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AUSFÜHRLICHE
BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
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Technisches
Gebiet der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung betrifft
einen Cermet-Schneideinsatz
sowie ein Stirnfräswerkzeug,
das diesen Cermet-Schneideinsatz verwendet. Die Schneidkante des
Schneideinsatzes erzeugt auch unter signifikant schwierigen Schneidbedingungen,
wie beispielsweise bei hohen Zustellgeschwindigkeiten und bei hohen Schneidgeschwindigkeiten,
keine Defekte und kein Abplatzen (chipping, Mikro-Defekte) und zeigt über lange Zeiträume hinweg
hervorragende Schneideigenschaften.
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Beschreibung
des Standes der Technik
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Ein bekannter Cermet-Schneideinsatz
hat eine Textur mit 75 bis 95 Flächenprozent
einer harten Carbonintridphase, die hauptsächlich aus Ti besteht, wobei
die Balance eine Metallbindephase und zufällig auftretende Verunreinigungen
sind, gemäß einer
mikroskopischen Texturbetrachtung eines Querschnitts des Cermet,
wobei die harte Phase eine Kern-Schalen-Struktur
mit einem Kern und einer Schale (Außenbereich) hat, die im wesentlichen
aus einer Carbonitridverbindung aus Ti und M besteht, wobei M zumindest
ein Metall ist, das aus den Gruppen 4a, 5a und 6a in der Tabelle
des Periodischen Systems ist, und wobei die Metallbindephase eine
Ni-Co Legierung mit
Nickel (Ni): 10 bis 25 Gew-%, und
Kobalt
(Co): 45 bis 70 Gew-%
aufweist, wobei der gesamte Anteil an
Nickel und Kobalt zumindest 90 Gew-% beträgt.
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Es ist auch bekannt, dass das oben
beschriebene Cermet hergestellt wird durch Mischen eines pulverisierten
Ti Carbonitrids und/oder einer pulverisierten Carbonitridverbindung
aus Ti und/oder Ti und M, wobei M zumindest ein Metall ist, das
aus den Gruppen 4a, 5a und 6a in der Tabelle des Periodischen Systems
ausgewählt
ist, ein pulverisiertes Karbid des M und/oder ein pulverisiertes
Nitrid des M, und pulverisiertes Co oder Ni als pulverisiertes Material
zum Ausbilden der Bindephase in einer vorbestimmten Zusammensetzung;
Nassmischen, Trocknen und dann Pressformen dieser pulverisierten
Materialien, um einen Grünling
zu bilden; und Sintern des Grünlings
unter Bedingungen des Beibehaltens einer Temperatur von 1420 bis
1600°C in
einer Stickstoffatmosphäre
mit reduziertem Druck und langsames Abkühlen.
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Während
des Sinterns wird ein Kern der harten Phase hauptsächlich aus
Carbonitridpulver ausgeformt, und eine Schale der harten Phase wird
aufgrund einer Reaktion zwischen Carbidpulver, Nitridpulver und einem
Teil des Carbonitridpulvers ausgebildet.
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Außerdem ist bekannt, dass die
gehonte Breite der an der Hauptschneidkante ausgebildeten Phase (im
folgenden einfach als gehonte Breite bezeichnet) und der flachen
Schneidkante des Schneideinsatzes für den Stirnfräser der
das Cermet verwendet, wie folgt sind:
0,1 bis 0,25 mm für die Hauptschneidkante,
und
0,1 bis 0,25 mm für
die Planschneidkante.
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Im Fall des Stirnfräsers 10,
wie er in einer perspektivischen Ansicht in 1(a) dargestellt ist, in einer teilweise
geschnittenen Vorderansicht in 2(a) und
in einer vergrößerten teilweisen
Längsschnittansicht
in 2(b), ist bekannt,
dass mehrere Schneideinsätze 12 (im
folgenden wird der Schneideinsatz als Einsatz bezeichnet) lösbar in
einem gegebenen Abstand an der Frontfläche eines ringförmigen Werkzeugkörpers 14 angebracht
sind. Es ist auch bekannt, dass der Einsatz die in einer perspektivische
Ansicht in 1(b) und
einer Längsschnittansicht
in 1(c) dargestellte
Gestalt hat.
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Außerdem ist auch bekannt, dass
der durch die Zahnfläche 16 und
die Flanke 18 an dem Kantenlinienabschnitt 20 der
Schneidkante (im folgenden als Kantenlinienwinkel 22 bezeichnet)
im Bereich von 75° bis 85° liegt und
dass der Einsatz an den ringförmigen
Werkzeugkörper
mit einem axialen Einstellwinkel (Neigungswinkel des Schneidkörpers zu
der Achse) von 5° bis
15° angebracht
ist.
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Außerdem ist bekannt, dass eine
harte Beschichtung mit einer Dicke von 0,5 bis 10 μm auf der
Oberfläche
des Cermet-Substrats
des Stirnschneideinsatzes durch einen chemischen Dampfabscheidungsvorgang (CVC)
und/oder einen physikalischen Dampfabscheidungsvorgang (PVD) aufgebracht
wird, um die Verschleißfestigkeit
des Cermets zu verbessern.
