DE3016971C2 - - Google Patents
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf ein gesintertes Preßstück
für äußerst harte Werkzeuge nach dem Oberbegriff des
Anspruchs 1 sowie ein Verfahren zu deren Herstellung.
Ein derartiges Preßstück ist aus der DE-OS 27 56 512
bekannt. Der keramische Stoff, der zugleich das Bindemittel
bildet, besteht dabei im wesentlichen aus Carbiden,
Nitriden und Carbonitriden der Metalle der Gruppe IVa, Va
und VIa des Periodensystems.
Ein aus dem bekannten Preßstück hergestelltes Werkzeug
zeigt jedoch eine relativ starke Haftung am zu bearbeitenden
Werkstück, insbesondere wenn es aus Gußeisen besteht.
Darunter leidet die Glätte der bearbeiteten Oberfläche und
das Werkzeug unterliegt einem relativ starken Verschleiß.
Auch läßt die Dimensionsgenauigkeit der Bearbeitung mit
einem mit dem bekannten Preßstück versehenen Werkzeug zu
wünschen übrig.
Aus der US-PS 27 45 763 geht ein Preßstück für Zapfen und
Lager hervor, das aus 93 bis 98% Aluminiumoxid und 2 bis
7% Bornitrid bei 0,7 kbar und ca. 2000°C gepreßt wird.
Ferner ist aus der GB-PS 7 84 704 ein Preßstück bekannt,
das aus bis zu 30% Bornitrid und wenigstens 70% eines
feuerfesten Oxids besteht und bei 1,4 kbar und ca. 1700°C
gepreßt wird. Unter diesen Preßbedingungen entsteht jedoch
hexagonales Preßstück, das graphitähnliche Eigenschaften
besitzt, also insbesondere sehr weich ist.
Gußeisen wird im allgemeinen mit einem Sintercarbidwerkzeug
der Serien K nach der JIS-Klassifikation mit einer
Schneidgeschwindigkeit von etwa 70 bis 150 m/min spanabhebend
bearbeitet, während mit einem keramischen Werkzeug,
das im wesentlichen aus Al₂O₃ besteht, die Schneidgeschwindigkeit
300 bis 600 m/min beträgt.
Anders als im allgemeinen bei Stählen weist Gußeisen in seinem
Inneren ausgefälltes Graphit auf. Da seine Struktur
sozusagen nicht gleichmäßig ist, ist die bearbeitete
Oberfläche, verglichen mit der von Stahl, weniger glatt.
Dies stellt insbesondere bei der Nachbearbeitung ein
ernstes Problem dar. Es besteht daher ein erhebliches
Bedürfnis nach einem Werkzeug, durch das eine bessere
Oberflächenbearbeitung möglich ist.
Darüber hinaus können sehr viele Gußeisenteile, beispielsweise
Gehäuse, sehr dünne Abschnitte aufweisen. Es ist
jedoch schwierig, die Dimension genau beizubehalten, und
zwar wegen der Deformation oder Formänderung während der
spanabhebenden Bearbeitung. Dadurch ergibt sich ein
weiteres Problem.
Aus diesen Gründen weisen die herkömmlichen Werkzeuge
folgende Nachteile auf.
Wenn ein Sintercarbid-Werkzeug eingesetzt wird, ist es
schwierig, eine zufriedenstellende Oberflächenbearbeitung
zu erhalten. Außerdem wird das Werkzeug schnell abgenutzt
und wertlos, wenn es bei einer Geschwindigkeit um 300 bis
600 m/min eingesetzt wird. Obgleich ein keramisches
Werkzeug, das im wesentlichen aus Al₂O₃ besteht, eine
spanabhebende Bearbeitung mit einer ziemlich zufriedenstellenden
Oberflächenbearbeitung bei hoher Geschwindigkeit
gestattet, ist es für die Nachbehandlung wegen der
mangelnden Stabilität der Genauigkeit der Dimensionen des
bearbeiteten Produkts ungeeignet. Wenn es im Bedarfsfall
benutzt wird, muß sich der spanabhebenden Bearbeitung ein
weiteres Verfahren, beispielsweise ein Honen oder dergleichen
anschließen.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Preßstück für äußerst
harte Werkzeuge bereitzustellen, welches insbesondere
bei der Bearbeitung von Gußeisen praktisch keine Haftung
zeigt und zu einer hohen Dimensionsgenauigkeit der
Bearbeitung führt.
Dies wird erfindungsgemäß mit einem Preßstück nach
dem Anspruch 1 erreicht. In den Ansprüchen 2 bis 4
sind vorteilhafte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen
Preßstücks gekennzeichnet. Der Anspruch 5 gibt ein
bevorzugtes Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen
Preßstücks an.
Mit dem erfindungsgemäßen Preßstück ist eine hervorragende
spanabhebende Oberflächenbearbeitung von Gußeisen
möglich, und zwar bei einer hohen Geschwindigkeit
von 300 bis 600 m/min. Ferner wird eine hohe Dimensionsgenauigkeit
bei der Bearbeitung dünner Teile erreicht.
Eine derartige glatte Oberflächenbearbeitung ist darauf
zurückzuführen, daß sowohl das Bornitrid in der Hochdruckform
wie das Al₂O₃, durch die das erfindungsgemäße
gesinterte Preßstück hauptsächlich gebildet wird,
einer Haftung oder Adhäsion einen großen Widerstand
entgegensetzen. Die Möglichkeit der spanabhebenden
Bearbeitung bei hoher Geschwindigkeit ist also darin
begründet, daß sowohl das Bornitrid in der Hochdruckform
wie das Al₂O₃ bei hohen Temperaturen beständig sind,
wobei Al₂O₃ einen glasartigen Film mit einem niedrigen
Schmelzpunkt zusammen mit Fe, Si usw. in dem Gußeisen
bildet, das spanabhebend bearbeitet wird und dadurch
das Werkzeug schützt. Der Grund für die Dimensionsgenauigkeit
ist nicht so leicht zu erklären. Als Ergebnis
einer genauen Untersuchung der Kante des Werkzeuges
nach der spanabhebenden Bearbeitung ist man jedoch
zu folgender vorläufiger Schlußfolgerung gelangt:
Ein herkömmliches Werkzeug aus keramischem Material,
das hauptsächlich aus Al₂O₃ besteht, weist durch seinen
Verschleiß eine leicht auseinandergedrückte Kante
auf, die stumpf ist gegenüber ihrer ursprünglichen
Schärfe und relativ abgerundet. Demgegenüber behält
die Kante eines erfindungsgemäßen gesinterten Preßstücks
Schärfe bei, auch wenn sie abgenutzt ist. Das keramische,
hauptsächlich aus Al₂O₃ bestehende Werkzeug ist vermutlich
wegen einer Verminderung der Schärfe und einer
Zunahme des Schneidwiderstandes aufgrund des Abstumpfens
der Kante nicht in der Lage, mit Präzision zu arbeiten.
Es ist vorstellbar, daß das Abstumpfen der Kante eines
keramischen Al₂O₃-Werkzeuges aufgrund einer plastischen
Verformung bei hoher Temperatur während des Schneidens
erfolgt, während das erfindungsgemäße gesinterte Preßstück
solche Verformungen nicht aufweist, da es hauptsächlich
aus der Hochdruckform des Bornitrids besteht,
das eine große Temperaturbeständigkeit besitzt.
