DE60107177T2

DE60107177T2 - Beschichtetes Schneidwerkzeug

Info

Publication number: DE60107177T2
Application number: DE60107177T
Authority: DE
Inventors: Hideki Mizuho-ku Kato; Yuki Mizuho-ku Hatano; Hideaki Mizuho-ku Yukimachi
Original assignee: NGK Spark Plug Co Ltd
Current assignee: Niterra Co Ltd
Priority date: 2000-09-07
Filing date: 2001-09-06
Publication date: 2005-11-03
Anticipated expiration: 2021-09-07
Also published as: US20020054794A1; EP1188504A1; US6939607B2; DE60107177D1; KR20020019888A; EP1188504B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Schneidwerkzeug, dessen Werkzeuggrundkörper aus einer Keramik gebildet ist und welches als eine Wendeschneidplatte, ein Schaftfräser, ein Bohrer oder ähnliches verwendet werden kann, und insbesondere ein Schneidwerkzeug, bei dem ein Oberflächenüberzug auf dem aus Keramik gebildeten Werkzeuggrundkörper vorgesehen ist, um den Verschleißwiderstand zu erhöhen.
Üblicherweise sind harte Materialien wie zum Beispiel aufgekohlter und abgeschreckter Stahl, Formstahl und Werkzeugstahl mittels eines Schleifsteins geschliffen worden. Schleifen hat jedoch ein Problem geringer Bearbeitungseffizienz zur Folge. Um daher eine Bearbeitung bei Hochgeschwindigkeit durchzuführen, sind Versuche unternommen worden, das Schleifen durch Schneiden mittels eines cBN (kubisches Bornitrid)-Werkzeuges oder eines Keramikwerkzeuges, welches aus Aluminiumoxid-Titancarbid Verbundkeramik gebildet ist, zu ersetzen. In letzter Zeit sind cBN-Werkzeuge oft verwendet worden, weil eine Aluminiumoxid-Titancarbid Verbundkeramik eine kurze Standzeit und eine geringe Zuverlässigkeit besitzt und mit einer weiteren Zunahme der Schnittgeschwindigkeit nicht mithalten kann.
Obgleich cBN-Werkzeuge eine exzellente Schnittleistung erreichen, sind sie sehr teuer, da cBN-Werkzeuge durch Verwendung einer Superhochdrucktechnik wie im Falle von künstlichem Diamant hergestellt werden, wodurch die allgemeine Verbreitung von cBN-Werkzeugen gehemmt wird. Daher sind unterschiedliche Keramikwerkzeuge vorgeschlagen worden, welche weniger teuer sind und eine Leistungsfähigkeit schaffen, welche mit jener von cBN-Werkzeugen beim Hochgeschwindigkeitsschneiden vergleichbar sind. Zum Beispiel offenbaren die japanischen Offenlegungsschriften (Kokai) Nr. 4–289002, 5–69205 und 7-136810 Techniken zum Verbessern des Verschleißwiderstandes und des Bruchwiderstandes eines Keramikwerkzeuges, indem eine Überzugsschicht aus Titancarbid oder Titannitrid auf der Oberfläche des Keramikgrundteiles durch CVD (Chemical Vapour Deposition – Chemische Abscheidung aus der Gasphase) gebildet wird.
Bei den in den oben erwähnten Veröffentlichungen offenbarten Techniken kann wegen einer unzureichenden Berücksichtigung der Restspannung, welche bei dem Überzugsfilm während dessen Herstellung aufgebaut wird, eine große Verbesserung in der Leistungsfähigkeit jedoch nicht erwartet werden. Das heißt, beim CVD-Verfahren wird eine Überzugsschicht bildende Substanz auf der Oberfläche eines Keramikbasisteiles abgeschieden, während es durch eine chemische Reaktion eines gasförmigen Ausgangsmaterials synthetisiert wird. Diese Reaktion wird typischerweise bei einer hohen Temperatur von 1000 °C oder mehr durchgeführt, um das Ausgangsmaterial zu aktivieren. Wenn die Differenz im Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen einem keramischen Basisteil und einer darauf gebildeten Überzugsschicht groß ist, wird eine große Restspannung in der Überzugsschicht hergestellt, wenn die gebildete Schicht auf Raumtemperatur abgekühlt wird. Wenn darüber hinaus die Überzugsschicht aus einer Mehrzahl von Teilschichten aus unterschiedlichen Materialien mit unterschiedlichen Wärmeausdehnungskoeffizienten zusammengesetzt ist, verursachen die Unterschiede im Wärmeausdehnungskoeffizienten bei den Teilschichten eine Bildung von Restspannung. Obgleich keramische Werkzeuge einen exzellenten Verschleißwiderstand besitzen im Vergleich zu Werkzeugen, welche aus einem Hochgeschwindigkeits-Werkzeugstahl oder einer Hartmetalllegierung gebildet sind, besitzen sie einen unzureichenden Bruchwiderstand, insbesondere im Hinblick auf Widerstand gegen Sprödbruch (Abplatzen einer Schneidkante zu einer muschelartigen Form), welcher während der Bearbeitung der oben erwähnten harten Materialien auftritt und die Standzeit eines keramischen Werkzeuges verkürzt. Sogar wenn die oben erwähnte Überzugsschicht vorgesehen ist, kann daher eine befriedigende Leistungsfähigkeit im Hinblick auf Bruchwiderstand nicht erwartet werden, wenn eine große Restspannung in der Überzugsschicht geschaffen worden ist.