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US 5 370 719 A offenbart einen Cermet-Schneideinsatz
auf TiCN-Basis. Der Schneideinsatz weist 5 bis 30 Vol-% einer Bindephase
auf. Die Balance weist zwei harte Dispersionsphasen auf, wobei die
erste harte Dispersionsphase eine Duplex- und/oder eine Triplex-Struktur
mit einem Kern aus TiCN hat und die zweite harte Dispersionsphase
eine Duplex- oder Triplex-Struktur mit einem Kern aus einem Carbonitrid
einer feste Lösung
aus Ti und zumindest einem Element hat, das aus der Gruppe ausgewählt ist,
die aus Ta, Nb, V, Hf, Zr, W, Mo und C4 besteht. Einige Beispiele
weisen eine Bindephase mit einer Co-Ni-W-Legierung mit Tungsten, Nickel
und Kobalt innerhalb der im Anspruch 1 beanspruchten Bereiche auf.
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Durch die Erfindung zu
lösende
Probleme
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In den letzten Jahren sind die Einsparung
von Arbeitskraft und Energie sowie die Kostenreduktion für Schneidvorgänge zunehmend
wichtig geworden, und das Schneiden bei hohen Zustellgeschwindigkeiten
ist bei Stirnfräsvorgängen gewünscht worden.
Wenn das oben erwähnte
herkömmliche
Stirnfräswerkzeug
bei hohen Zustellgeschwindigkeiten verwendet wird, verursacht die
flache Schneidkante eine plastische Deformation. Als Ergebnis wird
ein signifikant ungleichmäßiger Verschleiß auftreten,
und Defekte und ein Abplatzen werden bei dem Schneidkantenabschnitt
des Einsatzes auftreten. Demzufolge hat dieser Einsatz eine relativ
kurze Lebensdauer.
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In einem anderen Verfahren ist der
Kantenlinienwinkel des an dem ringförmigen Werkzeugkörper des Stirnfräswerkzeugs
angebrachten Einsatzes auf 65° bis
75° abgesenkt,
verglichen mit 75 bis 85° des
Kantenlinienwinkels des oben genannten herkömmlichen Einsatzes, und der
Einsatz ist an dem Ringwerkzeugkörper so
angebracht, dass der Neigungswinkel relativ zu der Schneidoberfläche abgesenkt
ist, d. h. der axiale Einstellwinkel, der der Neigungswinkel des
Einsatzes bezüglich
der Achse des ringförmigen
Werkzeugkörpers
ist, ist auf 15° bis
30° angehoben,
was relativ gesehen größer ist
als der axiale Einstellwinkel des herkömmlichen Einsatzes von 5° bis 15°. Wenn ein
Schneiden mit hoher Zustellgeschwindigkeit mit dem herkömmlichen
oben genannten Stirnfräswerkzeug
mit einem Kantenlinienwinkel von 65° bis 75° und einem axialen Einstellwinkel von
15° bis
30° durchgeführt wird,
treten Defekte und ein Abplatzen bei dem Schneidkantenabschnitt
des Einsatzes auf. Demzufolge hat der Einsatz eine relativ kurze
Lebensdauer.
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Mittel zum
Lösen der
Probleme
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Die Erfinder der vorliegenden Erfindung
haben Fräseinsätze geprüft und entwickelt,
die eine zufriedenstellende Schneidflächenrauhigkeit beim Schneiden
mit hoher Zustellgeschwindigkeit über lange Zeiträume hinweg
bieten können,
auf der Basis der oben genannten herkömmlichen Werkzeuge, und sie
haben ein bestimmtes Cermet entdeckt, das einen hohen Widerstand
gegen plastische Verformung hat und nicht zu einem ungleichmäßigen Verschleiß und zur
Ausbildung von Defekten und Abplatzen bei dem Schneidkantenabschnitt
führt und
so über
lange Zeiträume
hinweg eine herausragende Schneidleistungsfähigkeit zeigt. Dieser Cermet-Schneideinsatz
hat eine Kern-Schalen-Struktur mit einem Kern und einer Schale (als äußerer Bereich),
die im wesentlichen aus einer spezifischen Carbonitridverbindung
aus Ti und M bestehen, wobei M zumindest ein Metall ist, das aus
Ta, Nb, V, W und Zr ausgewählt
ist. Außerdem.
weist die Metallbindephase eine W-Ni-Co Legierung mit
Tungsten (W):
15 bis 35 Gew-%,
Nickel (Ni): 10 bis 35 Gew-%, und
Kobalt
(Co): 35 bis 70 Gew-%
auf.
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Beim Schneiden mit hoher Zustellgeschwindigkeit
mit einem Stirnfräswerkzeug
mit einer Planschneidkante mit einer verminderten gehonten Breite
von 0,02 bis 0,08 mm, das eine zufriedenstellende Schneidflächenrauhigkeit
beibehalten kann, ist die Planschneidkante signifikant widerstandsfähig gegen
eine plastische Verformung, und daher tritt kein wesentlicher ungleichmäßiger Verschleiß auf. Demzufolge
wird eine hervorragende Schneidleistungsfähigkeit beibehalten, und zwar
mit einer zufriedenstellenden Schneidflächenrauhigkeit über lange
Zeiträume
hinweg.
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Wenn der Einsatz an einem ringförmigen Werkzeugkörper des
Stirnfräswerkzeugs
mit einem verminderten Kantenlinienwinkel von 65° bis 75° und einem axialen Einstellwinkel
von 15° bis
30° angebracht
wird, d. h. mit einem relativ kleinen Neigungswinkel bezüglich der
Schneidfläche,
und wenn ein Schneidvorgang mit hoher Zustellgeschwindigkeit ausgeführt wird,
treten keine Defekte und kein Abplatzen bei dem Schneidkantenabschnitt
des Einsatzes auf, und eine hervorragende Schneidleistungsfähigkeit
wird für
lange Zeiträume beibehalten.
