DE4423451A1

DE4423451A1 - Cermet und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE4423451A1
Application number: DE4423451A
Authority: DE
Inventors: Hans Werner Daub; Klaus Dr Dreyer
Original assignee: Krupp Widia GmbH
Current assignee: Widia GmbH
Priority date: 1994-05-03
Filing date: 1994-07-05
Publication date: 1995-11-09
Also published as: DE59501452D1

Description

Die Erfindung betrifft ein Cermet mit einem Hartstoffanteil von 95 bis 75 Massen-% und 5 bis 25 Massen-% Binder als Rest aus Cobalt und/oder Nickel, wobei die Hartstoffphase aus Carboni triden mit kubischer B1 Kristallstruktur besteht und 30 bis 60 Massen-% Ti, 5 bis 25 Massen-% W, 5 bis 15 Massen-% Ta, wovon bis zu 70 Massen-% durch Nb ersetzt sein können, 0 bis 12 Massen-% Mo, 0 bis 5 Massen-% V, 0 bis 2 Massen-% Cr, 0 bis 1 Massen-% Hf und/oder Zr enthält, der (C+N)-Gehalt in der Car bonitridphase < 80 Mol% beträgt, der Stickstoffanteil N/(C+N) zwischen 0,15 und 0,7 liegt und in der Binderphase bis zu 2% Al und/oder metallisches W, Ti, Mo, V und/oder Cr gelöst sind. Die Hartstoffphasen besitzen im wesentlichen eine Kern- Rand-Struktur.

Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Cermets durch Mischen, Mahlen, Granulieren und Pressen einer entsprechende Bestandteile enthaltenden Aus gangsmischung und anschließendem Sintern.

In der EP 0 344 421 A1 wird ein Cermet vorgeschlagen, das ent weder eine mittlere Korngröße der Hartstoffphase in der Ober flächenschicht gegenüber einem Kern mit einer Eindringtiefe von 0,05 mm haben soll, die zwischen dem 0,8 bis 1,2fachen der mittleren Korngröße der Hartstoffphase im Cermetkern liegt oder in derselben Eindringtiefe eine Binderphase betrifft, die 0,7 bis 1,2mal dem mittleren Bindergehalt des Cermetkerns ent spricht oder bei dem die Härte in der vorgenannten Eindring tiefe zwischen dem 0,95 und 1,1fachen der mittleren Härte des Cermetkerns liegt. Zur Herstellung dieses Cermets wird die Aus gangsmischung nach dem Mahlen, Mischen und Vorpressen gesin tert, wobei in einer ersten Stufe bis 1300°C oder darunter unter Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre gesintert wird, wäh rend in einer zweiten Stufe oberhalb 1300°C bei einem Stick stoffdruck von 0,1 bis 20 Torr gesintert wird, und wobei der Stickstoffdruck mit steigender Temperatur ebenfalls steigen soll. Die Abkühlung wird ebenfalls in Anwesenheit von Stick stoff vorgenommen.

Die EP 0 368 336 B1 beschreibt ein Cermet-Substrat mit einer harten Oberflächenschicht, in der die Region mit der maximalen Härte in einer Tiefe zwischen 5 µm und 50 µm von der Substrat oberfläche vorliegt, und die Substratoberfläche eine Härte von 20 bis 90% der maximalen Härte hat. Zur Herstellung dieses Cermets wird die vorgepreßte Mischung einer anfänglichen Tempe raturerhöhung auf 1100°C im Vakuum, einer anschließenden Tempe raturerhöhung von 1100°C auf einen Temperaturbereich zwischen 1400°C und 1500°C in einer Stickstoffatmosphäre und einem schließlichen Sintern im Vakuum unterzogen.

Die EP 0 374 358 B1 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Cermets mit 7 bis 20 Gew.-% Binderphase und einer Hart phase aus Titancarbid, Titannitrid und/oder Titancarbonitrid mit 35 bis 59 Gew.-% Ti, 9 bis 29 Gew.-% W, 0,4 bis 3,5 Gew.-% Mo, 4 bis 24 Gew.-% mindestens eines Metalles aus Ta, Nb, V und Zirkonium, 5,5 bis 9,5 Gew.-% N₂ und 4,5 bis 12 Gew.-% C. Die formulierte gemischte, getrocknete und vorgepreßte Masse wird derart gesintert, daß die Temperatur auf 1350°C im Vakuum erhöht wird, wobei die Stickstoffatmosphäre zu 1 Torr bei 1350°C eingestellt wird, der Stickstoffpartialdruck zusammen mit der Temperaturerhöhung von 1350°C bis zur Sintertemperatur allmählich erhöht wird, wobei die Stickstoffatmosphäre zu 5 Torr bei Sintertemperatur eingestellt wird.