Die Erfinder haben eine genauere Untersuchung eines
erfindungsgemäßen Preßstücks, das aus CBN und Al₂O₃
bestand, durchgeführt. Als Ergebnis wurde festgestellt,
daß die Eigenschaften des Werkzeuges nicht nur durch
den Gehalt an CBN und Al₂O₃ in dem gesinterten Preßstück
stark beeinflußt waren, sondern ebenso die halbe
Breite des (116)-Reflexes der Röntgenstrahlungsbeugung
der CuK-alpha-Strahlung der Al₂O₃-Kristalle in dem
gesinterten Preßstück. Dies sei nachstehend anhand
der beigefügten Zeichnung näher erläutert.
In Fig. 1 ist die Beziehung zwischen der Sintertemperatur
und der halben Breite des (116)-Reflexes der Röntgenstrahlungsbeugung
in einem gesinterten CBN-Al₂O₃-Preßstück, das unter
einem Druck von 50 bis 60 kbar gesintert wurde, dargestellt.
In der Zeichnung bedeuten (a) ein gesintertes Preßstück,
das bei 1200°C gesintert wurde und (b) ein gesintertes
Preßstück, das bei 1080°C gesintert wurde, wobei das
Al₂O₃-Pulver gegen ein anderes Pulvermaterial ausgetauscht
wurde.
Fig. 2 betrifft die Herstellungsbedingungen des erfindungsgemäßen
gesinterten Preßstücks. Darin ist der
stabile Bereich in dem Druck-Temperatur-Phasen-Diagramm
des CBN dargestellt.
Die halbe Breite des Reflexes eines Materials bei
der Röntgenstrahlungsbeugung hängt im allgemeinen
von der Teilchengröße dieses Materials sowie von dem
Spannungs- oder Bindungszustand mit anderen Materialien
ab.
Wie aus Fig. 1 ersichtlich, fällt die halbe Breite
des (116)-Reflexes des Al₂O₃ in dem gesinterten CBN-Al₂O₃-Preßstücks,
das unter einem Druck von 50 bis 60 kbar
gesintert wurde, obgleich sie bis B konstant ist,
danach ab, und zwar entsprechend der Erhöhung der
Sintertemperatur. Genauer gesagt, es wird keine Verminderung
der halben Breite zwischen A und B beobachtet,
da eine Umsetzung zwischen CBN und Al₂O₃ oder zwischen
den letzteren kaum erfolgt, während es den Anschein
hat, daß zwischen B und C die halbe Breite aufgrund
des Entstehens einer Reaktion zwischen CBN und Al₂O₃
oder zwischen den letzteren im Verlauf des Sinterns
abnimmt. Wenn die Temperatur C übersteigt, ist eine
Verminderung der halben Breite jedoch kaum noch zu
beobachten, trotz der Reaktion zwischen CBN und Al₂O₃
oder zwischen den letzteren.
Es wurden spanabhebende Werkzeuge aus dem gesinterten
Preßstück nach Fig. 1 hergestellt und verschiedenen
Tests unterworfen. Jene innerhalb des Bereichs zwischen
A und B, d. h. jene, deren halbe Breiten in der Gegend
von 0,65 deg liegen, wurden schnell abgenutzt, so
als ob das gesinterte Preßstück in seine Teilchen
zerfällt.
Der Verschleiß war nach einer bestimmten Zeitspanne
der spanabhebenden Bearbeitung außerordentlich groß.
Die gesinterten Preßstücke in dem Bereich zwischen A
und B, d. h. jene, die halbe Breiten unter 0,6 deg
haben, werden im Vergleich dazu weniger abgenutzt. Die
abgenutzte Oberfläche war verhältnismäßig glatt und
ein Herausfallen von Teilchen wurde nicht andeutungsweise
festgestellt. Bei einer genaueren Untersuchung
stellte sich jedoch heraus, daß der Verschleiß zunahm,
wenn die halbe Breite von 0,3 deg auf 0,2 deg herabgesetzt
wurde. Insbesondere wenn die halbe Breite
kleiner als 0,14 deg war, war das Ausmaß des Verschleißes
erheblich größer als bei 0,2 deg. Weiterhin wurde
ein gesintertes Preßstück (b), das unter dem gleichen
Druck von 50 kbar unter Einsatz eines anderen Pulvermaterials
als Al₂O₃-Pulver gesintert wurde, jedoch die
gleiche halbe Breite wie das gesinterte Preßstück (a)
der Fig. 1 besaß, Schneidtests unterworfen. Als Ergebnis
zeigte sich, daß beide gesinterten Preßstücke
praktisch die gleichen Eigenschaften aufweisen.
Wenn auch die Beziehung zwischen der halben Breite
und den Eigenschaften des Werkzeuges nicht völlig klar
ist, kann dafür jedoch folgende Erklärung gegeben
werden.
Wie vorstehend beschrieben, erfolgt in den gesinterten
Preßstücken in dem Bereich zwischen A und B mit halben
Breiten um 0,65 deg, was durch die Sintertemperatur
nicht variiert wird, das Sintern kaum zwischen CBN
und Al₂O₃ oder zwischen den letzteren. Derartige gesinterte
Preßstücke haben dabei den Anschein, als ob
sie zu Teilchen zerfallen würden und werden stark abgenutzt.
Auf der anderen Seite wird zwischen B und C
die halbe Breite mit fortschreitendem Sintern reduziert,
wobei in der Praxis zufriedenstellende Werkzeugeigenschaften
dann erhalten werden, wenn die halbe Breite
unter 0,600 deg liegt. Da das Teilchenwachstum des
Al₂O₃ jedoch gleichzeitig mit Fortschreiten des Sinterns
verläuft, scheinen die Werkzeugeigenschaften sich zu
verschlechtern, wenn die halbe Breite unter 0,200 deg
abfällt. Es ist auch denkbar, daß Reaktionsprodukte
(beispielsweise AlB₂, AlBO x usw.), die an den CBN-Al₂O₃-Berührungsflächen
gebildet werden, mit ansteigender
Sintertemperatur zunehmen. Diese Reaktionsprodukte, die
spröde sind, führen dann dazu, daß die CBN-Teilchen
während der spanabhebenden Bearbeitung leicht wegfliegen.
Um dem erfindungsgemäßen gesinterten Preßstück daher
die Möglichkeit zu geben, seine Eigenschaften voll zu
entfalten, sollte die halbe Breite der Röntgenstrahlungsbeugung
der CuKa-Strahlung des Al₂O₃ (116) in dem
gesinterten Preßstück im Bereich zwischen 0,600 deg und
0,200 deg liegen. Es gehört zum Fachwissen, daß die
Eigenschaften des gesinterten Preßstücks durch eine
Verminderung der Größe seiner Teilchen verbessert werden
können. Dazu ist es erforderlich, daß das Pulvermaterial
als Teilchen sehr kleiner Größe vorliegt. Es
sind verschiedene gesinterte Preßstücke hergestellt
worden, in denen die Teilchengröße des CBN geändert
wurde. Als Ergebnis dieser Tests wurde festgestellt,
daß die Werkzeugeigenschaften sehr zufriedenstellend
sind, wenn die Teilchengröße kleiner als 5 µm ist.
Schneidtests mit verschiedenen Materialien haben gezeigt,
daß ein gesintertes Preßstück, das 20 bis 55 Vol.-%
CBN enthält, besonders zufriedenstellende Schneideigenschaften
bezüglich Gußeisen aufweist.