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Wenn eine harte Beschichtung mit
einer mittleren Dicke von 0,5 bis 10 μm auf das Cermet-Substrat des
Stirnschneideinsatzes durch die chemische Dampfabscheidung und/oder
physikalische Dampfabscheidung aufgebracht wird, ist der Einsatz
signifikant widerstandsfähig
gegen eine plastische Verformung während des Schneidens mit hoher
Zustellgeschwindigkeit, und daher tritt im wesentlichen kein ungleichmäßiger Verschleiß auf. Demzufolge
wird eine hervorragende Schneidleistungsfähigkeit beibehalten, und zwar
mit einer zufriedenstellenden Schneidflächenrauhigkeit für lange
Zeiträume.
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Die vorliegende Erfindung ist auf
der Grundlage dieser Ergebnisse erzielt worden.
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Ein Cermet-Schneideinsatz gemäß der vorliegenden
Erfindung weist die Merkmale des Anspruchs 1 auf. Das Cermet hat
eine Textur mit einer harten Carbonitridphase, einer Metallbindephase
und zufällig
auftretenden Unreinheiten, und die Metallbindephase weist eine Co-Ni-W-Legierung
mit
Tungsten (W): 15 bis 35 Gew-%,
Nickel (Ni): 10 bis
35 Gew-%, und
Kobalt (Co): 35 bis 70 Gew-%
auf, wobei
der gesamte Anteil an Tungsten, Nickel und Kobalt zumindest 90 Gew-%
beträgt.
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Außerdem hat das Cermet eine
Textur mit 75 bis 95 Flächenprozent
einer harten Carbonitridphase, und die Balance ist eine Metallbindephase
und zufällig
auftretende Verunreinigungen, und zwar gemäß einer mikroskopischen Texturbetrachtung
eines Querschnitts des Cermets.
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Außerdem hat das Cermet die harte
Carbonitridphase mit einer Kern-Schalen-Struktur mit einem Kern und
einer Schale, die im wesentlichen aus einer Carbonitridverbindung
aus Ti und M bestehen, wobei M zumindest ein Metall aus der Gruppe
ist, die aus Ta, Nb, V, W und Zr besteht.
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Bei einem Schneideinsatz für das Stirnfräsen, der
das oben beschriebene Cermet verwendet, hat der Schneideinsatz eine
Hauptschneidkante und eine Stirnschneidkante, die gehonte Breite
der Hauptschneidkante liegt im Bereich von 0,1 bis 0,25 mm, und
die gehonte Breite der Planschneidkante beträgt 0,02 bis 0,08 mm. Mehrere
Schneideinsätze
sind lösbar
an einer Frontfläche
eines ringförmigen
Werkzeugkörpers
angebracht. Diese Cermet-Schneideinsätze bilden keine raue Schneidfläche und
haben einen hohen Verschleißwiderstand
beim Schneiden mit hohen Zustellgeschwindigkeiten.
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Bei einem Stirnfräswerkzeug mit einem ringförmigen Werkzeugkörper und
dem oben beschriebenen Schneideinsatz, wie es im Anspruch 4 beansprucht
ist, beträgt
der durch eine Zahnfläche
und eine Flanke bei einem Schneidkantenabschnitt definierte Winkel
65° bis
75°, und
der Schneideinsatz ist an dem ringförmigen Werkzeugkörper mit
einem axialen Einstellwinkel von 15° bis 30° angebracht.
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Der oben beschriebene Schneideinsatz
kann mit einer harten Beschichtung bedeckt sein, die durch chemische
und/oder physikalische Dampfabscheidung ausgebildet wird und eine
mittlere Dicke von 0,5 bis 10 μm
hat.
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Bei dem oben beschriebenen Schneideinsatz
besteht die harte Beschichtung aus zumindest einer Schicht aus Nitrid,
Carbid, Oxid und Carbonitrid von Ti und/oder Al.
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Die Gründe für die Beschränkung der
Zusammensetzung des Cermets, das den Einsatz des Schneidwerkzeugs
gemäß der vorliegenden
Erfindung bildet, werden nun beschrieben.
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(a) Verhältnis der
harten Cermet-Carbonitridphase
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Wenn das Verhältnis der harten Cermet-Phase
weniger als 75 Flächenprozent
beträgt,
ist die Metallbindephase relativ gesehen angereichert, und daher
kann der gewünschte
Verschleißwiderstand
nicht erzielt werden. Wenn das Verhältnis 95 Flächenprozent überschreitet,
wird die Sinterfähigkeit
verschlechtert, und daher wird die gewünschte Festigkeit nicht erzielt.
Demzufolge sollte dieses Verhältnis
75 bis 95 Flächenprozent betragen.
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(b) Zusammensetzung der
Cermet-Metallbindephase
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Die W-Komponente verbessert den plastischen
Verformungswiderstand der Metallbindephase wesentlich. Bei weniger
als 15 Gew-% der W-Komponente wird der Widerstand gegen plastische
Verformung nicht auf einen gewünschten
Level verbessert. Bei mehr als 35 Gew-% nimmt die Zähigkeit
der Metallbindephase ab, und daher treten Defekte und Abplatzungen
(Mikrodefekte) häufig
bei dem Schneidkantenabschnitt auf. Demzufolge muss der W-Gehalt
zwischen 15 und 35 Gew-% betragen.
