DE68913704T2

DE68913704T2 - Cermet-Legierung.

Info

Publication number: DE68913704T2
Application number: DE68913704T
Authority: DE
Inventors: Yusuke Iyori; Nobuhiko Shima
Original assignee: Hitachi Metals Ltd; Hitachi Tool Engineering Ltd
Current assignee: Moldino Tool Engineering Ltd
Priority date: 1988-12-27
Filing date: 1989-12-18
Publication date: 1994-06-16
Anticipated expiration: 2009-12-19
Also published as: EP0376878A1; EP0376878B1; DE68913704D1; PT92739A; ATE102659T1; US5149361A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Cermet-Legierung, die in der Beständigkeit hinsichtlich Verschleiß bei hoher Temperatur, Festigkeit bei hoher Temperatur und Abplatzbeständigkeit überlegen ist.
Im allgemeinen enthält eine bekannte Cermet-Legierung ein hartes Titancarbid (nachfolgend mit "TiC" bezeichnet) als Hauptbestandteil, und eine solche Komponente, wie Molybdäncarbid, Wolframcarbid, Tantalcarbid oder Niobcarbid (jeweils nachfolgend ausgedrückt durch "Mo&sub2;C, WC, TaC und NbC"), die zugesetzt wird, um die Benetzbarkeit zwischen einer Verbindungsphase, die zusammengesetzt ist aus einem Metall, und TiC-Körnern oder Körnern aus Titancarbonitrid (nachfolgend durch "TiCN ausgedrückt) zu verbessern, die harte Körner ähnlich den TiC-Körnern sind. Eine solche Zusatzkomponente wird in der Verbindungsphase aufgelöst und rund um die TiC- oder TiCN-Körner während des Sinterns bei hoher Temperatur ausgefällt, um die TiC- und TiCN-Körner einzuhüllen und hierdurch eine umgebende Struktur zu bilden, wodurch zu einer Verbesserung in der Benetzbarkeit gegenüber der Verbindungsphase beigetragen wird. In der bekannten Cermet- Legierung hat deshalb das Verbund-Carbonitrid der oben erwähnten Art eine doppelte Kernstruktur, wobei die Kernstruktur reich ist an Titan (nachfolgend durch "Ti" ausgedrückt), während die umgebende Struktur reich ist an Mo&sub2;C, WC, TaC oder NbC, was die Benetzbarkeit zwischen den harten Körnern und der Verbindungsphase verbessert, aber nicht reich ist an Ti. Eine solche Cermet-Legierung ist beispielsweise in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 56-51201 und den offengelegten, japanischen Patentveröffentlichungen Nrn. 61-7387, 61-201750 und 61-210150 offenbart.
Fig. 7 ist eine Photographie mit einem Raster-Elektronenmikroskop der Mikrostruktur dieser bekannten Cermet-Legierung. Es ist aus dieser Figur ersichtlich, daß die Kernstruktur der Doppelkernstruktur des Verbund-Carbonitrids dunkel ist, wodurch nahegelegt wird, daß diese Kernstruktur reich ist an Ti, das ein leichtes Element ist, während die umgebende Struktur hell ist und somit nahelegt, daß dieser Abschnitt reich ist an schweren Elementen, wie etwa Wolfram (ausgedrückt durch "W"), Tantal (ausgedrückt durch "Ta") usw.
Andererseits hat eine Analyse des Verbund-Carbonitrids in der Doppelkernstruktur durch ein Durchstrahlungs-Analyse- Elektronenmikroskop gezeigt, daß die Kernstruktur 65,8% an Ti und 5,0% an W enthält, während die umgebende Struktur 49,5 Gew.-% an Ti und 23,2 Gew.-% an W enthält. Somit ist die Kernstruktur reich an Ti und arm an W, während die umgebende Struktur reich ist an W und arm an Ti, verglichen mit der Kernstruktur.
Wenn die bekannte Cermet-Legierung mit der oben beschriebenen Mikrostruktur als ein Material für ein Schneidwerkzeug für einen Hochgeschwindigkeits-Schneidevorgang benutzt wird, dann wird die Verbindungsphase mit einer verhältnismäßig geringen Härte so abgenutzt, daß die Verbund-Carbonitridkörner an der Oberfläche des Werkzeugs auftreten. Die umgebende Struktur der Doppelkernstruktur, die reich ist an W und arm an Ti, weist jedoch eine große Oxidationstendenz und eine geringe Härte auf, so daß sie rasch abgenutzt wird. Demzufolge ist es unmöglich, den Vorteil voll zu nutzen, der vom Ti als harter Komponente geboten wird. Zusätzlich ist die umgebende Struktur von Komponenten, wie Mo&sub2;C, WC, TaC und NbC gebildet, die die Benetzbarkeit durch die Verbindungsphase verbessern sollen, so daß die Verbund-Carbonitridkörner während des Sintervorgangs wachsen, mit dem Ergebnis, daß die gewachsenen Körner miteinander in Berührung stehen. Offensichtlich ist die Verbindungsfestigkeit in den Bereichen gering, wo sich die Verbund-Carbonitridkörner gegenseitig berühren, so daß die Neigung besteht, daß an diesen Bereichen feine Risse auftreten, wenn eine äußere Spannung angelegt wird. Zusätzlich besteht in diesen Bereichen die Neigung zur Bildung von Spalten als Ausbreitungswege der Risse. Demzufolge ist der Bruchzähigkeitswert der Cermet- Legierung verringert, und die Abplatzbeständigkeit ist ebenfalls verschlechtert, wenn die Anzahl von Bereichen gegenseitiger Berührung der Körner größer wird. Diese Probleme würden dadurch überwunden, daß man die Anteile der Komponenten verringert, die die umgebende Struktur bilden. In einem solchen Fall ist jedoch die Hochtemperaturfestigkeit der Cermet-Legierung ernsthaft beeinträchtigt. Deshalb ist es notwendig, verhältnismäßig große Anteile der Komponenten beizubehalten, die die umgebende Struktur bilden. Demzufolge hat die Cermet-Legierung unvermeidlich eine verhältnismäßig große Anzahl von Bereichen, wo die Verbund- Carbonitridkörner einander berühren.
Um die oben beschriebenen Probleme zu überwinden, wurde vorgeschlagen, neben der Verbund-Carbonitridphase eine Pseudo- TiC-Phase zu dispergieren, die reich ist an TiC, um die Verschleißbeständigkeit zu verbessern, wie es in der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung Nr. 61-199048 offenbart ist.
Es wurde auch eine Technik vorgeschlagen, bei der die harte Phase eine Zwei-Phasenstruktur hat, die aus sowohl einer festen Lösungsphase des NaCl-Typs mit einem Kern als auch einem Titannitrid (ausgedrückt durch "TiN") zusammengesetzt ist und in welcher feine Körner mit einer Zusammensetzung einer Ni&sub3;Al(Ti)-Verbindung ausgefällt und in der Verbindungsphase dispergiert werden, wie dies in der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung Nr. 63-39649 offenbart ist.