Wenn das erfindungsgemäße gesinterte Preßstück als
Schneidwerkzeug verwendet wird, reicht es aus, wenn
die Kante des Werkzeuges eine harte Schicht aufweist,
die BN in der Hochdruckform mit hoher Verschleißfestigkeit
enthält.
Es ist deshalb in Hinblick auf die Kosten und die Festigkeit
des Werkzeuges von Vorteil, ein zusammengesetztes
gesintertes Preßstück herzustellen, indem eine harte
Schicht an einen Träger aus Sintercarbid oder Sintermetall
gebunden wird.
Die Dicke der harten Schicht des zusammengesetzten gesinterten
Preßstücks sollte den Betriebsbedingungen des
Schneidwerkzeuges und an die Form des Werkzeuges angepaßt
werden. Im allgemeinen ist es jedoch für das erfindungsgemäße
gesinterte Preßstück ausreichend, wenn
die Schicht eine Dicke von mehr als 0,5 mm aufweist.
Das Sintercarbid oder Sintermetall, das als Träger verwendet
wird, ist vorzugsweise ein Sintercarbid bzw.
Sintermetall auf WC-Basis mit einer hohen Stabiltät,
Wärmeleitfähigkeit und Zähigkeit. Um ein solches zusammengesetztes
Preßstück zu erhalten, wird zunächst
der Träger aus Sintercarbid in der vorgegebenen Form
aus Sintercarbid hergestellt. Ein Pulvergemisch, das im
wesentlichen aus zusammengesetztem keramischem Material
besteht und Bornitrid in der Hochdruckform sowie Al₂O₃
oder ein hauptsächlich aus Al₂O₃ bestehendes Pulver
enthält, um die harte Schicht zu ergeben, die die Kante
des Werkzeugs darstellt, wird mit dem Träger entweder
in Pulverform oder nach dem Pressen in Berührung gebracht,
worauf das Ganze in einer Höchstdruckvorrichtung heiß
gepreßt wird, wodurch die harte Schicht in die Lage
versetzt wird, zu sintern und gleichzeitig sich mit
dem Sintercarbidträger zu verbinden.
Der Sintercarbidträger enthält ein Metall, wie Co oder
dergleichen, als Bindemittelphase. Dieses Bindemittelmetall
schmilzt, wenn die Temperatur, bei der die
flüssige Phase auftrifft, überschritten wird während
des Heißpressens. Wenn der Gehalt des Bornitrids in der
Hochdruckform in dem Pulver, das die harte Schicht bildet,
größer ist als im Falle des erfindungsgemäßen gesinterten
Preßstücks, beispielsweise wenn das Pulver
nur aus Bornitrid in der Hochdruckform besteht, weisen
die Bornitridteilchen der Hochdruckform eine sehr große
Stabilität auf und sind nicht leicht zu verformen.
Die Teilchen bleiben demzufolge auch unter hohem Druck
im Abstand voneinander, um es der vorstehend erwähnten
flüssigen Phase des Sintercarbidträgers zu ermöglichen,
einzudringen. Beim erfindungsgemäßen gesinterten Preßstück
ist das Bornitrid in der Hochdruckform durch
Al₂O₃ bzw. keramische Stoffe, die im wesentlichen aus
Al₂O₃ bestehen und Carbide, Nitride, Carbonitride von
Metallen der Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems
oder Aluminiumnitrid (AlN) aufweisen, gebunden, welche
Bindemittelmaterialien eine kontinuierliche Bindemittelphase
in dem gesinterten Preßstück bilden. Da Al₂O₃
und die zusammengesetzten keramischen Stoffe weniger
stabil sind als das Bornitrid in der Hochdruckform,
werden sie unter extrem hohem Druck verformt und einem
Pulverpreßkörper einverleibt, so daß praktisch kein
freier Raum darin zurückbleibt, bevor die flüssige
Phase in dem Träger aus Sintercarbid auftritt. Demnach
tritt bei dem erfindungsgemäßen gesinterten Preßstück
dasjenige Phänomen nicht auf, daß die flüssige Phase,
die in dem Träger aus Sintercarbid während des Heißpreßvorganges
unter extrem hohem Druck entsteht, in die
harte Schicht eindringt und dadurch die Struktur der
harten Schicht verändert, so daß deren Verschleißfestigkeit
abnimmt.
Um ein zusammengesetztes gesintertes Preßstück aus Bornitrid
in der Hochdruckform sowie Al₂O₃ oder einem im
wesentlichen aus Al₂O₃ bestehenden keramischen Material
herzustellen, werden Bornitridpulver in der Hochdruckform
und Al₂O₃-Pulver bzw. ein Pulver eines keramischen
Materials, das hauptsächlich aus Al₂O₃ besteht, mit
einer Kugelmühle oder dergleichen vermischt, worauf
das Pulvergemisch, so wie es ist, oder nach dem Pressen
in eine bestimmte Form bei Normaltemperatur gesintert
wird, und zwar unter hohem Druck und hoher Temperatur
in einer Höchstdruckvorrichtung. Die Höchstdruckvorrichtung
ist vom Gürtel- oder Riementyp oder dergleichen,
wie sie zur Synthese von Diamanten verwendet wird.
Ein Graphitrohr wird als Heizung verwendet, in die ein
Isolator, wie Talk, NaCl oder dergleichen hineingesteckt
wird, so daß er das Pulvergemisch aus Bornitrid in der
Hochdruckform umgibt. Um die Graphitheizung wird ein
Druckmedium angebracht, wie Pyrophelit oder dergleichen.
Der Sinterdruck und die Sintertemperatur werden vorzugsweise
im stabilen Bereich des kubischen Bornitrids
gehalten, wie in Fig. 2 dargestellt. Dieser stabile
Bereich stellt jedoch nur eine Bezugsgröße dar, da die
exakten Gleichgewichtslinien nicht genau genug bekannt
sind. In Fig. 2 stellt (A) den stabilen Bereich des
kubischen Bornitrids dar, und (B) den stabilen Bereich des
hexagonalen Bornitrids. Das Merkmal, welches das erfindungsgemäße
gesinterte Preßstück kennzeichnet und
den Nutzen der Erfindung ausmacht, besteht darin, daß
die temperaturbeständige Zusammensetzung des Al₂O₃
oder die Zusammensetzung des keramischen Materials, das
im wesentlichen aus Al₂O₃ besteht, dem gesinterten
Preßstück eine kontinuierliche Phase verleihen.
Genauer gesagt, nimmt bei dem erfindungsgemäßen gesinterten
Preßstück ein zähes temperaturbeständiges
Material die Form einer kontinuierlichen Bindemittelphase
an, indem es zwischen die Teilchen des extrem
harten Bornitrids in der Hochdruckphase hineinfließt,
sowie eine metallische Co-Phase, die die Bindemittelphase
in WC-Co-Sintercarbiden darstellt, wodurch dem
gesinterten Preßstück Zähigkeit verliehen wird. Um ein
gesintertes Preßstück zu erhalten, das eine derartige
Struktur aufweist, hat es sich experimentell als erforderlich
herausgestellt, den Gehalt des Bornitrids in der
Hochdruckform unterhalb 80 Vol.-% festzulegen. Die
untere Grenze des Gehalts des Bornitrids in der Hochdruckform
in dem erfindungsgemäßen gesinterten Preßstück
beträgt 20 Vol.-%. Falls der Gehalt des Bornitrids
unter diese Grenze absinkt, können die Eigenschaften,
die das Bornitrid in der Hochdruckform verleiht, von
dem Werkzeug nicht mehr erwartet werden. Insbesondere
bei der spanabhebenden Bearbeitung von Gußeisen zeigt
das gesinterte Preßstück, das 20 bis 55 Vol.-% Bornitrid
in der Hochdruckform enthält, hervorragende Schneideigenschaften.