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Die Ni Komponente verbessert die
Benetzbarkeit der harten Carbonitridphase und so den Widerstand gegen
Abplatzen. Bei weniger als 10 Gew-% der Ni Komponente wird der Widerstand gegen
Abplatzen nicht auf einen gewünschten
Level verbessert. Bei mehr als 35 Gew-% nehmen die Festigkeit und
der Widerstand gegen plastische Deformation der Metallbindephase
ab, und ein Verschleiß tritt
leichter auf. Demzufolge muss der Ni Gehalt 10 bis 35 Gew-% betragen.
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Die Co Komponente verbessert die
Sinterfähigkeit
und so die Festigkeit des Fräseinsatzes.
Bei weniger als 35 Gew-% der Co Komponente wird die Festigkeit nicht
auf einen gewünschten
Leve verbessert. Bei mehr als 70 Gew-% tendiert der Widerstand gegen
plastische Verformung dazu, abzunehmen. Demzufolge muss der Co Gehalt
35 bis 70 Gew-% betragen.
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Wenn der Gesamtanteil an W, Ni und
Co weniger als 90 Gew-% beträgt,
nimmt die Festigkeit der Metallbindephase rapide ab, und so treten
Defekte und ein Abplatzen einfach bei dem Schneidkantenabschnitt auf.
Demzufolge muss der Gesamtanteil an W, Ni und Co mindestens 90 Gew-%
betragen.
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(c) Gehonte Breite
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Das Honen wird ausgeführt, um
die Stabilität
der Schneidkante zu verbessern, und die gehonte Breite der Planschneidkante
wird vorzugsweise vermindert, um die Oberflächenrauhigkeit des geschnittenen
Werkstücks
zu verbessern. Da die W-Komponente
in der Metallbindephase den Widerstand der Bindephase gegen plastische
Verformung signifikant verbessert, tritt eine plastische Verformung,
die einen ungleichmäßigen Verschleiß verursacht,
nicht während
des Schneidens mit hohen Zustellgeschwindigkeiten auf, wenn die
gehonte Breite des Schneidkantenabschnitts und insbesondere der
Planschneidkante auf 0,08 mm oder weniger vermindert wird. Wenn
die gehonte Breite der Planschneidkante weniger als 0,02 mm beträgt, nimmt
die Stabilität der
Schneidkante ab, was zu Defekten und zu einem Abplatzen führt. Wenn
die gehonte Breite 0,8 mm überschreitet,
nimmt die Oberflächenrauhigkeit
des geschnittenen Werkstückes
ab.
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Demzufolge wird die gehonte Breite
der Planschneidkante auf 0,02 bis 0,08 mm gesetzt. Die gehonte Breite
der Hauptschneidkante liegt in einem herkömmlichen Bereich, d. h. 0,1
bis 0,25 mm.
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(d) Axialer Einstellwinkel
und Kantenlinienwinkel des Stirnfräswerkzeugs
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Bei dem Stirnfräswerkzeug der vorliegenden
Erfindung werden der Kantenlinienwinkel des Einsatzes und der axiale
Einstellwinkel, der der durch den angebrachten Einsatz und den Schneiderkörper definierte Winkel
ist, notwendiger Weise bestimmt, wenn das Fräsen mit hoher Zustellgeschwindigkeit
und hoher Schneidgeschwindigkeit ausgeführt wird. Wenn der Kantenlinienwinkel
des Einsatzes 75° überschreitet
oder wenn der axiale Einstellwinkel weniger als 15° beträgt (dies
sind die Werte für
herkömmliche
Einsätze),
kann ein Schneiden mit hoher Zustellgeschwindigkeit und hoher Schneidgeschwindigkeit
nicht durchgeführt
werden. Wenn der Kantenlinienwinkel des Einsatzes weniger als 65° beträgt oder
wenn der axiale Einstellwikel 30° überschreitet,
treten Defekte häufig
bei dem Schneidkantenabschnitt des Einsatzes beim Schneiden mit hoher
Zustellgeschwindigkeit und hoher Schneidgeschwindigkeit uaf.
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(e) Harte Beschichtung
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Die harte Beschichtung beinhaltet
zumindest eine Schicht aus Nitriden, Carbiden, Oxid und Carbonitriden
aus Ti und/oder Al. Wenn die mittlere Dicke dieser Schicht weniger
als 0,5 μm
beträgt,
wird der gewünschte
Verschleißwiderstand
nicht sicher erreicht. Wenn die mittlere Dicke 10 μm überschreitet,
treten Defekte und ein Abplatzen häufig an der Schneidkante auf.
Daher wird die mittlere Dicke auf 0,5 bis 10 μm festgelegt.
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[Ausführungsformen der Erfindung]
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Das Stirnfräswerkzeug der vorliegenden
Erfindung wird nun genauer mit Bezug auf die folgenden Beispiele
und Zeichnungen beschrieben, wobei:
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1(a) eine
perspektivische Ansicht eines Stirnfräsers zeigt;
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1(b) und 1(c) Einsätze für einen Stirnfräser der 1(a) zeigen;
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2(a) eine
Frontansicht, teilweise im Schnitt, des Stirnfräsers der 1(a) zeigt; und
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2(b) eine
vergrößerte teilweise
Längsschnittansicht
des Stirnfräsers
im Eingriff mit einem Werkstück
zeigt.