Die EP 0 492 059 A3 beschreibt einen Cermetkörper, dessen Härte in einer Eindringtiefe von nicht weniger als 1 mm höher ist als im Cermet-Inneren, wobei der Bindergehalt in einer Schichtdicke von 0,5 bis 3 µm gegenüber dem Kernsubstrat minimiert sein kann. Das Cermet soll eine Hartstoffbeschichtung in einer Dicke von 0,5 bis 20 µm aus Carbiden, Nitriden, Oxiden und Boriden des Titans und Al₂O₃ aufweisen. Zur Herstellung dieses Körpers wird ein Grünling unter Vakuum zunächst auf eine Temperatur zwischen 1100°C und 1400°C erwärmt, anschließend Stickstoffgas eingelassen bis zu einem Druck, bei dem der Partialstickstoff druck zwischen 5 und 10 Torr liegt, so daß die Substratoberflä che entstickt wird. Die Sinterung und die abschließende Abküh lung werden unter einer nichtoxidierenden Atmosphäre, wie dem Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre durchgeführt. Abschließend wird der Körper mittels CVD oder PVD beschichtet.

Zur Herstellung eines hochzähen Cermets schlägt die EP 0 499 223 A1 vor, die relative Konzentration des Binders in einer 10 µm dicken oberflächennahen Schicht auf 5 bis 50% des durchschnittlichen mittleren Gehaltes an Binder im Cermetkern und in der darunterliegenden Schicht von 10 µm bis 100 µm Ein dringtiefe den Bindergehalt auf 70 bis 100% relativ zum Cer metkern einzustellen, wobei Druckspannungen von 30 kgf/mm² und mehr an der Oberfläche bestehen. Bei dem hierzu angewendeten Verfahren wird die Sinterung unter Stickstoffgas mit einem kon stanten Druck von 5 bis 30 Torr und die Abkühlung unter Vakuum mit einer Kühlrate von 10 bis 20°C/min durchgeführt.

Die EP 0 515 340 A3 beschreibt hingegen ein Cermet mit einer an Binder angereicherten oberflächennahen Zone.

Die EP 0 519 895 A1 offenbart ein Cermet mit einer dreischich tigen Randzone, bei der die erste Schicht bis zu einer Tiefe von 50 µm TiN-reich, die nächste Schicht von 50 bis 150 µm Ein dringtiefe mit einer Binderanreicherung und die nächste Schicht von 150 µm bis 400 µm mit einer Binderverarmung relativ zum Cermetkerninneren ausgebildet ist. Der Sinterkörper wird hierzu in einer Atmosphäre aus N₂ und/oder NH₃, ggf. in Kombination mit CH₄, CO, CO₂ bei 1100°C bis 1350°C eine bis 25 Stunden unter Atmosphärendruck oder einem Druck oberhalb 1,1 bar behan delt.

Die nach dem Stand der Technik bekannten Cermets besitzen an der Oberfläche entweder unterschiedliche Bindergehalte, was durch fleckiges Aussehen erkennbar ist, oder neigen zu Anhaf tungen des Binders mit der Sinterunterlage, was wegen der damit verbundenen Reaktionen zu Änderungen der Zusammensetzung in der Kontaktzone führt. Weitere Nachteile der nach dem bisherigen Stand der Technik bekannten Cermets sind eine teilweise hohe Oberflächenrauhigkeit sowie bei erhöhten Bindemetallgehalten in der Oberfläche eine schlechte Haftung von dort aufgebrachten Verschleißschutzschichten. Sofern Nickelanteile in der Oberfläche erhöht auftreten, ist erst gar keine CVD-Beschich tung möglich. Die genannten Nachteile sprechen insbesondere gegen die Verwendung des Cermets als Schneideinsatz zur spa nenden Bearbeitung.