Insbesondere wenn das gesinterte Preßstück für die Verwendung
in einem Schneidwerkzeug bestimmt ist, ist die
Größe der Kristallteilchen vorzugsweise kleiner als
einige µm. Ein feines Pulver von einigen µm oder unter
1 µm enthält Sauerstoff in großer Menge. Der meiste
Sauerstoff liegt dabei im allgemeinen auf der Oberfläche
des Pulvers als Verbindung vor, die einem Hydroxyd
mehr oder weniger ähnlich ist. Diese einem Hydroxyd
ähnliche Verbindung löst sich durch Erhitzen auf und
entweicht als Gas. Das Gas kann von dem System leicht
entfernt werden, wenn das zu sinternde Material nicht
abgeschlossen ist. Wenn das Material dagegen unter
extrem hohem Druck gesintert wird, wie es bei der Erfindung
der Fall ist, ist es indessen für das Gas fast
unmöglich, aus dem Heizsystem zu entweichen. Es gehört
zum Fachwissen in der Pulvermetallurgie, daß eine
vorausgehende Entgasungsbehandlung in einem solchen
Fall durchzuführen ist. Wenn die Entgasungstemperatur
jedoch nicht genügend erhöht werden kann, ergibt sich
ein schwieriges Problem und einen solchen Fall stellt
die Erfindung dar. Mit anderen Worten, wenn eine mögliche
Umwandlung von Bornitrid in der Hochdruckform
in die Niederdruckform berücksichtigt wird, ist die
Entgasungstemperatur an ihrer oberen Grenze.
Das Pulver wird durch folgende Schritte entgast. Zunächst
werden physikalisch absorbiertes Gas und Feuchtigkeit
bei niedriger Temperatur entfernt, dann werden
chemisch absorbiertes Gas und Hydroxyde aufgelöst, so
daß die Oxyde zurückbleiben. Da Bornitrid in der Hochdruckform
bis etwa 1100°C stabil ist, kann es zumindest
so weit vorerwärmt werden. Falls eine vorhergehende
Entgasung durch Erhitzen erfolgt, bleibt also
der restliche Teil des Gases in Form eines Oxyds zurück.
Zum Rückgängigmachen werden vorzugsweise die gesamte
Feuchtigkeit und der Sauerstoff bei der Vorbehandlung
entfernt, da es wünschenswert ist, daß in dem gesinterten
Preßstück so wenig an gasförmigen Bestandteilen vorliegen,
wie nur möglich. Deshalb wird die Entgasungsbehandlung
bei einer Temperatur unter 1100°C im Vakuum
nach der Erfindung durchgeführt.
Bei dem erfindungsgemäßen gesinterten Preßstück werden
Al₂O₃ oder eine temperaturbeständige Verbindung, die
hauptsächlich aus Al₂O₃ besteht, als Bindemittel für
das Bornitrid in der Hochdruckform verwendet. Weiterhin
kann eine Metallphase, wie Mo, W, Ti, Ni, Co, Fe
usw. als dritte Phase zusätzlich zu der temperaturbeständigen
Verbindung enthalten sein. Den Hauptbestandteil
der Bindemittelphase stellt jedoch die temperaturbeständige
Verbindung dar, die hauptsächlich aus Al₂O₃
besteht. Der Volumenanteil der Metallphase sollte geringer
sein als der der Phase aus der temperaturbeständigen
Verbindung. Wenn der Gehalt der Metallphase den
der Verbindungsphase übertrifft, so verschlechtert sich
die Temperaturbeständigkeit und Verschleißfestigkeit
des gesinterten Preßstücks und es weist nicht mehr die
für ein Werkzeug erforderlichen Eigenschaften auf.
Darüber hinaus kann das erfindungsgemäße gesinterte
Preßstück als Zusatz solche Elemente enthalten, wie sie
für die Synthese von Bornitrid in der Hochdruckform
verwendet werden und von denen man annimmt, daß sie unter
hohem Druck gegenüber hexagonalem Bornitrid oder Bornitrid
in der Hochdruckform löslich sind, beispielsweise
Alkalimetalle, wie Li usw., Erdalkalimetalle, wie
Mg. usw., P, Sn, Sb, Al, Cd, Si und die vorstehend erwähnten
Verbindungen, wie MgO, AlN oder dergleichen.
Das Nitrid in der Hochdruckform, das als Material für
das erfindungsgemäße gesinterte Preßstück verwendet
wird, wird durch Synthese aus hexagonalem Bornitrid unter
extrem hohem Druck erhalten. Demnach besteht die Möglichkeit,
daß hexagonales Bornitrid als Verunreinigung
in dem Pulver des Bornitrids in der Hochdruckform
zurückbleibt. Da die Teilchen des Bornitrids in der
Hochdruckform dem hydrostatischem Druck nicht ausgesetzt
sind, bis das Bindemittelmaterial zwischen jedes
der Teilchen hineinfließt, wenn das Sintern unter extrem
hohem Druck erfolgt, besteht weiterhin die Möglichkeit,
daß eine Rückbildung in das hexagonale Bornitrid als
Ergebnis des Erwärmens auftritt. Wenn das erwähnte
Element, das einen katalytischen Effekt auf das hexagonale
Bornitrid ausübt, dem Pulvergemisch zugesetzt wird,
kann diese Rückbildung wirksam ausgeschlossen werden.
Das erfindungsgemäße gesinterte Preßstück mit seiner
hohen Härte, Zähigkeit, Temperaturbeständigkeit und
Verschleißfestigkeit ist für die verschiedensten Werkzeuge
geeignet, beispielsweise als Durchzugmatrize,
Überzugsmatrize, Bohrerspitze oder dergleichen, von
spanabhebenden Werkzeugen ganz zu schweigen.
Nachstehend ist die Erfindung anhand von Beispielen
näher erläutert.
Das Material in den Beispielen ist in allen Fällen
kubisches Bornitrid. Jedoch wird praktisch das gleiche
Ergebnis erhalten, wenn CBN ersetzt wird durch Wurtzitbornitrid
(WBN), einem Gemisch aus CBN und WBN oder
wenn CBN teilweise durch Diamanten ersetzt wird.
CBN-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 7 µm
und Al₂O₃-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von
1 µm wurden in einem Verhältnis von 60 Vol.-% zu 40 Vol.-%
gemischt und in einem Mörser vollständig vermischt.
Das Pulvergemisch, dem 2% Kampfer zugegeben
wurden, wurde zu einem Probestück mit einem äußeren
Durchmesser von 10 mm und einer Höhe von 1,5 mm gepreßt.
Das Probestück wurde in einen Behälter aus nicht rostendem
Stahl gegeben. Der Behälter wurde durch Erhitzen in
einem Vakuumofen mit einem Vakuum von 1,33 × 10-4 mbar und
bei einer Temperatur von 1100°C 20 min entgast. Danach
wurde der Behälter in eine Höchstdruckvorrichtung vom
Gürteltyp gegeben. Als Druckmedium wurde Pyrophelit verwendet,
während ein Graphitrohr die Heizung bildete.