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(Beispiel 1)
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Als pulverisierte Rohmaterialien
zum Ausbilden einer harten Phase wurden eine pulverisierte Carbonitridverbindung
aus Ti und Ta mit einer Zusammensetzung von (Ti0,9Ta0,1)C0,7N0,3) in atomaren Prozent, eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti und Nb mit einer Zusammensetzung von
(Ti0,9Nb0,1)C0,7N0,3 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti, Ta und
Zr mit einer Zusammensetzung von (Ti0,8Ta0,1Zr0,1)C0,5N0,5 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti mit einer
Zusammensetzung von Ti0,5N0,5 in
atomaren Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti,
W und Nb mit einer Zusammensetzung von (Ti0,7W0,2Nb0,1)C0,4N0,6 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti und V mit
einer Zusammensetzung von (Ti0,9V0,1)C0,6N0,4 in atomaren Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung
aus Ti, V und Zr mit einer Zusammensetzung von (Ti0,8V0,1Zr0,1)C0,7N0,3 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti und Zr
mit einer Zusammensetzung von (Ti0,7Zr0,3)C0,5N0,5 in atomaren Prozent, eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti, Ta und Nb mit einer Zusammensetzung von
(Ti0,8Ta0,1Nb0,1)C0,7N0,3 in atomaren Prozent, und eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti, Ta, V, und W mit einer Zusammensetzung
von (Ti0,7Ta0,1V0,1W0,1)C0,6N0,4 in atomaren
Prozent, mit vorbestimmten mittleren Korngrößen in einem Bereich von 1
bis 2 μm
vorbereitet. Und pulverisiertes TiN, pulverisiertes ZrC, pulverisiertes
TaC, pulverisiertes NbC und pulverisiertes WC wurden vorbereitet
mit einer mittleren Korngröße in einem Bereich
von 1 bis 2 μm.
Als pulverisierte Rohmaterialien zum ausbilden der Bindephase wurden
pulverisiertes W, pulverisiertes Ni und pulverisiertes Co vorbereitet.
Diese pulverisierten Bindematerialien hatten mittlere Korngrößen in einem
Bereich von 1 bis 2 μm.
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Diese Rohmaterialien wurden auf der
Grundlage der in den Tabellen 1 und 2 gezeigten Formeln gemischt
und wurden nass gemischt in einer Kugelmühle für 72 Stunden. Jede Mischung
wurde getrocknet und pressgeformt unter einem Druck von 147,15 MPa
(15 kgf/mm2, um einen Grünling auszubilden. Der Grünling wurde
auf 1500°C
mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit
von 2°C/min
in einem Vakuum erhitzt, wurde für
1 Stunde bei 1500°C
in einer Stickstoffatmosphäre
mit reudziertem Druck von 10 Torr zum Sintern gehalten, und dann
abgekühlt.
Die Hauptschneidkante 15 und die Planschneidkante 13 jedes
Schneidkantenabschnitts wurden gehont, wie in Tabelle 3 oder 4 dargestellt,
wobei die gehonte Breite der Hauptschneidkante einen herkömmlichen
Wert hatte, während
die gehonte Breite der Planschneidkante kleiner war als herkömmlich.
Fräseinsätze (Typen
1 bis 10) der vorliegenden Erfindung für Stirnfräswerkzeuge und Fräseinsätze (Typen
1 bis 10) zum Vergleich wurden dadurch vorbereitet. Jeder Fräseinsatz
hatte die Gestalt SEEN1203AFTN1 (Kantenlinienwinkel: 70°).
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Bei den Fräseinsätzen (Typen 1 bis 10) für den Vergleich
betrug der W-Gehalt in der Bindephase jedes Cermets 7 Gew-% oder
weniger, und die Bindephase beinhaltet kein W.
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Eine Textur eines beliebigen Querschnitts
jedes Fräseinsatzes
wurde betrachtet durch Elektronenabtastmikroskopie, und das Verhältnis der
harten Phase mit einer Kern-Schalen-Struktur in der Textur wurde
aus dem betrachteten Bild mit einem Bildanalysierer bestimmt, wie
in den Tabellen 3 und 4 dargestellt.
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Der Gewichtsanteil an W, Ni und Co
in der Bindephase des Cermets, das den Einsatz bildet, wurden durch
einen Nassanalysevorgang bestimmt, wie in den Tabellen 3 und 4 dargestellt.
Ein Fräseinsatz 12 jedes Typs
wurde mit Schrauben an der Frontfläche eines Schneiders 11 mit
einem Stirndurchmesser von 200 mm angebracht, wie in 1(a) dargestellt, um ein
Stirnfräswerkzeug 10 mit
einem axialen Einstellwinkel von 20° zu bilden, und Kohlenstoffstahl
wurde einem trockenen Frässchneidtest
mit hoher Zustellgeschwindigkeit unter Verwendung des Stirnfräswerkzeugs 10 unter
den folgenden Bedingungen unterzogen, um die Schneiddauer zu bestimmen,
bis der Schneider das Ende seiner Lebensdauer erreichte:
Zu
schneidendes Werkstück:
Japanese Industrial Standard (JIS) S45C-Platte
Schneidgeschwindigkeit:
250 m/min
Schnitttiefe: 2,5 mm
Zustellgeschwindigkeit:
0,4 mm/Zahn
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Die Oberflächenrauhigkeit des geschnittenen
Werkstücks
nach einer Minute vom Beginn des Schneidens an wurde gemessen. Die
Oberflächenrauhigkeit
Rz war im Bereich von 1,9 bis 2,8 und war ein signifikant zufriedenstellender
Level.