Es ist daher Aufgabe der Erfindung, das eingangs genannte Cer met durch Beeinflussung der oberflächennahen Zone dahingehend zu verbessern, daß es für Zerspanungsoperationen besser geeig net ist, gleichgültig, ob es unbeschichtet oder mit einer Ein- oder Viellagenbeschichtung eingesetzt werden soll.

Diese Aufgabe wird durch das im Anspruch 1 genannte Cermet gelöst, das im Unterschied zu den bisher bekannten Cermets nur in einer durch eine Eindringtiefe von 0,01 bis 3 µm bestimmten Oberflächenschicht, meßbar durch eine energiedispersive Mikro analyse auf einer Meßfläche < (0,5×0,5) mm², der Gehalt an Co- und/oder Ni-Binder in bezug auf die darunterliegenden Cermet-Kern bereiche 90 Massen-% beträgt, wobei jeweils im Cermet-Kern einerseits und in der Oberflächenschicht andererseits eine gleichmäßige Bindemetallverteilung vorliegt. Abgesehen von der zuvor definierten, extrem dünnen Randzone liegt demnach das Cermet in einer homogenen Struktur vor, was das Vorliegen von Kern-Randstrukturen der Hartstoffphase nicht ausschließen soll.

Weiterbildungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen 2 bis 13 beschrieben.

So besitzt vorzugsweise die 0,01 bis 3 µm dicke Oberflächen schicht relativ zu dem darunterliegenden Cermetkern einen Bin dergehalt an Cobalt und/oder Nickel, der kleiner als 30 Massen-% ist, während der Titangehalt bei 110 bis 130% liegt.

Nach einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung liegt die Summe der Gehalte an Wolfram, Tantal sowie etwaige Anteile an Molyb dän, Niob, Vanadium und/oder Chrom in der genannten Oberflä chenschicht relativ zu den darunterliegenden Cermet-Kernberei chen bei 70 bis 100 Massen-%.

Die unter der genannten Oberflächenschicht liegenden Kernberei che besitzen zumindest im wesentlichen eine Hartstoffphase mit einer Kern-Randstruktur. Demgegenüber kann die Hartstoffphase in der Oberflächenschicht ausschließlich homogen oder mit der für den Kern bestimmten Kernrandstruktur ggf. auch teilweise vorliegen.

Nach einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung besitzt das Cermet eine Zone unmittelbar unter der Oberflächenschicht bis zu einer Tiefe von mindestens 50 µm, maximal 600 µm, die eine Porosität nach ISO4505 von A02 und B02 und im darunterlie genden Kern < A08 und < B04 aufweist.

Insbesondere für den Fall der Verwendung der Cermets zu Schneidoperationen wirken sich die weiterhin vorzugsweise geringen Rauhtiefen R_T 6 µm oder R_Z 5 µm aus. Vorzugsweise ist die Härte HV30 im Oberflächenbereich konstant.

Nach einer alternativen Ausführungsform besitzt das Cermet in der Oberflächenschicht mit einer Tiefe zwischen 0,01 und 3 µm einen Co- und/oder Ni-Bindergehalt < 90 Massen-% bei einem Ti-Gehalt zwischen 100% bis 120% relativ zum Kernbereich und die Summe der Gehalte an W, Ta sowie ggf. Mo, Nb, V, Cr beträgt 80 bis 100 Massen-%.

Das Cermet kann eine oder mehrere Verschleißschutzschichten aufweisen, die aus Carbiden oder Nitriden des Titan und/oder aus Al₂O₃ bestehen, vorzugsweise aufgetragen nach dem CVD-Ver fahren.

Das beschriebene Cermet wird vorzugsweise durch das im Anspruch 10 dargelegte Verfahren hergestellt. Hiernach wird eine die nach Anspruch 1 bestimmten Bestandteile enthaltende Mischung gemahlen, granuliert und vorgepreßt sowie anschließend gesintert, vorzugsweise in Sinteröfen mit Graphitheizleitern. Nach dem Pressen wird der Grünling zunächst bis zu der Schmelz temperatur der Binderphase unter Vakuum mit einem Druck 10^-1 mbar aufgeheizt, anschließend weiterhin aufgeheizt bis zur Sintertemperatur, die zwischen 1450 bis 1530°C liegt, wo die Temperatur 0,2 bis 2 Stunden gehalten und anschließend der Körper auf 1200°C abgekühlt wird. Das letzte Aufheizen, Halten und Abkühlen wird in einem Gasgemisch aus N₂ und CO mit N₂/(N₂+CO)-Verhältnis zwischen 0,1 und 0,9 unter einem um einen mittleren Druck um 10% bis 80% des Mittelwertes alternierend in einer Periodendauer zwischen 40 und 240 sec, vorzugsweise 40 bis 180 sec, durchgeführt. Das N₂/(N₂+CO)-Verhältnis wird bestimmt durch die Gleichung