Zwischen die Graphitheizung und das Probestück wurde
NaCl gesteckt. Der Druck wurde auf 55 kbar erhöht, und
dann die Temperatur auf 1400°C. Nachdem dieser Zustand
30 min aufrechterhalten worden war, wurde die Temperatur
erniedrigt und der Druck langsam gesenkt. Das so
erhaltene gesinterte Preßstück wies einen Außendurchmesser
von etwa 10 mm und eine Dicke von etwa 1 mm auf.
Das gesinterte Preßstück wurde zu einer ebenen Fläche
mit einer Diamantenschleifeinrichtung geschliffen und
dann mit Diamantenpaste poliert.
Bei der mikroskopischen Betrachtung der polierten Oberfläche
stellte sich heraus, daß das gesinterte Preßstück
eine vollkommen kompakte Struktur mit zwischen
die CBN-Teilchen geflossenem Al₂O₃ aufwies. Die Härte
des gesinterten Preßstücks wurde mit einem Mikro-Vickers-Härtemeßgerät
gemessen. Der Mittelwert betrug
3200. Das gesinterte Preßstück wurde mit einem Diamantschneidwerkzeug
geschnitten, um ein Schneidfragment
oder -stückchen zu ergeben. Das Schneidstückchen wurde
auf einen Metallträger aufgeschweißt.
Zu Vergleichszwecken wurde ein Schneidwerkzeug der
gleichen Form aus Sintercarbid K10 nach der JIS-Klassifikation
hergestellt. Die Schneidtests wurden mit
FC20-Gußeisen durchgeführt, das eine Härte von H RB 220
aufwies, und zwar unter den folgenden Bedingungen:
Schneidgeschwindigkeit 100 m/min, Schnittiefe: 0,2 mm,
Vorschub 0,1 mm/U. Als Ergebnis stellte sich heraus,
daß die Oberflächenrauhigkeit bei K10 15 µm R MAX betrug,
während sie bei dem erfindungsgemäßen gesinterten
Preßstück 6 µm R MAX war, das nach 100 min langem
Schneiden sich leicht auf 7 µm verschlechterte. Eine
Betrachtung der Kante des Werkzeuges nach dem Schneiden
zeigte, daß an dem Freiwinkel des K10-Werkzeuges
zähe Aufbackungen vorhanden waren, während bei dem
erfindungsgemäßen gesinterten Preßstück solche Aufbackungen
nicht beobachtet wurden.
Entsprechend den Zusammensetzungen, die in Tabelle 1
angegeben sind, wurden CBN-Pulver und keramisches
Pulver vermischt. Das CBN-Pulver wies eine mittlere
Teilchengröße von 4 µm auf.
In der in Beispiel 1 beschriebenen Weise wurden aus
diesem Pulvergemisch Probepreßstücke hergestellt. Die
Probestücke wurden in aus Mo hergestellte Behälter gegeben
und der gleichen Vorbehandlung wie im Beispiel 1
unterworfen. Danach wurden die Probestücke in einer
Höchstdruckeinrichtung unter den gleichen Bedingungen
wie im Beispiel 1 gesintert. Die Temperatur wurde 20 min
bei allen Probestücken aufrechterhalten.
In der gleichen Weise wie nach dem Beispiel 1 wurden
Schneidstückchen hergestellt. Jedes Stückchen wurde
an eine Ecke eines rechteckigen Stücks aus Sintercarbid
angeschweißt. Zu Vergleichszwecken wurde ein im Handel
erhältliches keramisches Werkzeug (das als W bezeichnet
wird) hergestellt, das im wesentlichen aus Al₂O₃ bestand,
sowie ein keramisches Al₂O₃-Werkzeug (das als
B bezeichnet wird), das TiC enthielt.
Die Schneidtests wurden mit FC25-Gußeisen mit einer
Härte von H RB 250 durchgeführt. Das Werkstück wurde zu
einem Rohr mit einem Außendurchmesser von 80 mm, einem
Innendurchmesser von 70 mm und einer Dicke von 5 mm
geformt, so daß die Dimensionsgenauigkeit nach der
spanabhebenden Bearbeitung untersucht werden konnte.
Die spanabhebende Bearbeitung wurde an dem Innendurchmesserteil
unter folgenden Bedingungen durchgeführt:
Schneidgeschwindigkeit 400 m/min, Schnittiefe 0,1 mm,
Vorschub 0,1 mm/U. Nach der spanabhebenden Bearbeitung
wurde die Rundabweichung und Oberflächenrauhigkeit
des Innendurchmesserteils untersucht. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 2 dargestellt.
Es wurden Pulvergemische hergestellt, die jeweils 60 Vol.-%
CBN-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von
7 µm aufwiesen, wobei der Rest die in Tabelle 3 angegebenen
Komponenten enthielt.
In der gleichen Weise wie in Beispiel 1 wurde das zu
Probestücken gepreßte Pulvergemisch in Mo-Behälter
gegeben und anschließend unter den in Tabelle 3 angegebenen
Bedingungen gesintert. Die so erhaltenen gesinterten
Preßstücke wurden mit Diamantenpaste poliert. Jedes
gesinterte Preßstück wies eine kompakte Struktur auf.
Zu Al₂O₃-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von
1 µm wurden 2 Gew.-% MgO-Pulver mit einer mittleren
Teilchengröße von 1 µm gegeben. Zu diesem Pulvergemisch
wurden ferner 65 Vol.-% bzw. 35 Vol.-% CBN-Pulver
mit einer mittleren Teilchengröße von 4 µm gegeben,
um ein gesintertes Preßstück mit einem Außendurchmesser
von 10 mm und einer Dicke von 1 mm in der in Beispiel
1 geschilderten Weise zu erhalten, außer daß der
Sinterdruck 50 kbar und die Temperatur 1300°C betrug.
In der gleichen Weise wie im Beispiel 1 wurden Schneidwerkzeuge
hergestellt. Die Schneideigenschaften mit
denjenigen aus handelsüblichem schwarzem keramischem
Material aus Al₂O₃-30% TiC verglichen. Die Schneidtests
wurden mit FC20 30 min lang unter folgenden Bedingungen
durchgeführt: Schneidgeschwindigkeit 400 m/min, Schnittiefe
2 mm, Vorschub 0,36 mm/U. Die Seitenverschleißbreite
des Werkzeugs aus schwarzem keramischem Material
betrug 0,30 mm, während diejenige des erfindungsgemäßen
gesinterten Preßstücks 0,21 mm im Falle von
65% CBN und 0,19 mm im Falle von 35% CBN betrug.
Ein Kohlenstoffnitridpulver, das aus Ti(N0,5C0,4)0,9,
Al₂O₃-Pulver, metallischem Al-Pulver und metallischem
Ti-Pulver zusammengesetzt war, wurde im Verhältnis
von 25, 70, 30 und 2 Gew.-% vermischt. Das Pulvergemisch
wurde gepreßt, in einem Vakuumofen 30 min bei
100°C gehalten und dann abkühlen gelassen. Das so
erhaltene Probestück wurde mit einer Kugelmühle pulverisiert,
um ein feines Pulver zu ergeben, das eine
mittlere Teilchengröße von 0,3 µm aufwies. CBN-Pulver
mit einer mittleren Teilchengröße von 3 µm wurde mit
diesem Pulver vermischt, das hauptsächlich aus Al₂O₃
besteht, so daß der CBN-Gehalt 60 Vol.-% betrug. Das
Pulvergemisch wurde zu einem Preßstück mit einem Durchmesser
von 10 mm und einer Dicke von 1,5 mm gepreßt,
das mit einer Scheibe mit einem Durchmesser von 10 mm
und einer Dicke von 3 mm in Berührung gebracht wurde,
die aus WC-6%Co-Sintercarbid hergestellt worden war.