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Die in den Tabellen 1 bis 4 dargestellten
Ergebnisse zeigen, dass jedes der Stirnfräswerkzeuge 10 mit Fräseinsätzen 12 (Typen
1 bis 10) der vorliegenden Erfindung einen hohen Widerstand gegen
plastische Verformung während
des Schneidens mit hoher Zustellgeschwindigkeit mit einer Planschneidkante 13 mit
einer verminderten gehonten Breite von 0,02 bis 0,08 mm zeigen,
so dass eine zufriedenstellende Schnittflächenrauhigkeit beibehalten
wird, und eine hervorragende Schneidleistung wird über lange
Zeiträume
beibehalten, weil die Bindephase in dem Cermet einen hohen W-Anteil hat. Im Gegensatz
dazu zeigt jedes der Stirnfräswerkzeuge 10 mit
Schneideinsätzen 12 (Typen
1 bis 10) für
den Vergleich einen ungleichmäßigen Verschleiß aufgrund
der plastischen Verformung während
des Schneidens mit hoher Zustellgeschwindigkeit unter Verwendung
einer Planschneidkante mit einer verminderten gehonten Breite, und
er hat eine relativ kurze Lebensdauer, weil die Bindephase in dem
Cermet kein W oder höchstens
7 Gew-% W beinhaltet, was nicht ausreichend ist, um einen ausreichenden
Widerstand gegen plastische Verformung beizubehalten.
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(Beispiel 2) (nicht Teil
der Erfindung)
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Als pulverisierte Rohmaterialien
zum Ausbilden der harten Phase wurden eine pulverisierte Carbonitridverbindung
aus Ti und Ta mit einer Zusammensetzung von (Ti0,9Ta0,1)C0,7N0,3) in atomaren Prozent, eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti und Nb mit einer Zusammensetzung von
(Ti0,9Nb0,1)C0,7N0,3 in atomaren Prozent,
eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti, Ta und Zr mit einer
Zusammensetzung von (Ti0,8Ta0,1Zr0,1)C0,5N0,5 in atomaren Prozent, eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti mit einer Zusammensetzung von Ti0,5N0,5 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti, W und
Nb mit einer Zusammensetzung von (Ti0,7W0,2Nb0,1)C0,4N0,6 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti und V mit
einer Zusammensetzung von (Ti0,9V0,1)C0,6N0,4 in atomaren Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung
aus Ti, V und Zr mit einer Zusammensetzung von (Ti0,8V0,1Zr0,1)C0,7N0,3 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti und Zr
mit einer Zusammensetzung von (Ti0,7Zr0,3)C0,5N0,5 in atomaren Prozent, eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti, Ta und Nb mit einer Zusammensetzung von
(Ti0,8Ta0,1Nb0,3)C0,7N0,3 in atomaren Prozent, und eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti, Ta, V, und W mit einer Zusammensetzung
von (Ti0,7Ta0,1V0,1W0,1)C0,6N0,4 in atomaren
Prozent, mit vorbestimmten mittleren Korngrößen in einem Bereich von 1
bis 2 μm
vorbereitet. Und pulverisiertes TiN, pulverisiertes ZrC, pulverisiertes
TaC, pulverisiertes NbC und pulverisiertes WC wurden vorbereitet
mit einer mittleren Korngröße in einem Bereich
von 1 bis 2 μm.
Als pulverisierte Rohmaterialien zum ausbilden der Bindephase wurden
pulverisiertes W, pulverisiertes Ni und pulverisiertes Co vorbereitet.
Diese pulverisierten Bindematerialien hatten mittlere Korngrößen in einem
Bereich von 1 bis 2 μm.
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Diese Rohmaterialien wurden auf der
Grundlage der in den Tabellen 5 und 6 gezeigten Formeln gemischt
und wurden nass gemischt in einer Kugelmühle für 72 Stunden. Jede Mischung
wurde getrocknet und pressgeformt unter einem Druck von 147,15 MPa
(15 kgf/mm2, um einen Grünling auszubilden. Der Grünling wurde
auf 1550°C
mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit
von 2°C/min
in einem Vakuum erhitzt, wurde für
1,5 Stunden bei 1500°C
in einer Stickstoffatmosphäre
mit reudziertem Druck von 5 Torr zum Sintern gehalten, und dann
abgekühlt.
Die Hauptschneidkante und die Planschneidkante jedes Schneidkantenabschnitts
wurden gehont, so dass die gehonte Breite der Hauptschneidkante
und der Planschneidkante 0,2 bzw. 0,15 mm betrug (außerhalb
des beanspruchten Bereichs). Fräseinsätze (Typen
1 bis 10) der vorliegenden Erfindung für Stirnfräswerkzeuge und Fräseinsätze (Typen
1 bis 10) zum Vergleich wurden dadurch vorbereitet. Jeder Fräseinsatz
hatte die Gestalt SEEN1203AFTN1 und einen Kantenlinienwinkel, der
sich aus den Tabellen 7 und 8 ergibt.
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Bei den Fräseinsätzen (Typen 1 bis 10) für den Vergleich
beinhalten die Bindephasen 7 Gew-% oder weniger W oder überhaupt
kein W.
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Eine Textur eines beliebigen Querschnitts
jedes Fräseinsatzes
wurde betrachtet durch Elektronenabtastmikroskopie, und das Verhältnis der
harten Phase mit einer Kern-Schalen-Struktur in der Textur wurde
aus dem betrachteten Bild mit einem Bildanalysierer bestimmt, wie
in den Tabellen 7 und 8 dargestellt.
