DE2919375C2

DE2919375C2 - Anwendung eines Verfahrens zur Herstellung eines Schichtkörpers

Info

Publication number: DE2919375C2
Application number: DE2919375A
Authority: DE
Inventors: Akio Hara; Shuji Itami Hyogo 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: 1986-06-26
Also published as: JPS5823353B2; DE2919375A1; JPS54149308A; US4293618A; GB2021154A; GB2021154B

Description

Die Erfindung bezieht sich auf die Anwendung eines Verfahrens zur Herstellung eines Schichtsinterkörpers nach dem Oberbegriff des Anspruches 1.

Ein derartiges Verfahren ist aus der DE-OS 21 17 056 sowie der DE-OS 22 32 227 bekannt. Dabei kann das Hartmetall nach eier DE-OS 2117 056 neben dem insbesondere aus Kobalt bestehenden c.isengruppenmetall und dem Wolframkarbid noch Titan- oder Tantalkarbid enthalten. Nach der DE-OS 21 !/ 056 besteht das Hartmetall aus Wolframkarbid und Kobalt, wobei das Hochdruck-Bornitrid eine aiuminiurnhaltigc metallische Phase umfaßt.

Bei Schichtsinterkörpern aus einer Diamantschicht oder einer Schicht aus Bornitrid mit kubischem Kristallaufbau (im folgenden als CBN bezeichnet) als Hochdruckbornitrid sowie einer WC—CO-Schicht dringen während des Sintervorgangs Metallschmelzen, die hauptsächlich aus WC-CO ausgeschmolzenes Co enthalten, zwischen die Diamant- oder CBN-Teilchen. Das heißt, diese Metallschmelzen dienen als Bindematerial für diese Teilchen.

In der Praxis treten Schwierigkeiten beim WC-Co-Rohpreßkörper auf. Eine Schwierigkeit liegt darin, daß der Preßkörper keine ausreichende Festigkeit hat, um während des Sintervorgangs gehalten zu werden.

Beim WC—Co-Sintsrkörper treten ferner Risse auf. Die Risse dürften dadurch verursacht werden, daß die Verformbarkeit von WC-Co nicht in Einklang mit der Belastung gebracht werden kann, obwohl die Verformbarkeit bei höheren Temperaturen erhöht ist. Es ist nämlich üblich, daß die Temperatur nach Erhöhung des Drucks auf ein gewünschtes Niveau, insbesondere bei der Anfangsstufe der Heißpreßbehandlung, erhöht wird. Diese Schwierigkeit kann durch Verwendung einer WC—Co-Legierung vermieden werden, die bis zum Bruch eine hohe Verformbarkeit hat. Diese Legierung hat jedoch eine große Menge an Co und große Teilchen an WC-Kristallen. Obwohl diese Legierung eine hohe Verformbarkeit hat, hat sie eine nur geringe Steifheit, die bei hohen Temperaturen herabgesetzt ist. Hierdurch wird ihre Bedeutung z. B. für die Verwendung als Träger für die Schneide eines Schneidwerkzeugs verringert.

Aufgabe der Erfindung ist es, einen Schichtsinterkörper der eingangs genannten Art bereitzustellen, welcher bei hoher Härte und Verschleißfestigkeit der Diamantbzw. Hochdruckbornitrid-Schicht einen Träger mit hoher plastischer Verformbarkeit, hoher Steifheit hoher Scherbruchfestigkeit, hoher Wärmeleitfähigkeit, hohem Wärmeausdehnungskoeffizienten und hoher Festigkeil gegen Korrosion und Oxidation aufweist

Diese Aufgabe wird durch die kennzeichnenden Merkmale von Anspruch 5 gelöst.

Die Erfindung wird anhand der Zeichnung näher beschrieben. Darin zeigt

F i g. 1 ein Diagramm der Hochdruck-Vickershärte von Cermet auf der Basis von (Mo, W) C nach der Erfindung und derjenigen einer herkömmlichen WC—Co-Legierung. Der Vergleich wird an jeder von zwei Arten von Legierungen mit 11 Vol.°/o und 153 Vol.% der Bindephase angestellt

Fig.2 ein Diagramm der Belastungs-Verfor.nungs-Kurve unter Druckbelastung des Cermets auf der Basis von (Mo, W) C nach 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-Il Vol.% Co und (Mo₇, W₃) C-11 Vol.% Co, von denen beide denselben Volumenprozentsatz an Bindemetallen enthalten, zeigt, daß das letztere eine besonders hohe plastische Verformbarkeit aufweist. Die Symbole DZ, C3 und C6 bezeichnen bestimmte zementierte Carbide. WC-11 Co ist eine WC-11 Vol.% Co-Legierung.