Darüber hinaus tritt das Problem der Restspannung nicht nur während der Bildung einer Überzugsschicht, sondern auch während der eigentlichen Bearbeitung auf. Da ein Werkzeug aufgrund der Kontaktreibung zwischen dem Werkzeug und einem Werkstück während einer eigentlichen Bearbeitung auf eine hohe Temperatur erwärmt wird, wirkt, wenn das Werkzeug wiederholt verwendet wird, aufgrund der wiederholten Zyklen des Aufwärmens und Abkühlens ein Temperaturschock wiederholt auf das Werkzeug. In einem typischen Fall, in dem eine Überzugsschicht aus Titannitrid auf der Oberfläche des oben beschriebenen Verbundkeramik-Basisteils gebildet ist, besitzt die Überzugsschicht einen Wärmeausdehnungskoeffizienten, welcher höher als jener des Basisteiles ist, so dass eine Zugrestspannung in der Überzugsschicht während des Abkühlens aufgebaut wird, welche nach der Bildung der Schicht mittels CVD erzeugt wird, wobei die Zugrestspannung auch den Bruchwiderstand des Werkzeuges verringert. Da insbesondere die Tendenz zu Arbeitsersparnis und hocheffizienter Bearbeitung in den letzten Jahren an Bedeutung gewonnen hat, sind Werkzeuge, welche unter Schneidbedingungen verwendet werden können, bei denen große thermische und mechanische Belastungen auf Werkzeuge einwirken, entwickelt worden. Jedoch ist das oben beschrieben Problem bei einer solchen Entwicklung ein Hindernis gewesen.
EP-A-0653499 offenbart ein Schneidwerkzeug gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein keramisches Schneidwerkzeug zu schaffen, welches zu niedrigen Kosten hergestellt werden kann und welches ein sicheres Schneidverhalten über einen langen Zeitraum sicherstellen kann, sogar wenn das Werkzeug unter schweren Schneidbedingungen verwendet wird, zum Beispiel wenn das Werkzeug zum Schneiden von einem harten Material verwendet wird, bei dem große thermische und mechanische Belastungen auf das Werkzeug wirken.
Um das obige Ziel zu erreichen, schafft die vorliegende Erfindung ein Schneidwerkzeug, wie es in Anspruch 1 beansprucht ist. Der Werkzeuggrundkörper umfasst ein keramisches Basisteil (auch als das keramische innere Teil bezeichnet), welches aus einer Verbundkeramik gebildet ist, die in einer keramischen Matrixphase eine Hartphase aufweist, wobei das keramische Basisteil Aluminiumoxid als ein Hauptbestandteil (nachfolgend oft als "Aluminiumoxid-Matrixphase" bezeichnet) aufweist.
Die Hartphasen bildenden Metallelemente M weisen vorzugsweise auf: Ti (Titan), Zr (Zirkon), Hf (Hafnium), V (Vanadium), Nb (Niob), Ta (Tantal), Cr (Chrom), Mo (Molybdän), W (Wolfram) und Si (Silizium).
Der Hauptpunkt bei der Entwicklung eines keramischen Schneidwerkzeuges mit einer Überzugsschicht gemäß der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen Weg zu finden, eine Reduktion des Bruchwiderstandes zu unterdrücken, während die Festigkeit der Verbindung zwischen der Überzugsschicht und dem keramischen Basisteil beibehalten wird. Vor diesem Hintergrund führten die Erfinder der vorliegenden Erfindung unterschiedliche Versuche durch und konnten feststellen, dass der Bruchwiderstand vorteilhaft verbessert werden kann durch Verwendung, als das keramische Basisteil, einer Verbundkeramik, welche eine Hartphase aufweist, die innerhalb einer Aluminiumoxid-Matrixphase verteilt ist, und durch Verwendung, als ein Material für die Überzugsschicht, eines Materials, das Titancarbonitrid oder Titannitrid als ein Hauptbestandteil enthält. Aufgrund besonderer Untersuchungen haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung darüber hinaus festgestellt, dass, wenn die Durchschnittsgröße der Kristallkörner, welche die gebildete Überzugsschicht ausmachen, auf 0,1 μm bis 0,5 μm eingestellt ist, und die Durchschnittsdicke der Überzugsschicht auf 0,5 μm bis 2 μm eingestellt ist, die Restspannung innerhalb der Überzugsschicht reduziert werden kann, um dadurch ferner einen exzellenten Bruchwiderstand zu realisieren.
Im Falle einer Überzugsschicht, welche Titancarbonitrid oder Titannitrid als ein Hauptbestandteil enthält, wird, wenn die Durchschnittsgröße der gebildeten Kristallkörner auf 0,5 μm oder weniger reduziert ist, die Erzeugung einer Restspannung innerhalb der Überzugsschicht unterdrückt, so dass der Bruchwiderstand eines Werkzeuges deutlich verbessert werden kann. Die Untersuchungen, die von den Erfindern der vorliegenden Erfindung durchgeführt worden sind, haben gezeigt, dass die Größe der Kristallkörner in der Überzugsschicht in Abhängigkeit von der Bildungstemperatur der Überzugsschicht variiert, und, mit einer Abnahme in der Bildungstemperatur, ein Wachstum der Kristallkörner dazu tendiert, unterdrückt zu werden, was eine verringerte Durchschnittsgröße zur Folge hat. Der Restspannungs-Unterdrückungseffekt, der deutlich den Bruchwiderstand eines Werkzeuges verbessert, wird bedeutend, wenn die Bildungstemperatur der Überzugsschicht auf solche Weise begrenzt wird, dass die Durchschnittsgröße 0,5 μm oder weniger wird. Trotz Verwendung der oben erwähnten kostengünstigen Verbundkeramik können somit der oben erwähnte Sprödbruch und andere Probleme wirksam unterdrückt werden, so dass dadurch ein Bruchwiderstand erreicht werden kann, welcher vergleichbar mit oder nahe jenem von cBN-Werkzeugen ist.