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Der Gewichtsanteil an W, Ni und Co
in der Bindephase des Cermets, das den Einsatz bildet, wurden durch
einen Nassanalysevorgang bestimmt, wie in den Tabellen 7 und 8 dargestellt.
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Zehn Fräseinsätze jedes Typs wurden mit Schrauben
an der Frontfläche
eines Schneiders 11 mit einem Stirndurchmesser von 200
mm angebracht, wie in 1(a) dargestellt,
mit einem axialen Einstellwinkel, der sich aus Tabellen 7 und 8
ergibt, um ein Stirnfräswerkzeug
zu bilden, und eine Stahllegierung wurde einem trockenen Frässchneidtest
mit hoher Zustellgeschwindigkeit unter Verwendung des Stirnfräswerkzeugs
unter den folgenden Bedingungen unterzogen, um die maximale Breite
des Flankenverschleißes
zu bestimmen:
Zu schneidendes Werkstück: Japanese Industrial Standard
(JIS) SCM440-Platte
Schneidgeschwindigkeit: 350 m/min
Schnitttiefe:
2 mm
Zustellgeschwindigkeit: 0,4 mm/Zahn
Zeit: 20 min.
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Der Mittelwert von zehn Breiten ist
in den Tabellen 7 und 8 dargestellt.
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Die in den Tabellen 5 bis 8 dargestellten
Ergebnisse zeigen, dass jedes der Stirnfräswerkzeuge mit Fräseinsätzen (Typen
1 bis 10) des Beispiels 2 keine Defekte und kein Abplatzen am Schneidkantenabschnitt während des
Schneidens mit hoher Zustellgeschwindigkeit mit einem geringen Kantenlinienwinkel
des Einsatzes verursacht, einem relativ geringen axialen Einstellwinkel
des Einsatzes bezüglich
des Schneidkörpers,
und eine hervorragende Schneidleistung beibehält, weil die harte Phase des
Cermets, das den Einsatz bildet, spezifiziert ist und die Bindephase
in dem Cermet einen hohen W-Anteil hat. Im Gegensatz dazu zeigt
jedes der Stirnfräswerkzeuge
mit Schneideinsätzen
(Typen 1 bis 10) für
den Vergleich einen unerwünschten
Hitzewiderstand und einen unerwünschten
Widerstand gegen plastische Verformung, und er behält die geünschte Festigkeit
der Bindephase bei hohen Temperaturen nicht aufrecht, obwohl das
Cermet die gleiche Art von harter magnetischer Phase hat wie bei
den Einsätzen
gemäß der vorliegenden
Erfindung, weil die Bindephase in dem Cermet kein W beinhaltet oder
höchstens
7 Gew.-% W. Als Ergebnis treten Defekte und ein Abplatzen an dem Schneidkantenabschnitt
auf, und der Einsatz hat eine relativ geringe Lebensdauer.
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(Beispiel 3)
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Als pulverisierte Rohmaterialien
zum Ausbilden der harten Phase wurden eine pulverisierte Carbonitridverbindung
aus Ti und Ta mit einer Zusammensetzung von (Ti0,9Ta0,1)C0,7N0,3) in atomaren Prozent, eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti und Nb mit einer Zusammensetzung von
(Ti0,9Nb0,1)C0,7N0,3 in atomaren Prozent,
eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti, Ta und Zr mit einer
Zusammensetzung von (Ti0,8Ta0,1Zr0,1)C0,5N0,5 in atomaren Prozent, eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti mit einer Zusammensetzung von TiC0,5N0,5 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti, W und
Nb mit einer Zusammensetzung von (Ti0,7W0,2Nb0,1)C0,4N0,6 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti und V mit
einer Zusammensetzung von (Ti0,9V0,1)C0,6N0,4 in atomaren Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung
aus Ti, V und Zr mit einer Zusammensetzung von (Ti0,8V0,1Zr0,1)C0,7N0,3 in atomaren
Prozent, eine pulverisierte Carbonitridverbindung aus Ti und Zr
mit einer Zusammensetzung von (Ti0,7Zr0,3)C0,5N0,5 in atomaren Prozent, eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti, Ta und Nb mit einer Zusammensetzung von
(Ti0,8Ta0,1Nb0,1)C0,7N0,3 in atomaren Prozent, und eine pulverisierte
Carbonitridverbindung aus Ti, Ta, V, und W mit einer Zusammensetzung
von (Ti0,7Ta0,1V0,1W0,1)C0,6N0,4 in atomaren
Prozent, mit vorbestimmten mittleren Korngrößen in einem Bereich von 1
bis 2 μm
vorbereitet. Und pulverisiertes TiN, pulverisiertes ZrC, pulverisiertes
TaC, pulverisiertes NbC und pulverisiertes WC wurden vorbereitet
mit einer mittleren Korngröße in einem Bereich
von 1 bis 2 μm.
Als pulverisierte Rohmaterialien zum ausbilden der Bindephase wurden
pulverisiertes W, pulverisiertes Ni und pulverisiertes Co vorbereitet.
Diese pulverisierten Bindematerialien hatten mittlere Korngrößen in einem
Bereich von 1 bis 2 μm.
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Diese Rohmaterialien wurden auf der
Grundlage der in den Tabellen 9 und 10 gezeigten Formeln gemischt
und wurden nass gemischt in einer Kugelmühle für 72 Stunden. Jede Mischung
wurde getrocknet und pressgeformt unter einem Druck von 147,15 MPa
(15 kgf/mm2, um einen Grünling auszubilden. Der Grünling wurde
auf 1550°C
mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit
von 2°C/min
in einem Vakuum erhitzt, wurde für
1,5 Stunden bei 1550°C
in einer Stickstoffatmosphäre
mit reudziertem Druck von 5 Torr zum Sintern gehalten, und dann
abgekühlt.