Die bekannte Cermet-Legierung der beschriebenen Art ist dahingehend noch immer unbefriedigend, daß die Verschleißbeständigkeit nicht so hoch ist, obwohl der Vorschlag in der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung Nr. 61- 199048 eine bemerkenswerte Verbesserung in der Verschleißbeständigkeit bietet. In dieser verbesserten Cermet-Legierung haben jedoch die Verbund-Carbonitridkörner, wenn man von der pseudo-TiC-Phase absieht, noch immer eine umgebende Struktur, die gleichartig zu der in den herkömmlichen Cermet-Legierungen ist. Zusätzlich nehmen die Verbund-Carbonitridkörner, wenn man von der Pseudo-TiC-Phase absieht, den größten Anteil der harten Phase ein. Wenn deshalb die harte Phase an der Werkzeugoberfläche nach der Abnutzung der Verbindungsphase zu Tage getreten ist, die eine verhältnismäßig geringe Härte aufweist, wird in der Verschleißbeständigkeit keine wesentliche Verbesserung erreicht, soweit die Verbund-Carbonitridkörner, wenn man von der Pseudo-TiC-Phase absieht, Oberflächen haben, die reich an W und arm an Ti sind, wie im Fall der herkömmlichen Cermet-Legierungen. Ferner kann der Zusatz der Pseudo-TiC-Phase nicht wesentlich die Verschleißbeständigkeit erhöhen, wenn man in Betracht zieht, daß diese Phase nur ungefähr 20 Vol.-% der gesamten harten Phase einnimmt, obwohl diese Phase eine verhältnismäßig hohe Härte aufweist.
Der Vorschlag, der in der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung Nr. 63-39649 gemacht wurde, trifft auf ein Problem, das im wesentlichen das gleiche ist wie das, das in Verbindung mit der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung Nr. 61-199048 erläutert wurde. Es trifft zu, daß die Cermet-Legierung, die in der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung Nr. 63-39649 offenbart ist, einen verhältnismäßig hohen Anteil an TiN hat. Das TiN ist jedoch teilweise in einer festen Lösung des NaCl-Typs dispergiert und liegt teilweise als unabhängige TiN-Phase vor. Die unabhängige TiN-Phase nimmt nur einen geringen Teil der harten Phase ein, und es wird deshalb erwartet, daß sie eine nur geringe Auswirkung auf die Verbesserung in der Verschleißbeständigkeit liefert. Es wird festgestellt, daß die Festigkeit der Verbindungsphase dadurch verbessert wird, daß man die dispergierte Ausfällung feiner Körner zuläßt, die die Zusammensetzung Ni&sub3;Al(Ti) haben. Die Dispersion der feinen Körner in der Verbindungsphase wird dadurch bewirkt, daß man die Ausfällung im Verlauf des Sinterns zuläßt, während die Verbindungsphase aus Nickel und Aluminium (durch "Ni" bzw. "Al" ausgedrückt) oder Ni und Kobalt (ausgedrückt durch "Co") zusammengesetzt ist. Es ist deshalb äußerst schwierig, die Korngröße, das Ausmaß der Ausfällung und andere Faktoren zu kontrollieren sowie die Menge des zuzusetzenden Al aufzufinden.
Ferner offenbart die EP-A-0 181 979 einen gesinterten Diamanten-Preßkörper hoher Härte mit 80 bis 95 Vol.-% Diamantenpartikeln, 0,5 bis 5 Vol.-% Carbidpartikeln, die ausgewählt sind aus einer Gruppe von WC und (MoW)C und einen Durchmesser haben, der nicht größer als 1 um ist, sowie 4,5 bis 15 Vol.-% eines Metalls der Eisengruppe.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Dementsprechend ist es ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine Cermet-Legierung vorzusehen, in der die Härte und die Verschleißbeständigkeit der umgebenden Struktur der harten Phase sowie die Festigkeit der Verbindungsphase verbessert sind, während die gegenseitige Berührung der Körner der harten Phase merklich verringert wird, um die Abplatzbeständigkeit zu verbessern, wobei die oben beschriebenen Probleme des Standes der Technik überwunden werden.
Diese Aufgabe wird durch eine Cermet-Legierung entsprechend Anspruch 1 bzw. Anspruch 11 gelöst.
Bevorzugte Ausführungsbeispiele sind in den Ansprüchen 2 bis 10 gezeigt.
Gemäß der Cermet-Legierung des Anspruchs 1 kann das Material der feinen Körner eines, zwei oder drei sein, das bzw. die aus einer Gruppe ausgewählt ist bzw. sind, die aus TiCN, Zirkoncarbid (ausgedrückt durch "ZrCN"), Hafniumcarbid (ausgedrückt durch "HfC"), Aluminiumoxid (ausgedrückt durch "Al&sub2;O&sub3;"), Yttriumoxid (ausgedrückt durch "Y&sub2;O&sub3;"), Dysprosiumoxid (ausgedrückt durch "Dy&sub3;O&sub2;"), Zirkoniumoxid (ausgedrückt durch "ZrO&sub2;") und Neodymoxid (ausgedrückt durch "Nd&sub3;O&sub2;") besteht.
Die harte Phase können Carbide, Nitride oder Carbonitride zweier oder mehrerer Elemente sein, die ausgewählt sind aus den Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa der Periodentafel, oder ein Gemisch solcher Carbide, Nitride und Carbonitride.
Bevorzugt haben die feinen, harten Körner eine einlagige Struktur. Der Ausdruck "einlagige Struktur" wird verwendet, um eine Struktur zu bezeichnen, die die Kernstruktur oder Doppelkernstruktur, die in herkömmlichen Cermet-Legierungen verwendet ist, ausschließt, obwohl die Anwesenheit gelegentlicher Verunreinigungen in der Struktur zulässig ist.
Bevorzugt hat die harte Phase eine Doppelkernstruktur, die aus einer Kernstruktur zusammengesetzt ist, die verhältnismäßig arm an Ti und reich an W ist, und eine umgebende Struktur, die verhältnismäßig reich an Ti und arm an W ist.
Es ist auch bevorzugt, daß eine andere harte Phase, die eine mittlere Korngröße von nicht weniger als 1 um und eine Einzellagenstruktur aufweist und zusammengesetzt ist aus einem Carbid, Nitrid oder Carbonitrid, das Ti enthält, oder aus ihrem Gemisch, in einer Menge von 0,5 bis 40 Vol.-% gegen- über der gesamten harten Phase vorliegt.
Eine solche zusätzliche harte Phase bietet eine Härte, die größer ist als die, die aus zwei oder mehreren Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa zusammengesetzt ist, um somit zur Verbesserung in der Verschleißbeständigkeit beizutragen. Um ein solches vorteilhaftes Ergebnis zu erzielen, ist es notwendig, daß der Anteil einer solchen zusätzlichen harten Phase 0,5 Vol.-% oder mehr im Verhältnis zur gesamten harten Phase betragen muß. Diese zusätzliche harte Phase bietet jedoch nur eine geringe Benetzbarkeit gegenüber der Verbindungsphase, so daß die Verbindungsfestigkeit der harten Phase mit der Verbindungsphase verringert ist, so daß die Zähigkeit der Cermet-Legierung verschlechtert ist, wenn der Anteil der zusätzlichen harten Phase 40 Vol.-% überschreitet. Die mittlere Korngröße der zusätzlichen harten Phase von weniger als 1 um ist nicht bevorzugt, weil eine solche geringe Korngröße die Zähigkeit mindert.
Der Anteil an Kohlenstoff (ausgedrückt durch "C") in der gesamten Zusammensetzung ist bevorzugt so bestimmt, daß er größer ist als die untere Grenze des Schallphasenbereichs und die Hälfte oder weniger, bevorzugt 1/4 oder weniger, des Schallphasenbereichs aufweist. Der Ausdruck "Schallphasenbereich", der verwendet wird, bedeutet den Bereich des Kohlenstoffanteils zwischen einer oberen Grenze, wo das freie C beginnt, auszufällen, und einer unteren Grenze, wo eine kohlenstofffreie Schicht beginnt, sichtbar zu werden.