wobei = N/(C+N) in Massen-% im Cer met und = Massen-% des Verhältnisses des Stickstoffes zur Gesamtmenge an Stickstoff und Kohlenmonoxid im Gasgemisch und anschließend werden die fertig gesinterten Körper unter Inert gas, wie Argon, Stickstoff oder Vakuumatmosphäre abgekühlt.

Der mittlere Druck bestimmt sich durch den linearen Zusammen hang

wobei y der mittlere Druck (mbar)
und x der Bindegehalt in Massen-% ist. Dies bedeutet für einen Bindergehalt von 5 Massen-% einen Druck von 6 mbar ± 0,6 mbar als Druckmittelwert und bei 25 Massen-% einen Druck von 20 mbar ± 2 mbar.

Die vorbeschriebene Verfahrensführung ist so zu verstehen, daß ein Druckmittelwert über den gesamten Ablauf des Aufheizens ab dem Schmelzpunkt der Bindephase, Sinterns und Abkühlens bis 1200°C konstant bleibt, jedoch um diesen Druckmittelwert der Druck periodisch schwankt, insbesondere durch eine gleichför mige Auslenkung zu höheren und niedrigeren Werten. Die Schwan kungsamplitude kann sinusförmig oder sägezahnförmig sein oder hiervon abgeleitete Formen besitzen. Im Gegensatz zu den nach dem Stand der Technik bekannten Druckbehandlungen führen nur die geschilderten Druckschwankungen zu einer dünnen gleichmä ßigen Oberflächenschichtbeeinflussung der vorbeschriebenen Art.

Nach einer Ausführungsvariante kann der gesinterte Körper nach dem Sintern einem heißisostatischen Pressen unter Argon bei Temperaturen nahe der Sintertemperatur und Drücken oberhalb von 30 bar unterzogen werden. Während der ohne das nachfolgende heißisostatische Pressen hergestellte Körper einen erheblich verminderten Bindergehalt von weniger als 30 Massen-% in der Oberflächenschicht bis zu einer Eindringtiefe von maximal 3 µm zeigt, hat der anschließend heißisostatisch gepreßte Körper zum Teil höhere Bindergehalte, die jedoch noch unter 90% relativ zum Bindergehalt im Cermet-Kern liegen.

In einer ersten Ausführungsvariante werden Cermet-Körper nur einem Sintern unterzogen. Die Einstellung der Gasatmosphäre beim Sintern ist aus Fig. 1 und 2 ersichtlich. Es zeigen

Fig. 1 den linearen Zusammenhang zwischen dem Verhältnis N/(C+N) im Cermet und der Einstel lung des Gehaltes N₂/(N₂+CO) im Gasgemisch und

Fig. 2 die Abhängigkeit der Einstellung des mittleren Druckes vom Bindemetallgehalt in der Ausgangs mischung bzw. im Cermet.

Wie aus Fig. 1 zu entnehmen, stellt der jeweilige Wert den relativen Stickstoffgehalt im Cermet dar, nämlich das Verhält nis N/(C+N) und der Wert die Einstellung des Gasgemisches N₂/(N₂+CO). Die Grenzwerte sind durch Cermet-Stickstoffgehalte zwischen 0,15 und 0,7 vorgegeben, denen Einstellungen des Gas gemisches von 0,1 und 0,9 zugeordnet sind. Alle dazwischenlie genden Werte können jeweils der graphischen Darstellung entnom men werden, wobei Schwankungen nach oben oder unten von jeweils 10% erlaubt sind. Entsprechendes gilt für die Darstellung nach Fig. 2, wo die Ordinate y den mittleren Druck in bar und die Abszisse den Bindergehalt x in Massen-% darstellt. Bei einem Bindergehalt von 25 Massen-% ist der einzustellende mittlere Druck 20 mbar, bei einem Bindergehalt von 5 Massen-% 6 mbar, wobei auch hier Abweichungen vom Mittelwert von bis zu 10% erlaubt sind. Um einen konstanten Druckmittelwert schwanken dann die im Sinterofen eingestellten Drücke, und zwar um jeweils nach oben und nach unten alternierend mindestens 10%.