Bei der vorliegenden Beschreibung bezieht sich der Ausdruck "Hauptbestandteil" auf eine Komponente, welche den höchsten Massenanteil in der gesamten fraglichen Substanz darstellt. Demgemäß können andere Kleinbestandteile in der Substanz enthalten sein, wenn das Ziel der vorliegenden Erfindung erreicht wird und die Kleinbestandteile den Effekt der vorliegenden Erfindung nicht behindern. Die Größe des Kristallkorns wird auf folgende Weise bestimmt. Wie in 5 gezeigt ist, grenzen unterschiedliche parallele Linien ein Kristallkorn ein, welches auf der Mikrostruktur einer polierten Schnittoberfläche zu beobachten ist. Die Größe des Kristallkorns wird mit einem Durchschnittswert der Minimaldistanz dmin zwischen solchen parallelen Linien und der Maximaldistanz dmax zwischen solchen parallelen Linien beschrieben (das heißt, die Größe d = (dmin+dmax)/2).
Wenn die Durchschnittsgröße der Kristallkörner der Überzugsschicht 0,5 μm übersteigt, wird der Restspannungs-Unterdrückungseffekt unzureichend, und somit kann ein Bruchwiderstand nicht verbessert werden. Wenn die Durchschnittsgröße der Kristallkörner der Überzugsschicht weniger als 0,1 μm beträgt, zeigt dies an, dass die Bildungstemperatur der Überzugsschicht extrem niedrig ist. In einem solchen Fall wird die Überzugsschicht inhomogen, und wegen einer geringeren Festigkeit der Verbindung zwischen der Überzugsschicht und dem keramischen Basisteil blättert die Überzugsschicht während des Gebrauches des Werkzeuges leicht ab. Vorzugsweise wird die Durchschnittsgröße der Kristallkörner der Überzugsschicht auf 0,1 bis 0,3 μm gesetzt.
Die Höhe der Restspannung der Überzugsschicht wird durch die Dicke der Überzugsschicht beeinflusst. Bei der vorliegenden Erfindung kann die Restspannung wirksam durch Steuern der Durchschnittsdicke der Überzugsschicht auf 0,5 μm bis 2 μm unterdrückt werden, so dass dadurch der Bruchwiderstand des Werkzeuges verbessert wird. Wenn die Durchschnittsdicke der Überzugsschicht weniger als 0,5 μm beträgt, wird der Verschleißwiderstand unzureichend. Wenn die Durchschnittsdicke der Überzugsschicht 2 μm übersteigt, nimmt die Höhe der Restspannung zu, wodurch der Bruchwiderstand beeinträchtigt wird.
Die Überzugsschicht wird vorzugsweise durch CVD gebildet, welche bei einer niedrigen bis mittleren Temperatur innerhalb des Bereiches von 750 bis 900 °C durchgeführt wird. Wenn die Bildungstemperatur der Überzugsschicht (Reaktionstemperatur) 900 °C oder mehr beträgt, wird eine sehr hohe Restspannung in der Überzugsschicht erzeugt, was zu einem Versagen im Hinblick darauf führt, einen ausreichend hohen Bruchwiderstand des Werkzeuges sicherzustellen. Wenn im Gegensatz dazu die Bildungstemperatur der Überzugsschicht weniger als 750 °C beträgt, gelingt es nicht, dass eine chemische Reaktion zur Erzeugung eines Materials für die Überzugsschicht ausreichend abläuft, und somit wird die Überzugsschicht inhomogen. Vorzugsweise wird die Bildungstemperatur der Überzugsschicht auf 830 °C bis 880 °C gesetzt.