Die Gitterkonstante der Verbindungsphase ist im wesentlichen umgekehrt proportional zum C-Anteil innerhalb des Schallphasenbereichs. Je kleiner nämlich der C-Anteil, desto größer die Gitterkonstante. Somit ist der kleinere C-Anteil bevorzugt, weil er den Anteil an der festen Lösung wärmebeständiger metallischer Elemente, wie W, Mo oder dergleichen, in der Verbindungsphase erhöht, so daß die Verbindungsphase durch die feste Verbindung gefestigt ist, so daß sie eine größere Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung bei hoher Temperatur bietet. Deshalb beträgt der C-Anteil bestimmungsgemäß die Häfte oder weniger, vorzugsweise 1/4 oder weniger, des Schallphasenbereichs. Jeder C-Anteil unter der unteren Grenze des Schallphasenbereichs veranlaßt eine wesentliche Sättigung der Gitterkonstante und ermöglicht zusätzlich eine brüchige kohlenstofffreie Schicht, wie etwa (Co&sub3;W&sub3;)C, M&sub1;&sub2;C, M&sub6;C usw., was zu einer ernsthaften Verringerung der Zähigkeit führt. Wenn der Kohlenstoffanteil vermindert wird, dnan werden die Anteile an W, Mo usw. in der Form einer festen Lösung in der Verbindungsphase erhöht, mit dem Ergebnis, daß die Koerzitivkraft der Cermet-Legierung der Erfindung gemindert wird. Das Niveau der Koerzitivkraft der Legierung der vorliegenden Erfindung variiert in Abhängigkeit vom Anteilsverhältnis zwischen Co und Ni, wobei die Koerzitivkraft im allgemeinen nicht größer als 50 Oe im Fall eines C-Anteils ist, der im Schallphasenbereich vorliegt.
In der Cermet-Legierung der vorliegenden Erfindung ist das Verhältnis Ni/(Co + Ni) vorzugsweise nicht kleiner als 3:10.
Die Cermet-Legierung nach Anspruch 11 hat bevorzugt eine Zusammensetzung, die aus 10 bis 70 Gew.-% TiCN, 5 bis 30 Gew.-% WC, 5 bis 30 Gew.-% NbC, 1 bis 10 Gew.-% Mo&sub2;C, 0,5 bis 5 Gew.-% VC, 0,05 bis 3 Gew.-% ZrC, 5 bis 25 Gew.-% (Ni, Co) und nicht weniger als 2,5 Gew.-% an Gesamt-Stickstoff und gelegentlichen Verunreinigungen besteht.
TiCN wird zum Zweck der Bildung feiner Körner zugesetzt, die in der harten Phase mit Doppelkernstruktur zu dispergieren sind, zusätzlich zur harten Phase mit der Einzellagenstruktur und in der Verbindungsphase. Der Anteil an TiCN unter 10 Gew.-% macht es unmöglich, die gewünschte Verschleißbeständigkeit bei hoher Temperatur und Festigkeit bei hoher Temperatur zu erreichen, während ein TiCN-Anteil, der 70 Gew.-% überschreitet, die Zähigkeit der Legierung in unerwünschter Weise mindert. Aus diesen Gründen beträgt der Anteil an TiCN bestimmungsgemäß 10 bis 70 Gew.-%.
WC ist eine Komponente, die die Festigkeit bei hoher Temperatur verbessert. Um die erstrebenswerte Verbesserung in der Festigkeit bei hoher Temperatur zu erhalten, sollte der Anteil an WC nicht kleiner sein als 5 Gew.-%. Andererseits mindert ein Anteil an WC, wenn dieser 30 Gew.-% überschreitet, die Verschleißbeständigkeit und erhöht zusätzlich das Ausmaß der Umgebungsstruktur der harten Phase, um hierdurch die Zähigkeit zu mindern. Aus diesen Gründen beträgt der Anteil an WC bestimmungsgemäß 5 und 30 Gew.-%.
NbC, das eine Komponente ist, die die Verbesserung der Festigkeit bei hoher Temperatur bewirkt, kann keine wünschenswerte Auswirkung erzeugen, wenn sein Anteil unter 5 Gew.-% liegt, während dann, wenn der Anteil an NbC 30 Gew.-% überschreitet, das Ausmaß der umgebenden Struktur der harten Phase erhöht wird, um die Zähigkeit zu mindern, wie es der Fall ist beim WC.
TaC liefert eine größere Auswirkung als NbC beim Verbessern der Festigkeit und ist deshalb vorteilhafter als NbC, wenn es unter einer Schnittbedingung mit großem mechanischen Stoß benutzt wird. Deshalb kann NbC teilweise oder gänzlich durch TaC ersetzt werden.
Mo&sub2;C ist eine Komponente, die die Benetzbarkeit zwischen der harten Phase der Doppelkernstruktur und der Verbindungsphase verbessert, während sie zu einer Verbesserung in der Zähigkeit und einer Verringerung in der Korngröße beiträgt. Diese Komponente kann jedoch keine erstrebenswerte Wirkung erzeugen, wenn ihr Anteil unter 1 Gew.-% liegt. Umgekehrt verschlechtert ein Mo&sub2;C-Anteil über 10 Gew.-% ernsthaft die Verschleißbeständigkeit bei hoher Temperatur, weil diese Komponente an sich ein niedriges Niveau der Härte aufweist. Deshalb beträgt der Anteil an Mo&sub2;C bestimmungsgemäß 1 bis 10 Gew.-%.
VC, das eine Komponente zum Verbessern der Verschleißbeständigkeit ist, kann keine erstrebenswerte Wirkung erzeugen, wenn sein Anteil unter 0,5 Gew.-% liegt. Andererseits verringert der Anteil an VC über 5 Gew.-% die Zähigkeit. Deshalb ist der Anteil an VC so gewählt, daß er 0,5 bis 5 Gew.-% beträgt.
ZrC bewirkt die Verbesserung sowohl der Festigkeit als auch der Zähigkeit bei hoher Temperatur, wie es auch der Fall bei NbC und TaC ist. Diese Wirkungen sind jedoch nicht merklich, wenn der Anteil an ZrC unter 0,05 Gew.-% liegt. Wenn andererseits der Anteil an ZrC 3 Gew.-% überschreitet, ist die Verschleißbeständigkeit beträchtlich verringert. Der Anteil an ZrC beträgt deshalb bestimmungsgemäß 0,05 bis 3 Gew.-%.
Ni und Co sind Komponenten, die die Verbindungsphase bilden, um die Segmente der harten Phase zu verbinden, und bewirken deshalb die Verbesserung der Zähigkeit der Cermet-Legierung. Wenn die Anteile an diesen Elementen insgesamt unter 5 Gew.-% liegen, ist es unmöglich, ein gewünschtes Niveau der Zähigkeit der Cermet-Legierung zu erhalten, während dann, wenn die Anteile dieser Elemente insgesamt 25 Gew.-% überschreiten, die Menge der harten Phase verhältnismäßig verringert ist, so daß die Verschleißbeständigkeit der Cermet-Legierung verschlechtert ist. Die Anteile an Ni und Co beträgt deshalb bestimmungsgemäß insgesamt 5 bis 25 Gew.-%.
Stickstoff (ausgedrückt durch "N") bewirkt die Unterdrückung jeglicher übermäßiger Erzeugung der umgebenden Struktur der harten Phase und vergrößert die Gitterkonstante der Verbindungsphase. Solche Auswirkungen können jedoch nicht erreicht werden, wenn der N-Gehalt gering ist. Der gesamte N-Gehalt ist deshalb bestimmungsgemäß nicht kleiner als 2,5 Gew.-%.