In einem ersten Ausführungsbeispiel der Erfindung ist von fol gender Ausgangsmischung ausgegangen worden (Angaben in Mas sen-%):

35,2 TiC
15,1 TiN
19,2 WC
7,1 Mo₂C
9,0 TaC
1,0 NbC
4,8 Ni
8,6 Co

Die Pulverteilchendurchmesser lagen zwischen 1 bis 2 µm. Hier aus ergibt sich ein Stickstoffgehalt von 3,4 Massen-% und ein Kohlenstoffgehalt von 9,3 Massen-%, so daß das Verhältnis N/(N+C) = 0,27 ist. Der Gesamtbindergehalt liegt bei 13,4 Massen-%. Die Ausgangsmischung wurde, wie nach dem Stand der Technik bekannt, gemahlen, gemischt und vorgepreßt. Anschließend wurden folgende Verfahrensschritte angewendet:

1. Entwachsen bis 500°C.
2. Aufheizen von 500 bis 1300°C unter Vakuum mit einer Auf heizgeschwindigkeit von 400°C/h.
3. Aufheizen von 1300 bis 1480°C unter einem Gasgemisch aus N₂ und CO, bei dem das Verhältnis N₂/(N₂+CO) = 0,27 betrug. Nach Erreichen der Sintertemperatur wurde die Tem peratur und die nachfolgend noch beschriebene Druckbehand lung eine Stunde gehalten, anschließend wurde der Sinter körper von 1480°C auf 1200°C mit einer Abkühlgeschwindig keit von 250°C/h abgekühlt. Das Aufheizen von 1300°C auf 1480°, das Halten der Temperatur sowie das anschließende Abkühlen sind bei einem mittleren Druck von 10 mbar durch geführt worden, wobei der Druck periodisch bei einer Peri odendauer von 150 sec um 3 mbar zu höheren und zu niedri geren Werten (13 mbar und 7 mbar) schwankte.
4. Als letzter Verfahrensschritt schloß sich das weitere Ab kühlen unter Argon an.

Bei einem Vergleichskörper wurden dieselben Verfahrens schritte 1, 2 und 4 durchgeführt, aber Schritt 3 mit der Maß gabe, daß kein CO eingeblasen wurde und der eingestellte N₂-Druck konstant bei 20 mbar lag.

Bei der Analyse der Oberflächenschichten nach dem Sintern wur den folgende Werte festgestellt:

Beispiel 1

Die entsprechenden Analysen der Oberflächenschicht nach einem heißisostatischen Pressen ergaben folgende Werte:

Beispiel 2

In einem weiteren Beispiel der Erfindung ist von folgender Aus gangsmischung ausgegangen worden (Angaben in Massen-%):

26,1 TiC
27,1 TiN
20,1 WC
8,7 TaC
1,1 NbC
8,2 Ni
8,7 Co

Die Pulverteilchendurchmesser lagen zwischen 1 bis 2 µm. Hier aus ergibt sich ein Stickstoffgehalt von 6,1 Massen-% und ein Kohlenstoffgehalt von 7,2 Massen-%, so daß das Verhältnis N/(N+C) = 0,46 ist. Der Gesamtbindergehalt liegt bei 16,9 Massen-%. Die Ausgangsmischung wurde, wie nach dem Stand der Technik bekannt, gemahlen, gemischt und vorgepreßt. Anschließend wurden folgende Verfahrensschritte angewendet:

1. Entwachsen bis 500°C.
2. Aufheizen von 500 bis 1320°C unter Vakuum mit einer Auf heizgeschwindigkeit von 400°C/h.
3. Aufheizen von 1320 bis 1480°C unter einem Gasgemisch aus N₂ und CO, bei dem das Verhältnis N₂/(N₂+CO) = 0,54 betrug. Nach Erreichen der Sintertemperatur wurde die Tem peratur und die nachfolgend noch beschriebene Druckbehand lung eine Stunde gehalten, anschließend wurde der Sinter körper von 1480°C auf 1200°C mit einer Abkühlgeschwindig keit von 250°C/h abgekühlt. Das Aufheizen von 1320°C auf 1480°, das Halten der Temperatur sowie das anschließende Abkühlen sind bei einem mittleren Druck von 15 mbar durch geführt worden, wobei der Druck periodisch bei einer Peri odendauer von 120 sec um 5 mbar zu höheren und zu niedrige ren Werten (20 mbar und 10 mbar) schwankte.
4. Als letzter Verfahrensschritt schloß sich das weitere Ab kühlen unter Argon an.