Das Ganze wurde in einer Höchstdruckvorrichtung unter
einem Druck von 40 kbar und bei einer Temperatur von
1200°C 20 min lang in der gleichen Weise wie im Beispiel
1 gesintert. Das so erhaltene gesinterte Preßstück
bestand aus einer CBN-haltigen Schicht mit einem
Durchmesser von 1 mm, die fest mit der Scheibe aus
Sintercarbid verbunden war. Das gesinterte Preßstück
wurde zerschnitten, auf einen Träger aus Sintercarbid
aufgeschweißt und anschließend poliert, um ein Schneidstückchen
zu erhalten. Ein Schneidtest mit einem CF20-Äquivalent
zeigte, daß die Seitenverschleißbreite
0,15 mm betrug.
CBN-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 2 µm
Al₂O₃-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1 µm
wurden in einem Verhältnis von 45 : 55 Vol.-% gemischt
und dann in einem Mörser gleichmäßig vermischt.
Das Pulver wurde in einen nicht rostenden Stahlbehälter
gestopft, der am Boden einen Innendurchmesser
von 10,0 mm und einen Außendurchmesser von 14,0 mm
aufwies. Eine WC-15%-Legierung-Scheibe mit einem
Innendurchmesser von 9,9 mm und einer Dicke von 3 mm
wurde darüber angeordnet. Weiterhin wurde darauf ein
luftdurchlässiger Körper mit einem Außendurchmesser
von 10,0 mm und einer Dicke von 2 mm angeordnet, der
aus -100 mesh bis +200 mesh Eisenpulver bestand. Das
Rohr aus nicht rostendem Stahl wurde verstopft und eine
Platte aus reinem Kupfer wurde darauf angeordnet. Das
Ganze wurde bei 100°C unter einem Vakuum von 1,33 × 10-1 mbar
in einem Vakuumofen erhitzt. Nach dem Entgasen, wozu
dieser Zustand eine Stunde aufrechterhalten wurde, wurde
die Temperatur erhöht und 10 min bei 1100°C gehalten,
was dazu führte, daß das Kupfer in den Eisenpulverpreßkörper
eindrang und das Pulvermaterial in einem luftdichten
Zustand aufrechterhielt.
Das Ganze wurde in eine Höchstdruckvorrichtung vom
Gürteltyp gegeben. Pyrophelit wurde als Druckmedium verwendet,
während ein Graphitrohr die Heizung bildete.
NaCl wurde zwischen das Probestück und die Graphitheizung
gestopft. Der Druck wurde zunächst auf 55 kbar
erhöht, und danach die Temperatur, die 20 min auf
1100°C gehalten wurde. Die Temperatur wurde erniedrigt
und dann der Druck langsam gesenkt. Das so erhaltene
gesinterte Preßstück wies einen Außendurchmesser von
etwa 10 mm und eine Dicke von etwa 1 mm auf. Es war
mit dem WC-15%Co-Sintercarbid fest verbunden. Das gesinterte
Preßstück wurde mit einer Diamantenschleifeinrichtung
zu einer ebenen Fläche geschliffen und
danach mit Diamantenpaste poliert. Die Betrachtung unter
einem optischen Mikroskop zeigte, daß das gesinterte
Preßstück eine vollkommen kompakte Struktur mit zwischen
den CBN-Teilchen fließendem Al₂O₃ aufwies. Als halbe
Breite der Beugung der CuKα-Strahlung des Al₂O₃ (116)
des gesinterten Preßstücks wurden 0,525 deg gemessen.
Eine Untersuchung mit einem Mikro-Vickers-Härte-Meßgerät
zeigte, daß das gesinterte Preßstück eine mittlere
Härte von 3400 aufwies. Das gesinterte Preßstück wurde
mit einem Diamantschneidwerkzeug zu einem Schneidfragment
oder -stückchen geschnitten, welches auf einen
Stahlträger aufgeschweißt wurde.
Zu Vergleichszwecken wurde ein Schneidwerkzeug der
gleichen Form aus K10-Sintercarbid nach der JIS-Klassifikation
hergestellt. Es wurde ein Schneidtest mit
CF20-Gußeisen mit einer Härte von H RB 220 unter folgenden
Bedingungen durchgeführt: Schneidgeschwindigkeit
100 m/min, Schnittiefe 0,2 mm, Vorschub 0,1 mm/U. Es
ergab sich, daß die Oberflächenrauhigkeit bei der
spanabhebenden Bearbeitung mit dem K10-Werkzeug 15 µm
R MAX betrug, während sie bei dem erfindungsgemäßen
gesinterten Preßstück 4 µm R MAX betrug. Die Oberflächenrauhigkeit
verschlechterte sich nur gering auf 6 µm
R MAX nach einer spanabhebenden Bearbeitung von 120 min.
Eine Betrachtung der Kante des Werkzeugs nach der
spanabhebenden Bearbeitung zeigte, daß an dem Freiwinkel
des K10-Werkzeuges zähe Aufbackungen vorhanden
waren, während bei dem erfindungsgemäßen gesinterten
Preßstück solche Aufbackungen nicht beobachtet wurden.
Entsprechend den Zusammensetzungen, die in Tabelle 4
angegeben sind, wurden CBN-Pulver und Al₂O₃-Pulver
vermischt. Die mittlere Teilchengröße des Al₂O₃ betrug
1 µm. Die Pulvergemische wurden in der gleichen
Weise wie im Beispiel 6 vorbehandelt und anschließend
in einer Höchstdruckvorrichtung unter den in Tabelle 4
angegebenen Bedingungen gesintert. Die Wärmeeinwirkungsdauer
betrug jeweils 20 min. In Tabelle 5 sind die Ergebnisse
der Schneidtests und Messungen der halben
Breite der CuKα-Strahlungsbeugung des Al₂O₃ (116)
angegeben.
Die Schneidtests wurden mit FC25-Gußeisen durchgeführt,
das eine Härte von H RB 250 aufwies und zu einem Rohr mit
einem Außendurchmesser von 150 mm und einem Innendurchmesser
von 70 mm geformt war, und zwar jeweils 15 min
unter folgenden Bedingungen: Schneidgeschwindigkeit
400 m/min, Schnittiefe 0,1 mm, Vorschub 0,15 mm/U.
Zum Vergleich sind in Tabelle 5 auch die Ergebnisse
von Versuchen mit einem handelsüblichen keramischen
Werkzeug (weißes keramisches Material), das im wesentlichen
aus Al₂O₃ besteht, sowie mit einem keramischen
Al₂O₃-Werkzeug (schwarzes keramisches Material), das
TiC enthält, angegeben. Die Tabelle verdeutlicht die
Überlegenheit der erfindungsgemäßen gesinterten Preßstücke,
deren halbe Breite des Al₂O₃ (116) im Bereich
zwischen 0,600 deg und 0,200 deg liegt.