Die oben im einzelnen bezeichnete Legierungszusammensetzung bietet eine merkliche Verbesserung in der Eigenschaft der Wärmebeständigkeit und der Eigenschaft der Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung der Verbindungsphase. Die feinen Körner mit einer mittleren Korngröße von nicht größer als 200 nm, die selbst bei hoher Temperatur stabil sind und die in der Verbindungsphase dispergiert sind, festigen nämlich die Verbindungsphase durch Dispersion und verbessern merklich deren Hochtemperatur-Kriechfestigkeit. W und andere Elemente mit einer hohen Härte bilden in natürlicher Weise eine feste Lösung in der Verbindungsphase, so daß die Verbindungsphase durch die durch die feste Lösung festigende Funktion verstärkt ist, wie es der Fall ist bei herkömmlichen Legierungen. Somit kommt bei der Cermet-Legierung der vorliegenden Erfindung die durch Dispersion festigende Wirkung, die erzeugt wird durch die dispergierten feinen Körner, hinzu zu der oben erwähnten, durch eine feste Lösung festigenden Funktion, so daß die Verbindungsphase eine merkliche Verbesserung in der Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung aufweist. Während des Sintern werden Ecken der feinen harten Körner teilweise in der Verbindungsphase so aufgelöst, daß die Körner eine im wesentlichen kugelartige oder ellipsoidartige Form aufweisen, um die innere Kerbwirkung in der Verbindungsphase zu unterdrücken. Dies trägt auch zur Verbesserung in der Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung bei.
Die oben erwähnten feinen Körner werden teilweise in die umgebende Struktur der harten Phase aufgenommen, haben aber nicht inhärenterweise eine Affinität zur umgebenden Struktur. Deshalb bewirken die feinen Körner, die in der Verbindungsphase dispergiert sind, die Verhinderung der unerwünschten gegenseitigen Berührung und gegenseitigen Verbindung von Segmenten der harten Phase. Dies wiederum verhindert das Auftreten von Wärmerissen und verbessert merklich die Wärmebeständigkeit.
Die harte Phase in der Cermet-Legierung der vorliegenden Erfindung hatte eine Doppelkernstruktur, die zusammengesetzt ist aus einer Kernstruktur, die verhältnismäßig arm ist an Ti und reich an W, und einer umgebenden Struktur, die verhältnismäßig reich ist an Ti und arm an W. Diese harte Phase kann beispielsweise dadurch erzeugt werden, daß man pulverisiertes TiCN zu dem in fester Lösung befindlichen Material des Verbund-Carbonitrids zusetzt. TiCN ist thermodynamisch unstabil bei hoher Temperatur und ist besonders dann äußerst unstabil, wenn eine C-Quelle rund um das TiCN herum vorliegt. Der externe Zusatz von TiCN verursacht deshalb eine thermale Zersetzung des TiCN und einen bevorzugten Übergang in feste Lösung in der Verbindungsphase. Demzufolge ist das feste Lösen der Bildner für die umgebende Struktur, die in den Verbund-Carbonitriden enthalten sind, beispielsweise Mo, Ta, Nb usw., unterdrückt. Dies wiederum unterdrückt das Ausmaß der Bildung der umgebenden Struktur der harten Phase, wodurch merklich die gegenseitige Berührung der Segmente der harten Phase verringert wird, wodurch die Wärmebeständigkeit oder die Abplatzbeständigkeit verbessert wird.
Ein Teil des W und andere harte Komponenten aus dem Verbund- Carbonitrid gehen auch während des Sintervorganges eine feste Lösung in der Verbindungsphase ein. Da jedoch die Zusammensetzung des Verbund-Carbonitrids verhältnismäßig gleichartig zu der der umgebenden Struktur ist, werden die oben erwähnten harten Komponenten nicht in TiCN ausgefällt, sondern werden nur an der Oberfläche der Verbund-Carbonitride ausgefällt. Deshalb veranlaßt eine Zunahme in der Menge des von außen her zugesetzten TiCN, daß unabhängige TiCN-Körner in der Legierungsstruktur oder in der Verbindungsphase vorliegen. Es wird erwartet, daß die Anwesenheit solcher harter TiCN-Körner nicht nur die Verschleißbeständigkeit erhöht, sondern auch die fortschreitende Abnutzung der Verbindungsphase unterdrückt.
Zusätzlich werden Ti und N im Materialpulver so durch Wärme zersetzt, daß sie diffundieren und in feste Lösung in der harten Phase übergehen, welche aus dem Verbund-Carbonitrid zusammengesetzt ist, so daß die harte Phase die oben erwähnte Doppelkernstruktur aufweisen kann, mit einer umgebenden Struktur, die reich ist an Ti, d.h. mit einer harten Oberfläche mit hoher Antioxidationseigenschaft.
Die Abnutzung des Werkzeugmaterials schreitet so voran, daß zuerst die Verbindungsphase abgenutzt wird und es der harten Phase gestattet, an der Werkzeugoberfläche aufzutreten. Die Oberfläche der harten Phase, die reich ist an Ti, liefert einen der Gründe der merklichen Verbesserung in der Verschleißbeständigkeit, die die Antioxidationseigenschaft umfaßt. Dieser Effekt wird multipliziert mit dem Effekt, der durch die TiCN-Körner in der Verbindungsphase erzeugt wird, um eine weitere Verbesserung in der Verschleißbeständigkeit zu erreichen.
Wenn Ti und N, die in der Verbindungsphase in fester Lösung vorliegen, wie dies beschrieben ist, diffundiert werden und in feste Lösung in der harten Phase übergehen, die zusammengesetzt ist aus dem Verbund-Carbonitrid, dann wird das W, das in dem Verbund-Carbonitrid enthalten ist und eine nur geringe Affinität zu N aufweist, aus der harten Phase ausgeschlossen, so daß es in die Verbindungsphase diffundiert. Demzufolge ist die Verbindungsphase in hohem Maße verstärkt, so daß sie eine merkliche Verbesserung in der Hochtemperaturfestigkeit erreicht.
Die Cermet-Legierung der vorliegenden Erfindung kann neben der oben erwähnten harten Phase auch 0,5 bis 40 Vol.-% einer zusätzlichen harten Phase mit Einzellagenstruktur aufweisen, die zusammengesetzt ist aus einem Ti-haltigen Carbid, Nitrid, Carbonitrid oder ihrem Gemisch und die eine mittlere Korngröße aufweist, die nicht kleiner ist als 1 um. Eine solche zusätzliche harte Phase verbessert noch weiter die Verschleißbeständigkeit der Cermet-Legierung.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist eine Photographie, die eine repräsentative Mikrostruktur des Beispiels 1 der Cermet-Legierung der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 2 ist eine Photographie, die die Mikrostruktur rund um die feinen harten Körpern in Beispiel 1 zeigt;
Fig. 3 und 4 sind Perspektivansichten, die schematisch die Zustände der plastischen Verformung und der Wärme-Rissebildung zeigen, die im Kantenabschnitt eines Werkzeugs auftreten;
Fig. 5 ist eine Darstellung, die die Zuordnung zwischen der Schnittlänge und der mittleren Abnutzung der Freiwinkelfläche zeigt;
Fig. 6 ist eine Photographie, die eine repräsentative Metallstruktur des Beispiels 3 einer Cermet-Legierung in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 7 ist eine Photographie, die die Metallstruktur einer herkömmlichen Cermet-Legierung zeigt; und
Fig. 8 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen dem C-Gehalt einer Cermet-Legierung und der Koerzitivkraft zeigt.