Bei der CVD-Filmbildung wird ein keramisches Basisteil mit einer gewünschten Form in eine Reaktionskammer platziert, und das keramische Basisteil wird auf die oben beschriebene Reaktionstemperatur erwärmt, und ein Quellengas wird zusammen mit einem Trägergas (zum Beispiel Wasserstoffgas (H₂)) zugeführt, wodurch ein Überzugsschicht-Bildungsmaterial aufgrund einer chemischen Reaktion des Quellengases erzeugt wird und auf der Oberfläche des keramischen Basiskörpers abgeschieden wird. Wenn eine Überzugsschicht aus Titannitrid gebildet ist, kann ein Gas, welches eine Titanquellen-Komponente (zum Beispiel Titanchlorid wie zum Beispiel Titantetrachlorid (TiCl₄)) und eine Stickstoffquellen-Komponente (zum Beispiel Stickstoffgas (N₂) oder Ammoniak (NH₃)) enthält, als ein Quellengas verwendet werden. Wenn eine Überzugsschicht aus Titancarbonitrid gebildet wird, kann eine Mischung des oben erwähnten Quellengases zur Bildung einer Titannitrid-Überzugsschicht und einer Kohlenstoffquellen-Komponente (zum Beispiel Kohlenwasserstoff wie zum Beispiel Methan oder ein Gas irgend eines anderen organischen Verbundes) als ein Quellengas verwendet werden. Darüber hinaus kann ein organischer Verbund, welcher Stickstoff enthält, als ein Quellengas zur Bildung einer Überzugsschicht aus Titancarbonitrid verwendet werden. Titancarbonitrid ist eine feste Lösung aus Titancarbid (allgemeine Formel: TiC) und Titannitrid (allgemeine Formel: TiN), und seine allgemeine Formel ist TiC_1-xN_x. Der Wert von x kann gemäß der Zusammensetzungs-Anteile aus der Stickstoffquellen-Komponente und der Kohlenstoffquellen-Komponente im Quellengas geändert werden. Wenn die Zusammensetzungs-Anteile der Stickstoffquellen-Komponente und der Kohlenstoffquellen-Komponente während eines Filmbildungsprozesses kontinuierlich oder schrittweise geändert werden, kann eine Überzugsschicht auf solche Weise gebildet werden, dass sich der Wert von x kontinuierlich oder schrittweise in der Dickenrichtung ändert. Wenn der Wert von x niedrig ist (zum Beispiel ist der Titancarbidgehalt hoch), ist der Verschleißwiderstand der Überzugsschicht verbessert. Jedoch ist in einigen Fällen ein hoher Wert von x (das heißt der Titannitridgehalt ist hoch) vorteilhaft im Hinblick auf eine Verbesserung der Verbindungsfestigkeit, in Abhängigkeit vom Material des keramischen Basisteiles. In einem solchen Fall wird ein Filmbildungsprozess durchgeführt, während das Verhältnis der Kohlenstoffquellen-Komponente zur Stickstoffquellen-Komponente allmählich ansteigt. Als Folge davon kann eine in ihrer Zusammensetzung gestufte Überzugsschicht auf solche Weise gebildet werden, dass der Wert von x auf der Seite des keramischen Basisteiles relativ hoch ist und auf der Seite der Überzugsoberfläche relativ niedrig ist.
Um die Festigkeit der Verbindung mit dem keramischen Basisteil und ferner den Bruchwiderstand des Werkzeuges zu erhöhen, wird vorzugsweise Titannitrid als ein Material der Überzugsschicht verwendet. Wenn Titancarbonitrid verwendet wird, wird das oben erwähnte x auf einen Wert gesetzt, welcher so hoch wie möglich ist (zum Beispiel 0,6 < x < 1). Dies hat seine Ursache darin, dass Titannitrid eine höhere Widerstandsfähigkeit im Vergleich zu Titancarbid oder Titancarbonitrid aufweist und daher einer Restspannung wirksam nachgeben kann. Wenn Titannitrid als ein Material der Überzugsschicht verwendet wird, besitzt die Überzugsschicht vorzugsweise eine Durchschnittsdicke von 0,5 μm bis 1 μm.
Die Hartphase ist eine Hauptbildungsphase, welche den Verschleißwiderstand der Verbundkeramik bestimmt, welche das keramische Basisteil bildet, und enthält als ein Hauptbestandteil eines oder mehrere Elemente, welche aus den Hartphasen bildenden Metallelementen M ausgewählt sind, welche Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo W und Si sind. Die Hartphase enthält das (die) ausgewählte(n) Hartphasen bildende Metallelement(e) M in Form mindestens eines Carbids, eines Nitrids oder eines Borids, oder in der Form einer festen Lösung aus mindestens zwei Stoffen, welche aus dem Carbid, dem Nitrid und dem Borid ausgewählt sind. Titancarbid, Titancarbonitrid, Tantalcarbid, Wolframcarbid, Siliziumcarbid, Chromcarbid und Molybdäncarbid können bei der vorliegenden Erfindung aufgrund ihrer hohen Härte und exzellenter Effekte beim Sicherstellen eines Verschleißwiderstandes vorzugsweise verwendet werden. Wenn Zr verwendet wird, kann ein kleiner Betrag von Hf von Natur aus als eine unvermeidbare Verunreinigung in die Hartphase hinzugemischt werden. Darüber hinaus kann die Hartphase zusätzlich zu den oben erwähnten Metallkomponenten andere Metallkomponenten (zum Beispiel eine unvermeidbare Metallverunreinigung in einer Menge, welche nicht größer als 1 Massen-% beträgt) innerhalb des Bereiches enthalten, in dem der gewünschte Verschleißwiderstand der Hartphase beibehalten wird.
Der Hartphasengehalt der Verbundkeramik beträgt vorzugsweise 5 bis 40 Vol.-%. Wenn der Hartphasengehalt weniger als 5 Vol.-% beträgt, ist die Härte des keramischen Basisteiles unzureichend, und der Verschleißwiderstand der Flanke des Werkzeuges wird unzureichend, was dazu führt, dass die gewünschte Leistungsfähigkeit nicht erreicht wird. Wenn der Hartphasengehalt 40 Vol.-% übersteigt, ist die chemische Stabilität der Verbundkeramik beeinträchtigt und der Verschleißwiderstand der Spanfläche des Werkzeuges wird unzureichend. Vorzugsweise beträgt der Hartphasengehalt der Verbundkeramik 15 bis 35 Vol.-%. In der vorliegenden Beschreibung wird der Volumen-Hartphasengehalt auf der Basis des Flächenverhältnisses der Hartphase so geschätzt, wie er auf einer polierten Schnittoberfläche der Verbundkeramik beobachtet wird.