F i g. 3 ein Diagramm der Sintertemperatur von Cermet auf der Basis von (Mo, W) C und des spezifischen Gewichtes des Sinterkörpers. Es zeigen A eine (M05. W₅) C-10% Co-10% Ni-Legierung in Gewichtsprozent von Cermet, Seine (Mo₇, W₃) C-10% Co-10% Ni-Lcgicrung und C eine (Mo₉, W₁) C-10% Co-10% Ni-Legierung.

Fig.4 die Stabilitätszone in einem Druck-Temperaturphasendiagramm von Diamant und Hochdruckbornitrid.

Gemäß F i g. 1 hat Cermet auf der Basis von (Mo, W) C, wobei Mo überwiegt, 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 Cermet bei einem Schneidwerkzeug verwendet werden soll. Gemäß Fig. 2 hat (Mo₁W) C-Co, wobei Mo überwiegt, im Vergleich zu WC-Co eine weitaus höhere Verformbarkeit bis zum Bruch. Die in F i g. 2 dargestellten Eigenschaften von Cermet auf der Basis von (Mo, W) C mit übcrwiegendem Mo-Anteil stehen in gutem Einklang mit der obengenannten Aufgabe der Erfindung, d. h. einer Legierung mit hoher plastischer Verformbarkeit und Steifheit.

Mit der Erfindung wird eine Kombination der während der Ultrahochdruck-Heißpreßbehandlung benötigten Eigenschaften und den durch die neue Legierung gegebenen Eigenschaften erreicht. 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 mit überwiegendem Mo-Anteil kein merklicher Unterschied feststellbar.

F i g. 3 zeigt die Beziehung zwischen der Sintertemperatur während des Vakuumsinterns von Cermet auf der Basis von (Mo, W) C nach der Erfindung und dem spezifischen Gewicht des auf diese Weise erhaltenen Sinterkörpers. Es zeigen (A) eine (Mo₅W₅) -C-10% Co-10% Ni (Gew.%) -Legierung, ('S; eine (Mo₇, W₃) C-10% Co-

10% Ni-Legierung und (C) eine (Mo₉, Wi) C-10% 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 KaII einer hochkohlenstolfhaltigen Legierung entsprechend -Y=I, wenn der Kohlenstoffgehalt der Legierung durch die kombinierte Kohlenstoffmenge des Carbids in Form von (Mo, W) C_x dargestellt ist, während die Kurve über den schrägen Linien den Fall einer Legierung mit niedrigem Kohlenstoffgehalt entsprechend x=0,6 darstellt

Wie aus der Zeichnung ersichtlich, ist entsprechend dem bei der Erfindung verwendeten Cermet auf der Basis von (Mo, W) C die Sintertemperatur im Einklang mit der Zunahme des Mo-Gehalts im Carbid herabgesetzt. Aus dem Versuch ergibt sich folgendes: Je niedriger der Kohlenstoffgehalt ist, um so niedriger ist die Temperatur, bei der das Sintern stattfindet Es sei angegeben, daß im Fall einer bei C in F i g. 3 angegebenen Legierung auf der Basis (M09, Wi) C das Sirtern bei 1200⁰C beendet ist.

Die Temperatur des Auftretens der flüssigen Phase beträgt etwa 1300° C 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 Träger für die Diamu η !schicht 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° C herabgesetzt, wenn eine Legierung auf der Basis von (Mo, W) C mit einem überwiegenden Gehalt unter den Legierungen auf der Basis von (Mo, W) C verwendet wird. Hierdurch wird auch die für das Ultrahochdrucksintern benötigte Temperatur verringert. Die Tatsache, daß die zum Sintern benötigte Temperatur verringert werden kann, ist vom industriellen Gcsichtsp'inkt her besonders wichtig.

F i g. 4 zeigt die Stabilitätszone in einem Druch-Temperaturphasendiagramm für Diamant- oder Hochdruckbornitrid. Der Sinterkörper sollte unter innerhalb der .Stabilitätszone liegenden Sinterbedingungen hergestellt werden. Wenn die zum Sintern benötigte Temperatur verringert wird, kann der benötigte Druck gleichzeitig entsprechend verringert werden. Dies ermöglicht eine Verlängerung der Lebensdauer der verwendeten Ultnihochdruck-Hochtemperaturvorrichtung.