Beispiel 1

Handelsüblich erhältliche Pulver wurden als Material der Komponenten der harten Phase benutzt. Diese Pulver waren ein TiCN-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,4 um, NbC- Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,5 um und Mo&sub2;C- Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,2 um. Andererseits wurden ein Co-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,0 um und ein Ni-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,1 um, die beide handelsüblich erhältlich sind, als Material für die Verbindungsphase benutzt. Im Handel erhältliche Materialien, die in Tabelle 1 gezeigt sind, wurden als Material für die feinen harten Körner zum Dispersionsverfestigen der Verbindungsphase benutzt. Diese Materialien sind TiCN, Zirkoniumnitrid (ausgedrückt durch "ZrN"), HfC, Al&sub2;O&sub3;, Y&sub2;O&sub3;, Dy&sub3;O&sub2;, ZrO&sub2; und Nd&sub3;O&sub2;. Diese Materialien wurden gebrochen und zu Körnern mit einer mittleren Korngröße von nicht mehr als 0,3 um gesiebt. Zum Zweck des Vergleiches wurden auch Legierungen hergestellt, die die oben erwähnten feinen Körner nicht aufweisen; bei diesen Legierungen wird Ni&sub3;TiAl in der Verbindungsphase ausgefällt. Al wurde den Vergleichs- Legierungen in einer Menge von 0,5 Gew.-% zugesetzt, um die Erzeugung der ausgefällten feinen Körner zu ermöglichen.
Die Materialien wurden vermischt, um eine Zusammensetzung zu liefern, die ausgedrückt wird durch 45TiC-20WC-10NbC-5Mo&sub2;C- 8,5Co-8,5Ni-3 (feine harte Körner), und das Gemisch wurde in einer Kugelmühle 96 Stunden lang bei nasser Vermischung gebrochen. Nach dem Trocknen wurde das Pulvergemisch preßgeformt und im Vakuum 1 Stunde lang bei 1400 bis 155ºC gesintert.
Fig. 1 ist eine Photographie, die eine repräsentative Metallstruktur des Beispiels 1 zeigt, wie sie durch ein Raster-Elektronenmikroskop erhalten wurde, wie es auch der Fall der Photographie der Fig. 7 ist. Es wird auf Fig. 1 Bezug genommen; die Kernstruktur des Verbund-Carbonitrids, das die harte Phase bildet, ist weiß, während die umgebende Struktur dunkel ist. Eine Analyse der harten Phase durch ein Durchstrahlungs-Analysemikroskop zeigte, daß die Kernstruktur 38,6 Gew.-% Ti und 32,5 Gew.-% W enthielt, während die umgebende Struktur 60,3 Gew.-% Ti und 14,2 Gew.-% W enthielt.
Fig. 2 ist eine Photographie, die die Mikrostruktur rund um die feinen harten Körner zeigt, erhalten durch ein Durchstrahlungs-Elektronenmikroskop. Körner mit einer kugeligen oder kokonförmigen Gestalt sind feine harte Körner, wie TiCN. Diese feinen harten Körner sind in der Verbindungsphase dispergiert. Anders als die Kernstruktur oder Doppelkernstruktur der harten Phase, die in Fig. 1 gezeigt ist, gestattet das feine harte Korn das Vorliegen geringer Mengen von Verunreinigungen. Das feine harte Korn hat jedoch eine Einzellagenstruktur ohne jeden Kern. Ecken der feinen harten Körner sind teilweise in der Verbindungsphase während des Sintervorganges so aufgelöst, daß die Körner eine kugelige oder kokonförmige Gestalt nach dem Sintern aufweisen, wie in Fig. 2 gezeigt.
Die gesinterten Materialien, die so erhalten wurden, wurden zu einer Spitze des SNGN-432-Typs geformt (12,7 mm lang, 12,7 mm breit und 4,76 mm dick). Diese Spitzen wurden an einem Halter angebracht und einem Versuchs-Zerspanungsvorgang zu dem Zweck unterzogen, die Schneideleistung zu bewerten. Die Bewertung wurde dadurch ausgeführt, daß man das Ausmaß der plastischen Verformung der Spitzenkante, die Anzahl der Wärmerisse und das Ausmaß des Vorschubs mißt, der vor dem Bruch ausgeführt wird.
Die Fig. 3 und 4 sind Perspektivansichten, die schematisch die Zustände der plastischen Verformung und des Wärmerisses zeigen, die an der Spitzenkante auftreten. Es wird zunächst auf Fig. 3 Bezug genommen; eine Spitze 1 wurde in einer im wesentlichen rechteckigen, stegartigen Form ausgebildet und an einem Halter (nicht gezeigt) angebracht, um bei einem Versuchs-Schnittvorgang benutzt zu werden. Bei fortschreitendem Schnittvorgang wird die Kante 1a der Spitze durch eine plastische Verformung abgenutzt, wie sie durch eine Schraffur dargestellt ist. Das Ausmaß der plastischen Verformung wurde anhand der maximalen Tiefe δ des plastisch verformten Abschnitts bewertet. Der Test-Schnittvorgang wurde unter Verwendung eines Materials SKD 61 (Hs 45) als Arbeitsmaterial bei einer Schnittgeschwindigkeit von 200 m/min, einer Schnittiefe von 2 mm und einem Vorschub von 0,2 mm/Spitze durchgeführt. Es wird nun auf Fig. 4 Bezug genommen; ein Wärmeriß 1b im wesentlichen senkrecht zur Scheitellinie der Spitze 1 wird an der Spitzenkante 1a gleichzeitig mit oder unabhängig von der oben erwähnten plastischen Verformung im Verlauf des Schnittvorganges erzeugt. In der Zerspanungsmaschine wird das Werkstück intermittierend so geschnitten, daß Erwärmen und Abkühlen alternierend und ständig so bewirkt werden, daß das Schneidwerkzeug einem sogenannten Wärmezyklus ausgesetzt ist, der zum Auftreten des Wärmerisses 1b führt, wie er in Fig. 4 gezeigt ist. Wenn ein solcher Wärmeriß mehrfach auftritt und wenn solche Risse verbunden werden, dann wird die Spitze 1 zu Bruch gehen. Es ist somit für das Schneidwerkzeug von Vorzug, eine nur geringe Neigung zum Auftreten von Wärmerissen zu haben. Der Versuchs-Schnittvorgang wurde unter Verwendung eines Materials SCM 440 (Hs 32) als Werkstück bei einer Schnittgeschwindigkeit von 150 m/min, einer Schnittiefe von 3 mm und einem Vorschub von 0,15 mm/Zahn durchgeführt. Das Ausmaß des Vorschubs bis zum Bruch wurde durch Verwendung einer starren Spitze mit einem Freiwinkel von 11º gemessen, unter Verwendung eines Materials SKD 61 (Hs 30) als Werkstück. Die Messung wurde zehnmal für jede zweier Betriebsarten durchgeführt, nämlich eine Schnittgeschwindigkeit von 50 m/min und 200 m/min bei einer Schnitttiefe von 2 mm, während man den Vorschub mit einer Geschwindigkeit von 0,05 mm/Zahn erhöht hat, und der Mittelwert der Werte, die durch zehn Meßzyklen erreicht wurden, wurde berechnet und als Kriterium für die Bewertung der Anzahl von Spitzen bis zum Bruch benutzt. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. Tabelle 1 Ausmaß der plastischen Verformung (mm) Anzahl von Wärmerissen Vorschub bis zum (Bruch (mm/Spitze) Nr. Feines hartes Korn erfindungsgemässe Legierungen Vergleichslegierungen keines Bruch
Wie deutlich aus Tabelle 1 verständlich wird, weist die Vergleichs-Legierung Nr. 10 eine große plastische Verformung an der Spitzenkante auf und geht nach 30 Sekunden Benutzung zu Bruch. Dies ist der Tatsache zuzurechnen, daß die Verbindungsphase eine nur geringe Festigkeit infolge der Tatsache hat, daß überhaupt keine feinen harten Körner in der Verbindungsphase vorliegen. Zusätzlich wies die Vergleichs-Legierung Nr. 10 eine sehr große Anzahl von Wärmerissen auf und ging nach 40 Sekunden Gebrauch zu Bruch. Die Vergleichs-Legierung Nr. 11, in welcher die Verbindungsphase mit der Ausfällung von Ni&sub3;TiAl-artigen Körnern verfestigt ist, wies ein vergleichsweise geringes Ausmaß an plastischer Verformung an der Spitzenkante auf, aber die Anzahl der Wärmerisse war groß. Das Ausmaß des Vorschubs bis zum Bruch war vergleichsweise gering, insbesondere beim Schnittvorgang mit niedriger Geschwindigkeit (50 m/min), der eine besonders hohe mechanische Festigkeit erfordert. Dies scheint der Tatsache zuzurechnen zu sein, daß die Verbindungsphase als Ergebnis der Ausfällung von Ni&sub3;TiAl-Körnern in der Verbindungsphase zu brüchig wurde.