Kristallkörner der Hartphase besitzen vorzugsweise eine Durchschnittsgröße von 0,3 μm bis 1 μm. Wenn die Durchschnittsgröße der Kristallkörner der Hartphase 1 μm übersteigt, ist die Festigkeit des keramischen Basisteiles unzureichend, was möglicherweise dazu führt, dass ein ausreichender Widerstand gegen Sprödbruch nicht sichergestellt ist. Eine Verringerung der Durchschnittsgröße der Kristallkörner auf 0,3 μm oder weniger wird nicht bevorzugt, weil eine so kleine Durchschnittsgröße die Vorbereitungskosten des Materialpulvers erhöhen. Noch mehr bevorzugt beträgt die Durchschnittsgröße der Hartphasenkristallkörner 0,4 μm bis 0,7 μm.
Nachfolgend werden Ausführungsformen der Erfindung anhand nur von Beispielen mit Bezug auf die angehängten Zeichnungen beschrieben, in welchen zeigen:
1 eine perspektivische Ansicht und schematische Querschnitte eines Seitenflächenabschnittes und vergrößerte perspektivische Ansicht eines Teiles einer Wendeschneidplatte, welche das keramische Schnittwerkzeug gemäß der vorliegenden Erfindung (einschließlich mehrerer Modifikationen) verkörpert;
2 eine perspektivische Ansicht, welche einen Zustand zeigt, in dem die Wendeschneidplatte aus 1 an einem Schneidplattenhalter angebracht ist;
3 eine perspektivische Ansicht und vergrößerte teilweise Seitenansicht, welche ein Beispiel zeigen, bei dem das keramische Schneidwerkzeug gemäß der vorliegenden Erfindung in der Form eines Fräswerkzeuges konstruiert ist;
4 eine Vorderansicht und eine Ansicht von unten, welche ein Beispiel zeigen, bei dem das keramische Schneidwerkzeug gemäß der vorliegenden Erfindung in der Form eines Bohrwerkzeuges konstruiert ist;
5 eine Ansicht mit einem Beispiel zur Erklärung der Definition der Korngröße;
6 eine Ansicht mit einem Beispiel, welches die Form eines in dem Schneidtest verwendeten Werkstückes und die Positionsbeziehung zwischen dem Werkstück und einem Werkzeug während des Schneidens zeigt;
7 REM-Aufnahmebilder der Oberfläche ((a)) und Schnittoberfläche ((b)) der Überzugsschicht, welche auf der Probe (Beispiel) Nr. 5 gebildet ist, die in dem Experiment verwendet wurde;
8 REM-Aufnahmebilder der Oberfläche ((a)) und Schnittoberfläche ((b)) der Überzugsschicht, welche auf der Probe (Beispiel) Nr. 21 gebildet ist, die in dem Experiment verwendet wurde.
Es werden folgende Bezugszeichen verwendet, um Teile zu identifizieren, welche in den Zeichnungen dargestellt sind:

1: Wendeschneidplatte (Werkzeuggrundkörper)
1c: Spanfläche
1e: Flanke
1f: Überzugsschicht
4: keramisches Basisteil
11: Schneidplattenhalter

In 1 ist eine Ausführungsform des keramischen Schneidwerkzeuges gemäß der vorliegenden Erfindung dargestellt und zeigt eine Wendeschneidplatte, das heißt eine austauschbare oder wegwerfbare Schneidplatte (nachfolgend einfach als eine "Schneidplatte" bezeichnet) 1, welche als ein Werkzeuggrundkörper des Schneidwerkzeuges dient. Wie aus 1(a) ersichtlich ist, besitzt die Schneidplatte 1 eine solche Struktur, dass die gesamte äußere Oberfläche eines keramischen Basisteiles 4, welche in Form eines ebenen, im Wesentlichen rechteckigen Prismas ausgebildet ist, mit einer Überzugsschicht 1f bedeckt ist, wie aus 1c ersichtlich ist. Eine Hauptfläche 1c der Schneidplatte 1 bildet eine Spanfläche (nachfolgend auch als eine "Spanfläche 1c" bezeichnet) und jede Seitenfläche 1e bildet eine Flanke (nachfolgend genauso auch als eine "Flanke 1e" bezeichnet). Jede Ecke 1a der Schneidplatte 1 ist abgerundet, wie aus 1(b) ersichtlich ist, und eine Fase 1k ist an einer zugehörigen Schneidkante 1b gebildet, wie aus 1(c) ersichtlich ist. Die Fase 1k schafft eine flache Oberfläche, wenn dies entlang ihres Querschnittes betrachtet wird, und ist auf eine solche Weise eingestellt, dass der zwischen der Fase 1k und der Hauptfläche 1c, welche als eine Spanfläche dient, gebildete Winkel θ in einem Bereich von 20 bis 35° liegt. Vor allem, wie aus 1(d) ersichtlich ist, kann die Fase 1k so gebildet werden, dass sie eine nach außen gekrümmte Oberfläche (abgerundete Oberfläche) besitzt, wenn dies entlang ihres Querschnittes betrachtet wird. Alternativ dazu, wie aus 1(e) ersichtlich ist, kann die Fase 1k so gebildet sein, dass sie eine flache Oberfläche und eine gekrümmte Oberfläche in einer Kombination miteinander besitzt, wenn dies entlang ihres Querschnittes betrachtet wird.