Ein Vergleichskörper wurde denselben Verfahrensschritten 1, 2 und 4, Verfahrensschritt 3 jedoch mit der Maßgabe unterzogen, daß kein CO eingeblasen wurde und der N₂-Druck konstant 20 mbar betrug.

Beispiel 3

Die entsprechenden Analysen der Oberflächenschicht nach einem heißisolstatischen Pressen ergaben folgende Werte:

Beispiel 4

Die nach obengenannten Beispielen hergestellten Cermets sind folgenden Zerspanungsuntersuchungen unterzogen worden:

Drehen im glatten Schnitt, trocken:
Werkstückstoff: 42 CrMo4V
Wendeschneidplatten-Form: CnMG 120408-22
Schneidkantenverrundung: 30-50 µm
Schnittbedingungen:
Schnittgeschwindigkeit: V_c = 140 m/min
Schnittiefe: a_p = 2 mm
Vorschub: f = 0,3 mm

Claims

1. Cermet mit einem Hartstoffanteil von 95 bis 75 Massen-% und 5 bis 25 Massen-% Co- und/oder Ni-Binder, wobei die Hartstoffphase aus Carbonitriden mit kubischer B1 Kri stallstruktur besteht und 30 bis 60 Massen-% Ti, 5 bis 25 Massen-% W, 5 bis 15 Massen-% Ta, wovon bis zu 70 Massen-% durch Nb ersetzt sein können, 0 bis 12 Massen-% Mo, 0 bis 5 Massen-% V, 0 bis 2 Massen-% Cr, 0 bis 1 Massen-% Hf und/oder Zr enthält, der (C+N)-Gehalt in der Carbonitridphase < 80 Mol% beträgt, der Stickstoffan teil N/(C+N) zwischen 0,15 und 0,7 liegt und in der Bin derphase bis zu 2 Massen-% Al enthalten und/oder metalli sches W, Ti, Mo, V und/oder Cr gelöst ist, dadurch gekennzeichnet, daß nur in einer durch eine Eindringtiefe von 0,01 bis 3 µm bestimmten Oberflächenschicht, meßbar durch eine energiedispersive Mikroanalyse auf einer Meßfläche < (0,5×0,5) mm²,

1. der Gehalt an Co- und/oder Ni-Binder in bezug auf die darunterliegenden Cermet-Kernbereiche 30 Massen-%
2. der Ti-Gehalt 110 bis 130% relativ zu den darunter liegenden Cermet-Kernbereichen

beträgt, wobei jeweils im Cermet-Kern einerseits und in der Oberflächenschicht andererseits eine gleichmäßige Bin demetallverteilung vorliegt und

3. die Summe der Gehalte an W, Ta sowie etwaige Anteile an Mo, Nb, V und/oder Cr in der 0,01 bis 3 µm dicken Oberflächenschicht relativ zu den darunterliegenden Cermet-Kernbereichen 70 bis 100 Massen-% beträgt.

2. Cermet mit einem Hartstoffanteil von 95 bis 75 Massen-% und 5 bis 25 Massen-% Co- und/oder Ni-Binder, wobei die Hartstoffphase aus Carbonitriden mit kubischer B1 Kri stallstruktur besteht und 30 bis 60 Massen-% Ti, 5 bis 25 Massen-% W, 5 bis 15 Massen-% Ta, wovon bis zu 70 Massen-% durch Nb ersetzt sein können, 0 bis 12 Massen-% Mo, 0 bis 5 Massen-% V, 0 bis 2 Massen-% Cr, 0 bis 1 Massen-% Hf und/oder Zr enthält, der (C+N)-Gehalt in der Carbonitridphase < 80 Mol% beträgt, der Stickstoffan teil N/(C+N) zwischen 0,15 und 0,7 liegt und in der Bin derphase bis zu 2 Massen-% Al enthalten und/oder metalli sches W, Ti, Mo, V und/oder Cr gelöst ist, dadurch gekenn zeichnet, daß der Co- und/oder Ni-Bindergehalt in der Oberflächenschicht mit einer Eindringtiefe von 0,01 bis 3 µm, meßbar durch eine energiedispersive Mikroanalyse, relativ zu den darunterliegenden Schichten < 90 Massen-% bei einem Ti-Gehalt zwischen 100% bis 120% relativ zum Kernbereich beträgt und die Summe der Gehalte an W, Ta sowie ggf. Mo, Nb, V, Cr zwischen 80 Massen-% und 110 Massen-% liegt.