Im Gegensatz hierzu zeigten die Legierungen Nr. 1 bis 9, die in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung hergestellt waren, bemerkenswert verringerte Wärmeverformung und Wärmerisse, sowie größere Werte des Ausmaßes des Vorschubs bis zum Bruch. Dies ist der Tatsache zuzuschreiben, daß die Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung merklich verbessert ist, weil die Wärmebeständigkeit der Verbindungsphase infolge der Anwesenheit feiner harter Körner in der Verbindungsphase verbessert ist, sowie infolge der Tatsache, daß die Hochtemperaturfestigkeit als Ergebnis der Unterdrückung oder Verhinderung gegenseitiger Berührung der Segmente der harten Phase der Verbund-Carbonitride verbessert ist.

Beispiel 2

Legierungen mit unterschiedlichen, umgebenden Strukturen der harten Phase wurden unter Benutzung handelsüblich erhältlichen TiCN-Pulvers mit einer mittleren Korngröße von 1,4 um, WC-Pulvers mit einer mittleren Korngröße von 1,2 um, NbC- Pulvers mit einer mittleren Korngröße von 1,5 um, Mo&sub2;C-Pulvers mit einer mittleren Korngröße von 1,2 um, Co-Pulvers mit einer mittleren Korngröße von 1,0 um und Ni-Pulvers mit einer mittleren Korngröße von 1,1 um hergestellt. Die Legierungszusammensetzungen wurden so vorgenommen, daß sich 35TiC-20WC-20NbC-15Mo&sub2;C-5Ni-5Co ergab. Wenn es erwünscht war, die umgebende Struktur mit WC anzureichern, dann wurden Co und Ni nach der Zubereitung von (Ti, Nb, Mo)CN zugesetzt. Ein festes Lösungsmaterial aus (Ti, Nb, Mo)CN nämlich, dem die Komponente fehlt, mit welcher die umgebende Struktur anzureichern ist, wird durch die Benutzung von TiCN, NbC und Mo&sub2;C durch dieselbe Methode wie in Beispiel 1 hergestellt, und dann wird das Pulver der anreichernden Komponente allein dem festen Lösungs-Pulvermaterial aus (Ti, Nb, Mo)CN zugesetzt. Im Fall des Ti jedoch wurden, da die Gesamtmenge von Ti groß ist, 15 Gew.-% aus 35 Gew.-% des Ti-Anteils verwendet, um das feste Lösungsmaterial herzustellen, und der Rest von 20 Gew.-% wurde unabhängig extern zugesetzt. Dann wurde eine gesinterte Legierung in derselben Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Es wurde bestätigt, daß diese gesinterten Teile eine Doppelkern-Metallstruktur derselben Art wie diese hatten, die in Fig. 1 gezeigt ist. Legierungszusammensetzungen, die Anteile der jeweiligen Komponenten in der Kernstruktur und der umgebenden Struktur und die physikalischen Werte der Legierungen sind in Tabelle 2 gezeigt. Tabelle 2 Anteile (Gew.-%) Physikalischer Wert Nr. Legierungszusammensetzung Kernstruktur umgebende Struktur Härte (Hv) Querbruchfestigkeit (kbar) Legierungen der Erfindung Vergleichslegierungen
Es wird aus Tabelle 2 ersichtlich, daß in den Vergleichs-Legierungen Nrn. 13 bis 15 die Kernstukturen reich an Ti und arm an W sind, während die umgebenden Strukturen arm sind an Ti und reich an W. Im Gegensatz hierzu ist bei der Legierung Nr. 12, die in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, die Kernstruktur arm an Ti und reich an W, während die umgebende Struktur reich war an Ti und arm an W. Somit wurde der Ti-Anteil in der umgebenden Struktur in der Cermet-Legierung der Erfindung erhöht, verglichen mit den Proben-Legierungen.
Die gesinterten Legierungen wurden zu Spitzen ähnlich denen des Beispiels 1 geformt, und diese Spitzen wurden an Haltern angebracht und einem Testversuch-Schnittvorgang zum Zweck der Bewertung der Verschleißbeständigkeit unterzogen. Der Schnittvorgang wurde unter Verwendung eines Materials SKD 61 (Hs 28) als Werkstück mit einer Schnittgeschwindigkeit von 250 m/min, einer Schnittiefe von 2 mm und einem Vorschub von 0,15 mm/Umdrehung durchgeführt.
Fig. 5 stellt die Zuordnung zwischen der Schnittlänge und der mittleren Abnutzung der Freifläche dar. Bezugszeichen, die an den jeweiligen Kurven in Fig. 5 angefügt wurden, entsprechen denselben Bezugszeichen, die in der Tabelle 2 auftreten. Somit zeigt die Kurve Nr. 12 die Charakteristik der Legierung der vorliegenden Erfindung, während die Kurven Nrn. 13 bis 15 Charakteristiken der Vergleichs-Legierungen zeigen. Wie aus Fig. 5 ersichtlich wird, schreitet in den Vergleichs-Legierungen Nrn. 13 bis 15 die Abnutzung unmittelbar nach dem Beginn des Schnittvorganges rasch voran. Die schrittweise Zunahme der Abnutzung wird zeitweise gering, wenn die Schnittlänge etwa 100 mm beträgt, wird aber wieder groß, wenn der Schnittvorgang weiter fortschreitet. Insbesondere nimmt der Verschleiß ganz rasch zu, wenn die Schnittlänge etwa 300 mm beträgt. Im Gegensatz dazu weist die Legierung Nr. 12 in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung eine im wesentlichen konstante schrittweise Zunahme in Übereinstimmung mit der Zunahme der Schnittlänge auf. Der Wert der mittleren Abnutzung der Freifläche in der Spitze der Legierung Nr. 12 der Erfindung ist bemerkenswert gering, verglichen mit jenen der Vergleichs-Legierungen Nrn. 13 bis 15. Insbesondere beträgt der Verschleiß bei einer Schnittlänge von 300 mm etwa 1/4 dessen, der von der Probe Nr. 14 aufgewiesen wurde. Somit bietet die Legierung Nr. 12, die in Übereinstimmung mit der Erfindung hergestellt wurde, eine viel höhere Verschleißbeständigkeit als die Vergleichs- Legierungen Nrn. 13 bis 15, obwohl die Härteniveaus im wesentlichen gleich sind. Eine so große Verschiedenheit in der Verschleißbeständigkeit ist der Verschiedenheit in den Zusammensetzungen der Kernstruktur und der umgebenden Strukturen der harten Phasen zwischen der erfindungsgemäßen Legierung und den Vergleichs-Legierungen zuzuschreiben. In den Vergleichs-Legierungen Nrn. 13 bis 15 nämlich sind die Ti- Anteile in den umgebenden Strukturen kleiner als jene in den Kernstrukturen, während in der Legierung Nr. 12 der Erfindung der Ti-Anteil in der umgebenden Struktur größer ist als in der Kernstruktur, wie aus Tabelle 2 ersichtlich wird, und dies ist der Grund, warum die Legierung Nr. 12, die in Übereinstimmung mit der Erfindung hergestellt wurde, eine sehr überlegene Verschleißbeständigkeit bietet.