Das keramische Basisteil 4 ist aus der oben beschriebenen Verbundkeramik gebildet einschließlich Hartphasenkristallkörner, welche innerhalb der Aluminiumoxid-Matrixphase verteilt sind. Der Gehalt der Hartphasenkristallkörner in der Verbundkeramik beträgt 5 bis 40 Vol.-%, und die Durchschnittsgröße der Hartphasenkristallkörner, wie sie auf der Mikrostruktur einer Schnittoberfläche zu sehen sind, beträgt 0,3 bis 1 μm. die Überzugsschicht 1f enthält Titannitrid oder Titancarbonitrid als ein Hauptbestandteil. Die Durchschnittsgröße der an der Oberfläche der Überzugsschicht zu sehenden Kristallkörner beträgt 0,1 μm bis 0,5 μm, und die Durchschnittsdicke der Überzugsschicht beträgt 0,5 μm bis 2 μm.
Als nächstes wird ein Beispielverfahren zur Herstellung der oben erwähnten Schneidplatte 1 erläutert.
Aluminiumoxidpulver, Hartphasenpulver und Sinterhilfspulver werden in vorbestimmten jeweiligen Anteilen gemischt, und falls notwendig, wird ein Binder zum Gemisch hinzugefügt, welches dann vermischt wird. Aus dem resultierenden Gemisch wird mittels eines bekannten Formenverfahrens wie zum Beispiel Druckformen (einschließlich kaltisostatischem Formen) ein Grünkörper gebildet, welcher dann gebrannt wird, um ein keramisches Basisteil zu erzielen. Anschließend wird das keramische Basisteil 4 in eine Reaktionskammer platziert und auf einen niedrigen bis mittleren Temperaturbereich von 750 bis 900 °C mittels einer Heizquelle, welche innerhalb der Reaktionskammer angeordnet ist, erwärmt. In einem Beispielfall, bei dem eine Überzugsschicht aus Titannitrid gebildet wird, werden bei dem so entstandenen Zustand Titantetrachlorid und Stickstoff, welche als Quellengase dienen, in die Reaktionskammer zusammen mit Wasserstoff, welches als Trägergas dient, zugeführt. Durch Zersetzung und Reaktion der Quellengase wird Titannitrid synthetisiert und auf der Oberfläche des keramischen Basisteiles 4 abgeschieden, so dass dadurch eine Überzugsschicht 1f wächst oder sich bildet. Vor allem wird die Kristallkorngröße der Überzugsschicht 1f auf den oben beschriebenen Bereich eingestellt, indem die Reaktionstemperatur in den oben beschriebenen Bereich gesteuert wird, und die Dicke der Überzugsschicht 1f wird in den oben beschriebenen Bereich eingestellt, indem die Länge der Wachstumsdauer gesteuert wird.
Wie aus 2 ersichtlich ist, ist die oben beschriebene Schneidplatte 1 lösbar an einem Schneidplattenhalter 11 angebracht, damit dieser benutzt werden kann. Insbesondere ist die Schneidplatte 1 in einem konkaven Befestigungsabschnitt 12 eingepasst, welcher an der Schneidplatte des Schneidplattenhalters 11 auf solche Weise vorgesehen ist, dass die Außenumfangsoberfläche der Schneidplatte 1 durch den konkaven Befestigungsabschnitt 12 gehalten wird. Anschließend wird ein Eingriffsteil 15 in Kontakt mit einer nach oben gerichteten Seitenfläche der Schneidplatte 1 gebracht und durch Verwendung eines Bolzens 13 fixiert. Somit ist die Schneidplatte 1 mit dem Schneidplattenhalter 11 fixiert.
Es wird darauf hingewiesen, dass das keramische Schneidwerkzeug gemäß der vorliegenden Erfindung auf andere Arten von Schneidwerkzeugen wie Fräswerkzeuge und Bohrer angewendet werden kann. 3 zeigt als ein Beispiel der anderen Arten von Schneidwerkzeugen einen Stirnfräser 30. In der Außenumfangsoberfläche einer Drehbasis 31 sind eine Mehrzahl von Schneidplatten 32 eingebettet. Mit dem Bezugszeichen W ist ein zu bearbeitendes Werkstück bezeichnet. Jede Schneidplatte 32 ist aus einem Material gebildet, welches ähnlich zu dem der oben beschriebenen Schneidplatte 1 ist, und eine Überzugsschicht, welche ähnlich zu der Schicht der oben beschriebenen Schneidplatte 1 ist, ist an der Spanfläche 33 und einer Flanke 34 benachbart zur Schneidkante 35 gebildet. In
4 ist ein Bohrer 40 dargestellt, welcher ein anderes Beispiel der anderen Arten von Schneidwerkzeugen ist. Zwei Bohrerschneidplatten 42 sind an der Schneidplattenendoberfläche eines schaftförmigen Grundkörpers 41 angebracht. Jede Bohrerschneidplatte 42 ist aus einem Material gebildet, welches ähnlich zu dem der oben beschriebenen Schneidplatte 1 ist, und eine Überzugsschicht, welche ähnlich zu der Schicht der oben beschriebenen Schneidplatte 1 ist, ist an der Spanfläche 43 und einer Flanke 44 benachbart zur Schneidkante 45 gebildet.