Der Kohlenstoffgehalt von bei der Erfindung verwendetem Cermet auf der Basis von (Mo, W) C wird vorzugsweise ir; einem solchen Bereich kontrolliert, daß ausreichende Festigkeitseigenschaften erzielt werden. Ks wurde aus Versuchen gefunden, daß, wenn der Kohlenstoffgehalt des Cermets durch die kombinierte Kohlcnstoffmcnge eines Carbids in Form von (Mo, W)i C_x dargestellt ist, gute Festigkeitseigenschaften erzielbar sind, wenn* im Bereich von 0,8—0,98 liegt.

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

Die Diamant- oder Hochdruckbornitrid-Schicht und der Träger können unmittelbar aneinander gebunden werden, oder es kann dazwischen ein Metall angeordnet werden. Wenn aber das 7,'vischenmetall zu dick ist, hat es clic Funkiion eines Trägers. Das Zwischenmaterial hat daher vorzugsweise eine Dicke von weniger als 0,1 mm.

Der nach der Erfindung erzielbare Sinterkörper kann bei einem Schneidwerkzeug verwendet werden, und zwar gegebenenfalls durch Schweißen auf einem Stahlschaft.

Es folgen Beispiele nach der Erfindung.

Beispiel 1

Es wurde ein Sinterkörper mit 10 mm Durchmesser und 2 mm Dicke aus einer Legierung von (Mo₅, W₃) C-llVol.% Co hergestellt. Auf diesen Sinterkörper wurden ein Preßkörper mit 0,5 mm Dicke aus einem Diamantpulver mit einer Körnung von 3 μπι aufgebracht Dieser Körper wurde in eine zum Synthetisieren von Diamanten verwendeten Ultrahochdruck-Hochtemperaturvorrichtung gegeben. Nach Erhöhen des Drucks auf 55 kbar wurde die Vorrichtung elektrisch betrieben zu/ Erhöhung der Temperatur auf 1400° C, die 10 min lang gehalten wurde. Beim He. ausnehmen nach dem Temperatur- und Druckabfall hatte dir Schichtsinterkörper ein hervorragendes Aussehen mit hoher Abmeßgenauigkeit. Es hat sich herausgestellt, daß eine Co-Legierung mit Mo, W und C und mit seiner flüssigen Phase bei 1400°C von der (Mo, W) C—Co-Legierung als Bindephase in der Diamantschicht eingedrungen ist, wobei die Diamantschicht an die (Mo, W) C—Co-Legierung gebunden wurde.

Derselbe Versuch wurde mit einer WC-11 Vol.% Co-Legierung (7 Gew.-°/o Co) durchgeführt. Der auf diese Weise erhaltene Schichtsinterkörper 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 (M07, W₃) 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 Behälter wurde mit Diamantpulver mit einer Körnung von 3 μΐη bi^vzu einer Dicke von 1,5 mm gefüllt. Eine Eisenpiaue mit 10 mm Außendurchmesser und 3 mm Dicke wurde in Berührung mit der Oberseite des Diamantpulvers gebracht. Darauf wurde 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 Beispie: daraufgelegt wurde.

Der auf diese Weise bereitete Körper w urde in dieselbe Ultrahochdruck-Hochiemperaturvorrichtung wie im Beispiel 1 gegeben. Nach der Erhöhung des Drucks auf 55 kbar wurde die Temperatur auf 1450°C erhöht t;nd 10 min lang gehalten. Nach dem Temperatur- und Druckabfall wurde der Körper aus der Vorrichtung genommen. Der Ta-Behälter wurde abgekratzt und das obere Cermet auf 'ier Basis von (Mo, W) C entfernt, wobei ein Schichtsinterkörper erhalten wurde, aus einer Diamantsehicht mit etwa lOrtm Außendurchmesser und etwa 1 mm Dicke, der starr an das untere Cermet auf der Basis von (Mo, W) C gebunden war. Eine Röntgenstrahlanalyse der Diamantsehicht zeigte Diamant- und Λ-Fe, Fe3C-Beugjngsspitzen. Die Bindephasen der Diamantsehicht wurde durch das Eindringen von in Berührung mit der Diamantsehicht stehendem Eisen während des Sintervorgangs gebildet. Die auf die Zwischen-

schicht zwischen der Diamantschicht und dem Cermet auf der Basis von (Mo, W) C gelegte Mo-Platte wurde in M02C umgewandelt, durch dessen Zwischenschaltung die Diamantschicht starr an das untere Cermet gebunden wurde.