Beispiel 3

Die Ausgangsmaterialien zur Bildung der harten Phase der Einzellagenstruktur wurden durch Benutzung mindestens eines handelsüblich verwendbaren Pulvers hergestellt, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus TiC-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,4 um, TiC-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,0 um, TiN-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,3 um, Aluminiumnitrid- (ausgedrückt durch "AlN")-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,5 um, Vanadiumcarbid- (ausgedrückt durch "VC")-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1,6 um, Vanadiumnitrid- (ausgedrückt durch "VN")-Pulver von 1,3 um, Zirkoniumcarbid- (ausgedrückt durch "ZrC")-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 2,0 um und ZrN-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 2,0 um. Diese Komponenten wurden abgewogen, um die Zusammensetzungen zu liefern, wie sie in Tabelle 4 gezeigt sind, und jede dieser Zusammensetzungen wurde in einer Naß-Kugelmühle 48 Stunden lang gemischt, gefolgt von einer 1stündigen Fest-Lösungs-Behandlung bei 2000ºC nach der Trocknung. Diese Fest- Lösungs-Behandlung wurde in einer Atmosphäre mit einem Stickstoff-Partialdruck von 200 Torr durchgeführt, wenn die Zusammensetzung N enthielt, während dann, wenn kein N enthalten war, die Fest-Lösungs-Behandlung im Vakuum durchgeführt wurde. Das somit erhaltene Pulver wurde durch eine Kugelmühle zu Körnern mit einer mittleren Korngröße von 1,5 bis 2,0 um pulverisiert, und die Körner wurden getrocknet, um als Ausgangsmaterial benutzt zu werden.
Legierungen der Zusammensetzungen, die in Tabelle 4 gezeigt sind, wurden unter Benutzung der somit hergestellten Ausgangsmaterialien zusammen mit den Bildnern für die harte Phase, Bildnern für die Verbindungsphase und Bildnern für die feinen harten Körner hergestellt, und zwar gleichartig zu denen des Beispiels 1 und durch dieselbe legierungsbildende Vorgehensweise wie in Beispiel 1.
Fig. 6 ist eine Photographie, die die repräsentativen Mikrostrukturen des Beispiels 3 zeigt, erhalten durch ein Raster-Elektronenmikroskop wie im Fall des Beispiels 1. Wie aus dieser Figur ersichtlich ist, kann man eine zusätzliche harte Phase in schwarzer Farbe neben der harten Phase der Doppelkernstruktur, die in Fig. 1 gezeigt ist, erkennen. Die harte Phase mit dieser schwarzen Farbe ist ein Carbid, Nitrid, Carbonitrid oder deren Gemisch, mit einem Anteil an TiCN oder Ti. Anders als die harte Phase mit der oben erwähnten Doppelkernstruktur hat diese zusätzliche harte Phase eine Einzellagenstruktur, obwohl sie die Anwesenheit geringer Mengen von Verunreinigungen gestattet.
Spitzen wurden aus den somit hergestellten Legierungen auf dieselbe Weise wie in den vorangehenden Beispielen gebildet und wurden unter den Prüfbedingungen geprüft, wie sie in Tabelle 3 gezeigt sind, zum Zweck der Bewertung der Schneidleistung, wobei die Ergebnisse in Tabelle 4 gezeigt sind. Tabelle 3 Gegenstand der Beurteilung Schnittgeschwindigkeit (m/min) Schnitttiefe (mm) Vorschub (mm/Zahn) Werkstück (Härte Hs) Verschleißbeständigkeit Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung wärmebedingte Rißbeständigkeit Bruchbeständigkeit Die wärmebedingte Rißbeständigkeit wurde jedoch durch einen Dreh-Schnittvorgang bewertet, so daß das Ausmaß des Vorschubs ausgedrückt ist durch mm/Umdrehung. Tabelle 4 Zusammensetzungen (Gew.-%) harte Phase der Einzellagenstruktur Nr. Bestandteile Vol (%) Anteil an feinen, harten Körnern Legierungen der Erfindung Vergleichslegierungen Tabelle 4 (fortgesetzt) Verschleißbeständigkeit Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung wärmebedingte Rißbeständigkeit Bruchbeständigkeit 50 m/min (mm/Spitze) 200 m/min (mm/Spitze)
In Tabelle 4 stellt der "Verschleiß" bei dem Merkmal der Schnittleistung den mittleren Verschleiß der Freifläche dar, gemessen nach einem 30minütigen Schnittvorgang, während die "plastische Verformungsbeständigkeit" das Ausmaß der plastischen Verformung (siehe Fig. 3) zeigt, wie es nach einem 30sekündigen Schnittvorgang gemessen wurde. Die "wärmebedingte Rißbeständigkeit" zeigt die Anzahl von Wärmerissen (siehe Fig. 4), wie sie an der Spitzenkante nach einem 60minütigen Schnittvorgang beobachtet wurde. Die "Bruchbeständigkeit" zeigt das Ausmaß des Vorschubs (Mittelwert von 10 Fällen), der vorgenommen wurde, bevor die Spitze zu Bruch ging, wenn der Vorschub mit einer Geschwindigkeit von 0,05 mm/Zahn pro 10 Sekunden schrittweise gesteigert wurde.
Wie aus Tabelle 4 verständlich wird, haben die Vergleichs- Legierungen Nrn. 25 bis 28 weder feine harte Körner, die in ihren Verbindungsphasen dispergiert sind, noch irgendeine harte Phase mit Einzellagenstruktur. Diese Vergleichs-Legierungen sind deshalb bezüglich der Verschleißbeständigkeit und der anderen Merkmale der Schnittleistung unterlegen. Insbesondere gingen die Spitzen der Nrn. 26 und 28 während des Versuchs zu Bruch. Die Vergleichs-Legierungen Nrn. 29 und 30, die feine harte Körner an Ni&sub3;Al(Ti) enthielten, die in ihren Verbindungsphasen dispergiert waren, sind hinsichtlich der Wärme-Rißbeständigkeit und der Bruchbeständigkeit noch immer unterlegen, obwohl die Verschleißbeständigkeit ein wenig verbessert ist. Die Vergleichs-Legierung Nr. 31, die eine harte Phase mit Einzellagenstruktur aus (Ti&sub0;,&sub5;Al0,5)N mit mehr als 40 Vol.-% enthielt, ist hinsichtlich der Wärme-Rißbeständigkeit und der Bruchbeständigkeit noch immer unterlegen, obwohl sie eine überlegene Verschleißbeständigkeit und plastische Verformungsbeständigkeit aufweist. Im Gegensatz dazu zeigen die Legierungen Nrn. 16 bis 24 der Erfindung eine hervorragende Schnittleistung. Dies ist der Tatsache zuzurechnen, daß die Verbindungsphase durch Dispersion mittels feiner harter Körner gefestigt ist, die hierin dispergiert sind, und daß die zusätzliche harte Phase mit Einzellagenstruktur zusätzlich zur harten Phase mit Doppelkernstruktur vorliegt.