Als nächstes werden Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Als erstes wurde Aluminiumoxidpulver (Durchschnittsgröße 0,5 μm) als ein Materialpulver vorbereitet; Pulver aus Titancarbid, Pulver aus Titancarbonitrid (Zusammensetzung TiC_0,5N_0,5), Pulver aus Tantalcarbid und Pulver aus Wolframcarbid (jeweils mit einer Durchschnittskorngröße von 1,0 μm) wurden als Hartphasenpulver vorbereitet; und Pulver aus Yttriumoxid und Pulver aus Dysprosiumoxid (jeweils mit einer Durchschnittskorngröße von 0,9 μm) wurden als Sinterhilfspulver vorbereitet. Diese Pulver wurden vermischt, um jede der in Tabelle 1 aufgeführten unterschiedlichen Zusammensetzungen zu erreichen, und das resultierende Gemisch wurde zusammen mit einem organischen Lösungsmittel für 24 Stunden nassvermischt und pulverisiert mittels einer Rührwerkskugelmühle, um dadurch einen Materialschlamm zu erzielen. Nach dem Trocknen des Materialschlamms wurde als ein Binder dienendes Paraffin hinzugefügt, und das resultierende Material wurde einem Warmpressformen unterzogen, welches bei einem Druck von 1 Tonne/cm² durchgeführt wurde, um dadurch einen Grünkörper oder einen Presskörper zu erzielen. Nach einem Debinderverfahren wurde der Grünkörper gemäß einem Brennbedingungs-Satz (Temperatur und Zeit) gebrannt, welche r. aus unterschiedlichen Sätzen von Brennbedingungen, welche in Tabelle 1 aufgeführt sind, ausgewählt wurde, wobei das Brennen unter Anwesenheit von Argon stattfand. Nach dem Brennen, falls notwendig, wurde der gebrannte Körper einem heißisostatischen Pressen (HIP) bei 1500 °C und 1,5 GPa ausgesetzt (Tabelle 1 zeigt, ob das HIP jeweils durchgeführt wurde oder nicht). Der so gebrannte Körper wurde in die in 1 gezeigte Form geschliffen (jedoch war die Ecke 1a nicht abgerundet), um dadurch ein keramisches Basisteil 4 zu erzielen. Das keramische Basisteil 4 hatte Abmessungen, welche in der ISO-Norm 1832/AM1 als TNGN 160412 beschrieben sind (spezifiziert die Größe und Form des Schneidwerkzeuges).
Die Hauptfläche 1c des keramischen Basisteiles 4 wurde spiegelpoliert und unter einem Rasterelektronenmikroskop (REM) untersucht. Mittels Bildanalysen wurden die Größen der auf dem untersuchten Bild identifizierten Hartphasenkristallkörner (als schwarze Flächen in der weißen keramischen Aluminiumoxid-Matrixphase zu erkennen) gemäß der in 5 gezeigten Definition ausgemessen, und ihr Durchschnittswert (Durchschnittskorngröße) und ein Flächenverhältnis (entsprechend dem Volumengehalt der Hartphasenkristallkörner) wurde erzielt. HV steht für Vickers-Härte. Die Festigkeit wurde durch den Dreipunkt-Biegetest bestimmt, welcher in JIS R1601 (1981) spezifiziert ist. Tabelle 2 zeigt die Messergebnisse.
Tabelle 2
Das so erzielte keramische Basisteil 4 wurde in einer Reaktionskammer eines bekannten CVD-Gerätes platziert und eine Überzugsschicht wurde mit einem der folgenden Bedingungssätze gebildet, um dadurch eine Schneidplattenprobe zu erzielen. Es wird darauf hingewiesen, dass die Dicke der gebildeten Schicht durch eine Einstellung der Reaktionszeit verändert wird. Wie unten angedeutet ist, steht "MT" für "mäßige Temperatur". Daher steht zum Beispiel "MT-TiCN" für TiCN, welches bei einer mäßigen Temperatur gebildet wurde; "1" steht für "Liter".

(1) MT-TiCN-Schicht (Beispiel) Schichtbildungstemperatur: 870 °C; Reaktionsdruck: 80 hPa (hecto Pascal) Trägergasart (Strömungsgeschwindigkeit): H₂ (18 l/min); Quellengasart (Strömungsgeschwindigkeit): N₂ (10 l/min), TiCl₄ (1,8 ml/min), und CH₃CN (0,3 ml/min).
(2) MT-TiN-Schicht (Beispiel) Schichtbildungstemperatur: 900°C; Reaktionsdruck: 800 hPa; Trägergasart (Strömungsgeschwindigkeit): H₂ (13,5 l/min); Quellengasart (Strömungsgeschwindigkeit): N₂ (5,6 l/min), und TiCl₄ (0,8 ml/min).
(3) TiN-Schicht (Vergleichsbeispiel) Schichtbildungstemperatur: 980°C; Reaktionsdruck: 800 hPa; Trägergasart (Strömungsgeschwindigkeit): H₂ (13 l/min); Quellengasart (Strömungsgeschwindigkeit): N₂ (10 l/min), und TiCl₄ (1,1 ml/min).

Wenn die Struktur der gebildeten Überzugsschicht mittels Röntgenbeugung untersucht wurde, stellte man fest, dass jede der Überzugsschichten (2) und (3) Titannitrid (TiN) als ein Hauptbestandteil enthält, und die Überzugsschicht (1) enthält als ein Hauptbestandteil Titancarbonitrid (TiCN). Wenn ferner die Zusammensetzung der Überzugsschicht (1) mittels Röntgenstrahlen-Photoelektronenspektroskopie untersucht wurde, stellt man fest, dass die Zusammensetzung TiC_0,3N_0,7 betrug. Darüber hinaus wurde die Oberfläche der Überzugsschicht jeder Probe mittels eines REM betrachtet, um die Größe der gebildeten Kristallkörner der Überzugsschicht auf gleiche Weise zu messen, wie bei der oben beschriebenen Hartphase, um dadurch ihren Durchschnittswert zu ermitteln. Ferner wurde nach dem Durchführen eines Schneidtests, welcher später beschrieben wird, jede Probe entlang einer Ebene geschnitten, welche die Hauptfläche senkrecht durchtrennt, und die Durchschnittsdicke der Überzugsschicht wurde aus dem Schnittbild gemessen. In Tabelle 3 sind die Messergebnisse aufgeführt.
