung des Diamantsinterkörpers oder des Hochdruckbornitridsinterkörpers an das Cermet erfolgt.

4-. Verfahren zur Herstellung eines Diamantsinterkörpers oder eines Hochdruckbornitridsinterkörpers für ein Schneidwerkzeug, dadurch gekennzeichnet, dass eine aus Mo, W, Nb, Ta, Ti, Zr und Hf gewählte Metallfolie mit einer Dicke von weniger als 1 mm in Berührung mit vorgesintertem Cermet gebracht wird, in dem Carbidkristalle in Form von hauptsächlich aus Molybdän bestehendem (Mo, W)C durch Eisenmetalle gebunden sind, ■dass Diamantpulver oder Hochdruckbornitridpulver aus die Metallfolie, diese berührend, aufgebracht wird, dass das Sintern bei einer Temperatur und einem Druck erfolgt, bei denen Diamant oder Hochdruckbornitrid thermodynamisch stabil sind, und dass die Metallfolie im Verlauf des Sintervorgangs durch Diffusion von Kohlenstoff aus dem haltenden Cermet in ein Carbid umgewandelt wird, wodurch eine Bindung des Diamantsinterkörpers oder des Hochdruckbornitridsinterkörpers unter Zwischenschaltung der Carbidschicht an das Cermet erfolgt.

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