Die Hauptschneidkante und die Planschneidkante jedes Schneidkantenabschnitts
wurden gehont, wie in Tabelle 11 und 12 dargestellt, wobei die gehonte
Breite der Hauptschneidkante einen herkömmlichen Wert hatte, während die
gehonte Breite der Planschneidkante kleiner war als herkömmlich.
Cermetsubstrate (Typen A bis J) der vorliegenden Erfindung für Stirnfräswerkzeuge
und Cermetsubstrate (Typen a bis j) zum Vergleich wurden dadurch
vorbereitet. Jedes Cermetsubstrat hatte die Gestalt SEEN1203AFTN1
(Kantenlinienwinkel: 70°).
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Bei den Cermetsubstraten (Typen a
bis j) für
den Vergleich betrug der W-Gehalt in der Bindephase 7 Gew-% oder
weniger, oder die Bindephase beinhaltet kein W.
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Eine Textur eines beliebigen Querschnitts
jedes Fräseinsatzes
wurde betrachtet durch Elektronenabtastmikroskopie, und das Verhältnis der
harten Phase mit einer Kern-Schalen-Struktur in der Textur wurde
aus dem betrachteten Bild mit einem Bildanalysierer bestimmt, wie
in den Tabellen 11 und 12 dargestellt.
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Der Gewichtsanteil an W, Ni und Co
in der Bindephase des Cermets, das den Einsatz bildet, wurden durch
einen Nassanalysevorgang bestimmt, wie in den Tabellen 11 und 12
dargestellt.
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Diese Cermet-Substrate (Typen A bis
J gemäß der Erfindung
und Typen a bis j für
den Vergleich) wurde per Ultraschall in Aceton gereinigt, getrocknet
und mittels der in Tabellen 13 und 14 dargestellten Verfahren beschichtet.
Eine harte Beschichtung mit einer bestimmten Zusammensetzung und
einer in Tabellen 13 und 14 gezeigten, gestalteten Dicke wurde auf
jedem Cermet-Substrat ausgebildet. Beschichtete Einsätze (Typen 1
bis 10) der vorliegenden Erfindung und beschichtete Einsätze (Typen
1 bis 10) für
den Vergleich wurden so erstellt.
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Ein Querschnitt der harten Beschichtung
jedes beschichteten Einsatzes wurde durch Abtastelektronenmikroskopie
betrachtet, um ihre Zusammensetzung und mittlere Dicke festzustellen.
Die Zusammensetzung und die mittlere Dicke waren im wesentlichen
gleich der ausgestalteten Zusammensetzung und der ausgestalteten
Dicke, die in Tabellen 13 und 14 gezeigt sind.
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Ein Fräseinsatz jedes Typs wurde mit
Schrauben an der Frontfläche
eines Schneiders mit einem Stirndurchmesser von 200 mm angebracht,
wie in 1(a) dargestellt,
um ein Stirnfräswerkzeug
zu bilden, und eine Stahllegierung wurde einem trockenen Frässchneidtest
mit hoher Zustellgeschwindigkeit unter Verwendung des Stirnfräswerkzeugs 10 unter
den folgenden Bedingungen unterzogen, um die Schneiddauer zu bestimmen,
bis der Schneider das Ende seiner Lebensdauer erreichte:
Zu
schneidendes Werkstück:
Japanese Industrial Standard (JIS) SNCM439-Platte
Schneidgeschwindigkeit:
350 m/min
Schnitttiefe: 1,5 mm
Zustellgeschwindigkeit:
0,5 mm/Zahn
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Die Oberflächenrauhigkeit des geschnittenen
Werkstücks
nach einer Minute vom Beginn des Schneidens an wurde gemessen. Die
Oberflächenrauhigkeit
Rz war im Bereich von 1,9 bis 2,8 und war ein signifikant zufriedenstellender
Level.
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Die in den Tabellen 9 bis 14 dargestellten
Ergebnisse zeigen, dass jedes der Stirnfräswerkzeuge mit Fräseinsätzen (Typen
1 bis 10) der vorliegenden Erfindung einen hohen Widerstand gegen
plastische Verformung während
des Schneidens mit hoher Zustellgeschwindigkeit mit einer Planschneidkante
mit einer verminderten gehonten Breite von 0,02 bis 0,08 mm zeigen,
so dass eine zufriedenstellende Schnittflächenrauhigkeit beibehalten
wird, und eine hervorragende Schneidleistung wird über lange
Zeiträume
beibehalten, weil die Bindephase in dem Cermet einen hohen W-Anteil
hat. Im Gegensatz dazu zeigt jedes der Stirnfräswerkzeuge mit Schneideinsätzen (Typen
1 bis 10) für
den Vergleich einen ungleichmäßigen Verschleiß aufgrund
der plastischen Verformung während
des Schneidens mit hoher Zustellgeschwindigkeit unter Verwendung
einer Planschneidkante mit einer verminderten gehonten Breite, und
er hat eine relativ kurze Lebensdauer, weil die Bindephase in dem
Cermet kein W oder höchstens
7 Gew-% W beinhaltet, was nicht ausreichend ist, um einen ausreichenden
Widerstand gegen plastische Verformung beizubehalten.
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