Entsprechend den Zusammensetzungen, die in Tabelle 6
angegeben sind, wurden CBN-Pulver und Al₂O₃-Pulver
vermischt. Die mittlere Teilchengröße des Al₂O₃ betrug
1 µm. Das Pulvergemisch wurde nach der gleichen Vorbehandlung
wie im Beispiel 6 in einer Höchstdruckvorrichtung
unter den in Tabelle 6 angegebenen Bedingungen
gesintert. Die Betrachtung des so erhaltenen gesinterten
Preßstücks zeigte, daß das Al₂O₃ im kontinuierlichen
Zustand vorlag und die Struktur kompakt war.
Die Tabelle 6 gibt auch die Messungen der halben Breite
der Beugung der CuKα-Strahlung der gesinterten Preßstücke
wieder.
Zur Durchführung der Schneidversuche wurden Schneidwerkzeuge
in der gleichen Weise hergestellt wie im Beispiel 6.
Als Werkstücke wurde vergüteter SKD11-Stahl mit einer
Härte von H RC 63 verwendet. Die Versuchsbedingungen waren
folgendermaßen: Schneidgeschwindigkeit 100 m/min,
Schnittiefe 0,1 mm, Vorschub 0,10 mm/U. Zum Vergleich
wurde KO1-Sintercarbid nach der JIS-Klassifikation
gleichzeitig getestet. Nach 10 min langer spanabhebender
Bearbeitung wurde bei den erfindungsgemäßen gesinterten
Preßstückn L, M und N eine Seitenverschleißbreite von
0,08 mm bzw. 0,1 mm bzw. 0,12 mm gemessen, während diejenige,
die bei den gesinterten Preßstücken J und K
gemessen wurde, 0,2 mm bzw. 0,3 mm betrug. KO1-Sintercarbid
war nicht in der Lage, vollständig zu schneiden.
Zu Al₂O₃-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von
1 µm wurden 2 Gew.-% MgO-Pulver mit einer mittleren
Teilchengröße von 1 µm und dann 50 Vol.-% CBN-Pulver
mit einer mittleren Teilchengröße von 4 µm gegeben. Das
Pulvergemisch, dem 2% Kampfer zugesetzt worden war,
wurde zu einem Probestück mit einem Außendurchmesser
von 10 mm und einer Höhe von 1,5 mm gepreßt. Das gepreßte
Probestück wurde in einen aus Mo hergestellten
Behälter gegeben, entgast und anschließend in der
gleichen Weise wie im Beispiel 6 gesintert, um ein
gesintertes Preßstück mit einem Außendurchmesser von
10 mm und einer Dicke von 1 mm zu erhalten. Das Sintern
wurde mit einem Druck von 50 kbar und bei einer Temperatur
von 1300°C durchgeführt. Als halbe Breite des Al₂O₃
(116) wurden 0,380 deg gemessen.
Das so erhaltene gesinterte Preßstück wurde mit einem
Diamantschneidwerkzeug zerschnitten, um ein Schneidstückchen
zu ergeben. Die Schneideigenschaften des
Stückchens wurden mit jenen eines handelsüblichen, kaltgepreßten,
im wesentlichen aus Al₂O₃ bestehenden,
keramischen Werkzeug verglichen. Die Versuche wurden
mit FC20 unter folgenden Bedingungen durchgeführt:
Schneidgeschwindigkeit 400 m/min, Schnittiefe 2 mm,
Vorschub 0,36 mm/U, Schneiddauer 30 min. Die Seitenverschleißbreite,
die gemessen wurde, betrug 0,30 mm,
während sie bei dem erfindungsgemäßen gesinterten
Preßstück 0,02 mm betrug.
Zu Al₂O₃-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von
1 µm wurden 10 Gew.-% AlN-Pulver mit einer mittleren
Teilchengröße von 0,5 µm und dann 45 Vol.-% CBN-Pulver
mit einer mittleren Teilchengröße von 5 µm gegeben.
Das Pulvergemisch wurde in einen aus Mo hergestellten
Behälter gegeben, entgast und bei 55 Kb und 1250°C
in der gleichen Weise wie im Beispiel 6 gesintert.
Die halbe Breite des Al₂O₃ (116), die bei dem gesinterten
Preßstück durch Beugung der CuKα-Strahlung gemessen
wurde, betrug 0,400 deg.
Das so erhaltene gesinterte Preßstück wurde mit einem
Diamantschneidwerkzeug zerschnitten, um ein Schneidstückchen
zu erhalten. Das Schneidstückchen wurde mit
FC35 unter folgenden Bedingungen 15 min lang getestet:
Schneidgeschwindigkeit 300 m/min, Schnittiefe 1 mm,
Vorschub 0,30 mm/U. Zum Vergleich wurde TiC-haltiges
keramisches Al₂O₃-Material unter den gleichen Bedingungen
einem Test unterworfen. Bei dem handelsüblichen keramischen
Material ergab sich eine Seitenverschleißbreite
von 0,45 mm, während die des erfindungsgemäßen gesinterten
Preßstücks 0,19 mm betrug.
Claims (5)
1. Gesintertes Preßstück für äußerst harte Werkzeuge aus 20
bis 80 Vol.-% Bornitrid in Hochdruckform, wobei der
Rest aus einem keramischen Stoff besteht, der
gegebenenfalls Carbide und Nitride der Metalle der
Gruppen IVa, Va, VIa des Periodensystems der Elemente
enthält, dadurch gekennzeichnet, daß der keramische
Stoff aus Aluminiumoxid oder ein Gemisch aus Aluminiumoxid
und Carbiden und Nitriden der Metalle IVa, Va, VIa
des Periodensystems der Elemente besteht.
2. Preßstück nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
es eine Dicke von mehr als 0,5 mm aufweist und direkt
mit einem Träger verbunden ist, der aus Sintercarbid
hergestellt ist.
3. Preßstück nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
daß das Bornitrid als kubisches Bornitrid vorliegt
und die halbe Breite des (116)-Reflexes der Röntgenstrahlungsbeugung
einer CuKalpha-Strahlung der Al₂O₃-Kristalle
in dem gesinterten Preßstück im Bereich
zwischen 0,600 und 0,200 deg liegt, wobei die Teilchengröße
des kubischen Bornitrids kleiner als 5 µm ist.
4. Preßstück nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß
das kubische Bornitrid 20 bis 55 Vol.-% ausmacht.
5. Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Preßstücks
nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet,
daß ein Pulvergemisch aus 20 bis 80 Vol.-% eines
Pulvers aus Bornitrid in der Hochdruckform mit einer
Teilchengröße kleiner als 5 µm und aus Al₂O₃-Pulver
oder einem Pulver aus einem keramischen Stoff, welcher
im wesentlichen aus Al₂O₃-Pulver besteht und Carbide
und Nitride der Metalle der Gruppen IVa, Va, VIa des
Periodensystems der Elemente enthält, hergestellt und
mit einem Druck von 50 bis 60 kbar bei einer
Temperatur von 1000 bis 1500°C mit einer Höchstdruckvorrichtung
gepreßt wird.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP54053583A JPS6012991B2 (ja) | 1979-05-01 | 1979-05-01 | 高硬度工具用焼結体の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE3016971A1 DE3016971A1 (de) | 1980-12-11 |
DE3016971C2 true DE3016971C2 (de) | 1988-05-26 |
Family
ID=12946861
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19803016971 Granted DE3016971A1 (de) | 1979-05-01 | 1980-05-02 | Gesintertes presstueck und verfahren zur herstellung desselben |
Country Status (4)
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---|---|
US (1) | US4389465A (de) |
JP (1) | JPS6012991B2 (de) |
DE (1) | DE3016971A1 (de) |
GB (1) | GB2049654B (de) |
Families Citing this family (30)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5858273A (ja) * | 1981-10-01 | 1983-04-06 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 被覆超硬合金 |
AT377786B (de) * | 1981-12-24 | 1985-04-25 | Plansee Metallwerk | Verschleissteil, insbesondere hartmetall -schneideinsatz zur spanabhebenden bearbeitung |
US4522633A (en) * | 1982-08-05 | 1985-06-11 | Dyer Henry B | Abrasive bodies |
EP0102843B1 (de) * | 1982-09-06 | 1989-08-30 | De Beers Industrial Diamond Division (Proprietary) Limited | Werkzeugeinsatz |
ATE34108T1 (de) * | 1982-12-21 | 1988-05-15 | De Beers Ind Diamond | Schleifpresskoerper und verfahren zu ihrer herstellung. |
CA1248519A (en) * | 1984-04-03 | 1989-01-10 | Tetsuo Nakai | Composite tool and a process for the production of the same |
US5981081A (en) * | 1984-09-18 | 1999-11-09 | Union Carbide Coatings Service Corporation | Transition metal boride coatings |
JPS6221778A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-01-30 | 東芝タンガロイ株式会社 | 立方晶窒化ホウ素被覆体及びその製造方法 |
US4714660A (en) * | 1985-12-23 | 1987-12-22 | Fansteel Inc. | Hard coatings with multiphase microstructures |
US4904625A (en) * | 1986-10-03 | 1990-02-27 | Union Carbide Corporation | Refractory composites of alumina and boron nitride |
DE3827424A1 (de) * | 1988-08-12 | 1990-02-15 | Didier Werke Ag | Eintauchausguesse fuer metallschmelzen |
JPH0713279B2 (ja) * | 1990-01-12 | 1995-02-15 | 日本油脂株式会社 | 切削工具用高圧相窒化ホウ素焼結体及びその製造方法 |
JP3035797B2 (ja) * | 1991-07-04 | 2000-04-24 | 三菱マテリアル株式会社 | 高強度を有する立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削チップ |
US5326380A (en) * | 1992-10-26 | 1994-07-05 | Smith International, Inc. | Synthesis of polycrystalline cubic boron nitride |
US5271749A (en) * | 1992-11-03 | 1993-12-21 | Smith International, Inc. | Synthesis of polycrystalline cubic boron nitride |
JPH06198504A (ja) * | 1993-01-07 | 1994-07-19 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 高硬度焼結体切削工具 |
JPH0670586U (ja) * | 1993-03-12 | 1994-10-04 | 伊藤景パック産業株式会社 | 食品パック包袋 |
JPH0670587U (ja) * | 1993-03-12 | 1994-10-04 | 伊藤景パック産業株式会社 | 食品パック包袋 |
US7465219B2 (en) * | 1994-08-12 | 2008-12-16 | Diamicron, Inc. | Brut polishing of superhard materials |
US5697994A (en) * | 1995-05-15 | 1997-12-16 | Smith International, Inc. | PCD or PCBN cutting tools for woodworking applications |
US5869015A (en) * | 1998-05-04 | 1999-02-09 | General Electric Company | Method for producing cubic boron nitride using melamine as a catalyst |
WO2000047537A1 (fr) * | 1999-02-12 | 2000-08-17 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Produit fritte tres resistant aux chocs et a la formation de crateres |
JP3353768B2 (ja) * | 1999-12-17 | 2002-12-03 | 日本電気株式会社 | ナノチューブの加工方法 |
WO2005056495A1 (en) * | 2003-12-03 | 2005-06-23 | Diamond Innovations, Inc. | Cubic boron nitride sintered body and method for making the same |
US8500834B2 (en) | 2004-02-20 | 2013-08-06 | Diamond Innovations, Inc. | Sintered compact |
EP1716086B1 (de) * | 2004-02-20 | 2008-04-30 | Diamond Innovations, Inc. | Sinterkörper |
US7451838B2 (en) * | 2005-08-03 | 2008-11-18 | Smith International, Inc. | High energy cutting elements and bits incorporating the same |
US20070032369A1 (en) * | 2005-08-03 | 2007-02-08 | Franzen Jan M | High content CBN materials, compact incorporating the same and methods of making the same |
JP6082650B2 (ja) * | 2013-04-26 | 2017-02-15 | 株式会社タンガロイ | 立方晶窒化硼素焼結体および被覆立方晶窒化硼素焼結体 |
CN110526685B (zh) * | 2019-04-09 | 2023-04-14 | 厦门钨业股份有限公司 | 合成超硬复合片用传压元件及其制备方法 |
Family Cites Families (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US2745763A (en) * | 1953-12-14 | 1956-05-15 | Norton Co | Refractory composition for journals, bearings and the like |
GB784704A (en) * | 1954-10-25 | 1957-10-16 | Carborundum Co | Articles comprising boron nitride and refractory oxide and the manufacture thereof |
US2888355A (en) * | 1955-01-03 | 1959-05-26 | Carborundum Co | Boron nitride-metal carbide bodies and the manufacture thereof |
BE611473A (de) * | 1960-12-20 | |||
US4007049A (en) * | 1968-08-06 | 1977-02-08 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Thermal shock resistant ceramic composite |
US3852078A (en) * | 1970-12-24 | 1974-12-03 | M Wakatsuki | Mass of polycrystalline cubic system boron nitride and composites of polycrystalline cubic system boron nitride and other hard materials, and processes for manufacturing the same |
US3767371A (en) * | 1971-07-01 | 1973-10-23 | Gen Electric | Cubic boron nitride/sintered carbide abrasive bodies |
US3854967A (en) * | 1972-07-25 | 1974-12-17 | Kempten Elektroschmelz Gmbh | High temperature- and corrosion-resistant material |
US3850053A (en) * | 1972-11-16 | 1974-11-26 | Gen Electric | Cutting tool and method of making same |
US3944398A (en) * | 1974-04-30 | 1976-03-16 | Frank Rutherford Bell | Method of forming an abrasive compact of cubic boron nitride |
AU512633B2 (en) * | 1976-12-21 | 1980-10-23 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Sintered tool |
US4186022A (en) * | 1977-06-08 | 1980-01-29 | Vsesojuzny Nauchno-Issledovatelsky Institut Abrazivov I Shlifovania | Superhard composite material |
US4224380A (en) * | 1978-03-28 | 1980-09-23 | General Electric Company | Temperature resistant abrasive compact and method for making same |
-
1979
- 1979-05-01 JP JP54053583A patent/JPS6012991B2/ja not_active Expired
-
1980
- 1980-05-01 GB GB8014380A patent/GB2049654B/en not_active Expired
- 1980-05-02 DE DE19803016971 patent/DE3016971A1/de active Granted
-
1982
- 1982-02-17 US US06/349,663 patent/US4389465A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE3016971A1 (de) | 1980-12-11 |
JPS55144473A (en) | 1980-11-11 |
US4389465A (en) | 1983-06-21 |
GB2049654B (en) | 1983-04-27 |
GB2049654A (en) | 1980-12-31 |
JPS6012991B2 (ja) | 1985-04-04 |
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