Tabelle 3
Als nächstes wurde die Schnittleistung jeder Probe (Werkzeug) unter den oben beschriebenen Bedingungen evaluiert. Das heißt, ein stabförmiges Werkstück W mit einer Form, welche in 6(a) gezeigt ist, wurde um seine Achse gedreht, und eine Schneidplattenprobe wurde in Kontakt mit der Außenumfangsoberfläche des Werkstückes W gebracht, wie es in 6(b) gezeigt ist, um dadurch kontinuierlich die Außenumfangsoberfläche des Werkstückes W in einem trockenen Zustand zu zerspanen bzw. zu schneiden, während eine Hauptfläche 1c als eine Spanfläche verwendet wurde und eine Seitenfläche 1e als eine Flanke bzw. Freifläche verwendet wurde.
Material des Werkstückes: aufgekohlter und abgeschreckter Stahl (SCM 415; Vickers-Härte HV = 70 bis 85 GPa);
Form: Rundstab (Außendurchmesser: 240 mm, Länge: 200 mm)
Schnittgeschwindigkeit V: 200 m/min;
Vorschubgeschwindigkeit: 0,1 mm/Umdrehung;
Schnitttiefe: 0,2 mm;
Schneidöl: nicht verwendet (Trockenschneiden);
Behandlung der Schneidkante: Fase (0,2 mm, 25°), + gekrümmte
Oberfläche (Radius: 0,02 mm), (Typ in 1(e) gezeigt). Evaluationsverfahren: eine Schneiddistanz, bis die Schneidkante brach, wurde als ein Index des Bruchwiderstandes gemessen.
Tabelle 3 zeigt auch die gemessene Schneiddistanz. Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass Proben, die eine durchschnittliche Kristallkorngröße und eine durchschnittliche Dicke besitzen, welche in den jeweiligen Zahlenbereichen liegen, wie sie in den Ansprüchen beschrieben sind, einen exzellenten Bruchwiderstand aufweisen. 7 zeigt REM-Aufnahmebilder der Oberfläche (7(a)) und Schneidoberfläche (7(b)) der Überzugsschicht, welche auf der Probe (Beispiel) Nr. 5, welche in Tabelle 3 aufgeführt ist, gebildet wurde. 8 zeigt REM-Aufnahmebilder der Oberfläche (8(a)) und Schneidoberfläche (8(b)) der Überzugsschicht, welche auf der Probe (Beispiel) Nr. 21, welche in Tabelle 3 aufgeführt ist, gebildet wurde.

Claims

Ein Schneidwerkzeug mit einem Werkzeuggrundkörper (1), wobei der. Werkzeuggrundkörper umfaßt: – einen keramischen inneren Teil (4), der Aluminiumoxid als einen Hauptbestandteil enthält, wobei der keramische innere Teil (4) aus einer Verbundkeramik gebildet ist, die eine in einer keramischen Matrixphase verteilte Hartphase enthält, wobei die Hartphase mindestens ein Hartphasen bildendes Metallelement in Form von mindestens einem Carbid, einem Nitrid oder einem Borid oder in Form einer festen Lösung aus mindestens zwei, ausgewählt aus dem Carbid, dem Nitrid und dem Borid, enthält, und – eine Überzugschicht (1f), die die Oberfläche des keramischen inneren Teils (4) bedeckt und Titancarbonitrid oder Titannitrid als Hauptbestandteil enthält, dadurch gekennzeichnet, dass: das Schneidwerkzeug eine einzige Überzugsschicht (1f) umfaßt; und die Überzugsschicht eine an der Oberfläche zu beobachtende durchschnittliche Kristallkorngröße im Bereich von 0,1 bis 0,5 μm und eine durchschnittliche Dicke im Bereich von 0,5 bis 2 μm besitzt.
Ein Schneidwerkzeug gemäß Anspruch 1, wobei das oder jedes Hartphasen bildende Metallelement ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W und Si.
Schneidwerkzeug gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei die Überzugsschicht (1f) durch CVD bei einer Temperatur im Bereich von 750 bis 900° C gebildet ist.
Schneidwerkzeug gemäß Anspruch 1, 2 oder 3, wobei die Hartphase zwischen 5 und 40 Vol% der Zusammensetzung der Verbundkeramik umfaßt, die den keramischen inneren Teil (4) bildet.
Schneidwerkzeug gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Kristallkörner in der Hartphase der Verbundkeramik, die den keramischen inneren Teil (4) bilden, eine durchschnittliche Korngröße im Bereich von 0,3 bis 1 μm besitzen.
Schneidwerkzeug gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Überzugsschicht (1f) Titannitrid als einen Hauptbestandteil enthält und eine durchschnittliche Dicke im Bereich von 0,5 bis 1 μm besitzt.
Schneidwerkzeug gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 6, wobei der Werkzeuggrundkörper (1) als Wendeschneidplatte (1) ausgeführt ist.
Schneidwerkzeug gemäß Anspruch 7, umfassend die Wendeschneidplatte (1) und einen Schneidplattenhalter (11), an dem die Wendeschneidplatte (1) entfernbar befestigt ist.