3. Cermet nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die unter der Oberflächenschicht liegenden Kernberei che, zumindest im wesentlichen eine Hartstoffphase mit einer Kern-Rand-Struktur aufweisen.

4. Cermet nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekenn zeichnet, daß in der Oberflächenschicht die Hartstoffphase ausschließlich homogen vorliegt.

5. Cermet nach einem der Ansprüche 1, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Zone unmittelbar unter der Ober flächenschicht bis zu einer Tiefe von mindestens 50 µm, maximal 600 µm, eine Porosität A02 und B02 (nach ISO4505) und im darunterliegenden Kern < A08 und < B04 auf weist.

6. Cermet nach Anspruch 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Körper eine durchgehende Porosität A02 und < B02 aufweist.

7. Cermet nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekenn zeichnet, daß die Oberflächenrauhtiefe R_T 6 µm oder R_Z 5 µm beträgt.

8. Cermet nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekenn zeichnet, daß die Härte HV 30 im Oberflächenbereich kon stant ist.

9. Cermet nach einem der Ansprüche 1 bis 8, gekennzeichnet durch eine ein- oder mehrlagige Beschichtung aus Carbiden oder Nitriden des Ti und/oder aus Al₂O₃, vorzugsweise nach dem CVD-Verfahren aufgetragen.

10. Verfahren zur Herstellung eines Cermets nach einem der Ansprüche 1 oder 3 bis 9 durch Mischen, Mahlen, Granulie ren und Pressen einer entsprechenden die Bestandteile ent haltenden Ausgangsmischung und anschließendem Sintern, vorzugsweise in Sinteröfen mit Graphitheizleitern, gekenn zeichnet durch ein Aufheizen bis zum Schmelzpunkt der Binderphase unter Vakuum mit einem Druck 10^-1 mbar, weiteres Aufheizen von der Schmelztemperatur der Binder phase bis zur Sintertemperatur, 0,2- bis 2-stündiges Hal ten der Sintertemperatur und anschließendes Abkühlen auf 1200°C, wobei das weitere Aufheizen, Halten und Abkühlen in einem Gasgemisch aus N₂ und CO mit N₂/(N₂+CO)-Verhält nis zwischen 0,1 und 0,9 unter einem um einen mittleren Druck von 10% bis 80% des Mittelwertes alternierend in einer Periodendauer zwischen 40 und 240 sec, vorzugsweise 40 bis 180 sec, mit einem mittleren Druck, der bestimmt ist durch den linearen Zusammenhang wobei
y = mittlerer Druck (mbar) und
x = Bindergehalt in Massen-% sind,
und einem N₂/(N₂+CO)-Verhältnis , das bestimmt ist durch mit x = N/(C+N) im Cermet,
und anschließender Abkühlung unter Inertgas, wie Argon, Stickstoff oder unter Vakuum.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß bei der Aufheizung im Schmelzpunktbereich (T_S ± 80°C) unter Einlaß von Stickstoff ein Druck von 0,2 mbar gere gelt wird.

12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeich net, daß der gepreßte Körper zunächst auf 1020°C unter Vakuum mit einem Druck 0,1 mbar aufgeheizt wird, bevor während des Aufheizens von 1020°C bis 1370°C unter Einlaß von Stickstoff ein Druck von 0,2 mbar geregelt wird.

13. Verfahren zur Herstellung eines Cermets nach einem der Ansprüche 2 bis 4 oder 6 bis 8 oder 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Sintern ein heißisostatisches Pressen unter Argon bei Temperaturen nahe der Sintertempe ratur und Drücken oberhalb von 30 bar durchgeführt wird.