Derselbe Schichtsinterkörper wurde unter Verwendung derselben Materialien hergestellt mit der Ausnahme, daß das Cermet auf der Basis von (Mo, W) C durch eine WC-11 Vol.% Co-Legierung mit demselben VoIumsnprozentsatz an metallischem Bindemittel 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 die Diamantschicht erreichten.

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

Beispiel 3

Cermet mit einer Zusammensetzung von (MogW,) C-7 Vol.% Co-4 Vol.% Ni-0.5 Vol.% Fe wurde durch Hinzufügen von Co, Ni und einer kleinen Menge an Fe-PuI-ver zu einem Carbid mit der Zusammensetzung von (Mo<). 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 min lang gehaltenen Temperatur von 1250⁰C gesintert. Ein 0,7 mm dicker Preßkörper aus Diamantpulver mit einer Körnung von 3 μπι 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 min lang gehaltenen Temperatur von 120O⁰C gesintert. Der auf diese Weise erhaltene Sinterkörper hatte eine 0.5 mm dicke Schicht aus Diamant, die starr mit der Scheibe aus Cermet auf der Basis von (Mo, W) C verbunden war.

Aufgrund der Prüfung durch einen Röntgenstrahl-Mikroanalysator wurde sichergestellt, daß Co, Ni und Mo als Bindephase der Diamantteilchen vorhanden war. W wurde kaum ermittelt.

Beispiel 4

Es wurden sieben Sinterkörper mit je 10 mm Durchmesser und 2 mm Dicke hergestellt unter Verwendung von Cermet mit der Zusammensetzung von (M09, Wi) C-7 Vol.% Co-4 Vol.% Ni-0.5 Vol.% Fe wie in Beispiel 3.

Eine Probe wurde bereitet durch Legen einer der Cermet-Scheiben in einen Mo-Behälter mit einem Außendurchmesser von !4 mm und einem Innendurchmesser von 10 mm. Darauf wurde eine Mo-Folie mit einer Dicke von 50 um gelegt und der obere Raum des Behäiters mit dem obigen Pulvergemisch gefüllt.

Die anderen Beispiele wurden in derselben Weise bereitet mit der Ausnahme, daß die Mo-Folie durch Folien mit 50μιη Dicke aus W, Nb, Ta, Ti, Zr b/w. Hf crsct/t wurde.

Die auf diese Weise bereiteten sieben Verbundproben wurden durch dieselbe Ultrahochdruck-Hochtcmperaturvorrichtung wie in Beispiel 1 bei einem Druck von 40 kbar und einer 10 min lang gehaltenen Temperatur von 1200⁰C gesintert.

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

Aufgrund der Prüfung der gebundenen Grenzfläche des Sinterkörpers wurde gefunden, daß im Falle des Sinterkörpers, bei dem eine Mo-Folie verwendet wurde, eine Zwischenbindeschicht von etwa 50 um Dicke aus M02C und MoC erzeugt wurde aufgrund einer Diffusion von Kohlenstoff aus dem Cermet auf der Basis von (Mo, W) C während des Ultrahochdrucksintervorgangs.

Im Kali der Verwendung der W-Foiie wurde WC crzeugt, während in den Fällen von Nb, Ta, Ti, Zr und Hf die CBN-Schicht unter Zwischenschaltung einer Zwischenbindeschicht von etwa 50 μπι Dicke aus NbCTaC". TiC, ZrC bzw. HfC an das Cermet auf der Basis von (Mo, W) C gebunden war.

Hierzu 4 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Anwendung eines Verfahrens zur Herstellung eines Schichtsinterkörpers, bei dem auf einen gesinterten Körper aus Hartmetall, das aus einem wolframhaltigen Karbid und einem Eisengruppenmetall als Bindephase besteht, Diamant oder Hochdruckbornitrid aufgebracht wird, worauf unter Temperatur- und Druckbedingungen gesintert wird, bei denen Diamant bzw. Hochdruckbornitrid thermodynamisch stabil ist, dadurch gekennzeichnet, daß als wolframhaltiges Karbid im Hartmetall ein Molybdän-Wolfram-Mischkarbid verwendet wird, bei dem der Molybdänanteil überwiegt

2. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß zwischen dem Hartmetallkörper und dem Diamant bzw. Hochdruckbornitrid vor dem Sintern eine weniger als 1 mm dicke Folie »is einem der Metalle Mo, W, Nb, Ta, Ti. Zr oder Hf angeordnet wird.