Beispiel 4

Legierungen mit unterschiedlichen C-Anteilen wurden durch dasselbe Verfahren wie in Beispiel 3 vorbereitet, so daß sie Zusammensetzungen hatten, wie sie in Tabelle 5 gezeigt sind.
Die Legierungen mit höheren C-Anteilen wurden durch den Zusatz von C-Pulver hergestellt, während die Legierungen mit niedrigeren C-Anteilen durch Ersetzen eines Teils des TiCN durch TiN erzeugt wurden. Die Anzeige des C-Anteils in Tabelle 5 ist dadurch gezeigt, daß man den C-Anteilsbereich des Schallphasenbereichs in zehn gleiche Teile geteilt hat und dann den C-Anteil vom unteren Endteil des C-Anteils aus bis zu dessen oberem Endteil abgezählt hat. Wie bereits vorher erörtert, bedeutet der Begriff "C-Anteilsbereich der Schallphase" den Bereich des C-Anteils zwischen einer oberen Grenze, bei deren Überschreitung das Ausfällen von freiem C beginnt, erkennbar zu werden, und einer unteren Grenze hiervon, bei deren Unterschreiten eine Entkohlungsschicht beginnt, sichtbar zu werden.
Die somit hergestellten gesinterten Legierungen wurden in Spitzen gleichartig zu jenen des Beispiels 1 geformt und wurden Schnittvorgangsprüfungen unterzogen, die unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 zu dem Zweck durchgeführt wurden, die Schnittleistung zu bewerten, wodurch man die Ergebnisse erreicht hat, die in Tabelle 5 gezeigt sind.
Wie aus Tabelle 5 deutlich ersichtlich ist, weisen die Vergleichs-Legierungen Nr. 41 und 42, denen beiden die feinen harten Körner und die zusätzliche harte Einzellagenphase fehlen und in beiden der C-Gehalt an der oberen Grenze des Schallphasenbereichs festgesetzt ist, beträchtlich große Ausmaße an plastischer Verformung auf. Der Grund ist jener, daß die feste Lösung der wärmebeständigen metallischen Elemente, wie etwa W, Mo usw., in der Verbindungsphase infolge der geringen Gitterkonstante der Verbindungsphase gering ist, so daß die Verfestigungsfunktion durch die feste Lösung in der Verbindungsphase unzulänglich ist, wodurch die Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung bei hoher Temperatur klein wird. Spitzen, die aus diesen Vergleichs-Legierungen hergestellt wurden, gingen deshalb während des Schnittvorganges zu Bruch und wiesen eine geringe Wärme-Rißbeständigkeit auf. Die Vergleichs-Legierung Nrn. 43 und 44 wurden durch die Dispersion von Y&sub2;O&sub3; in der Verbindungsphase verfestigt. Obwohl die Verschleißbeständigkeit ein wenig verbessert ist, ist die Wärme-Rißbeständigkeit nicht so hoch, weil der C-Anteil bei einem Niveau nahe der oberen Grenze des Schallphasenbereiches festgesetzt ist. Vergleichs-Legierungen Nrn. 39 und 40 weisen eine geringe Verbesserung in der Schnittleistung auf, verglichen mit den vorangehenden Vergleichs-Legierungen, und zwar dank der Verfestigung der Verbindungsphase durch die Dispersion von TiCN und auch durch die Anwesenheit der zusätzlichen harten Phase mit Einzellagenstruktur. In diesen Legierungen sind jedoch die C-Anteile bei Niveaus nahe der oberen Grenze der Schallphase angesetzt, so daß die Verfestigung der Verbindungsphase durch feste Lösung unzulänglich ist, so daß das Niveau der Wärme-Rißbeständigkeit gering wird. Im Gegensatz dazu zeigen die Legierungen Nrn. 32 bis 38, die in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung hergestellt wurden, äußerst geringe Maße der plastischen Verformung und sehr geringe Anzahlen von Wärmerissen, so daß sie somit eine viel überlegenere Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung und Beständigkeit gegenüber Wärmerissen aufweisen. In diesen Legierungen Nrn. 32 bis 38 beträgt der C-Anteil bestimmungsgemäß die Häfte oder weniger des Schallphasenbereichs von der unteren Grenze des Schallphasenbereichs her, so daß die Verbindungsphasen große Gitterkonstantenwerte aufweisen, mit dem Ergebnis, daß der Übergang wärmebeständiger metallischer Elemente, wie etwa W, Mo usw., in feste Lösung in der Verbindungsphase erhöht wird, so daß die Verfestigungswirkung infolge fester Lösung an der Verbindungsphase erzeugt wird. Die überlegene Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung und Beständigkeit gegenüber Wärmerissen sind dieser Tatsache zuzurechnen. Es ist klar, daß die Verfestigung der Verbindungsphase durch feste Lösung noch weiter gefördert wird, um noch weiter die Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung und die Beständigkeit gegenüber Wärmerissen zu verbessern, wenn der C-Anteil so ausgewählt ist, daß er in 1/4 des Schallphasenbereichs, von dessen unteren Grenze her, fällt. Tabelle 5 Zusammensetzungen Nr. feines, hartes Korn Einzellagenstruktur Bereich des C-Gehaltes Legierungen der Erfindung Vergleichslegierungen - fortgesetzt - Tabelle 5 (fortgesetzt) Schnittleistung Ausmaß der plastischen Verformung Anzahl von Wärmerissen Bruch

Beispiel 5

Legierungen der Zusammensetzungen, die in Tabelle 6 gezeigt sind, wurden dadurch hergestellt, daß man Gebrauch von denselben handelsüblich erhältlichen Pulvern wie jenen gemacht hat, die im Beispiel 1 benutzt sind, und zwar durch denselben Legierungsvorgang wie im Beispiel 1. Spitzen, die aus den somit erhaltenen, gesinterten Legierungen gebildet wurden, wurden derselben Prüfung wie im Beispiel 3 zu dem Zweck der Bewertung der Schnittleistung unterzogen. Die Ergebnisse der Prüfungen sind in Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6 Zusammensetzungen Schnittleistung Nr. feine, harte Körner Verschleißbeständigkeit Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung Wärmerißbeständigkeit Bruchbeständigkeit 50 m/min 200 m/min Legierungen der Erfindung - fortgesetzt - Tabelle 6 (fortgesetzt) Vergleichslegierungen Bruch
Wie aus der Tabelle 6 ersichtlich ist, weist eine Vergleichs-Legierung Nr. 63 eine erheblich unterlegene Zähigkeit und unterlegene Hochtemperaturfestigkeit infolge eines geringen Anteils an WC auf. Die Wärme-Rißbeständigkeit ist auch unterlegen und die Bruchbeständigkeit ist besonders bei einem Schnittvorgang mit niedriger Geschwindigkeit bedenklich gering, der eine hohe mechanische Festigkeit erfordert. Die Vergleichs-Legierungen Nrn. 64 und 65, die übermäßig große Anteile an WC aufweisen, zeigen infolge der Zunahme des Ausmaßes der umgebenden Struktur der harten Phase, die Verbund-Carbonitride aufweist, eine unterlegene Zähigkeit. Insbesondere sind die Verschleißbeständigkeit, die Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung und die Bruchbeständigkeit beim Hochgeschwindigkeits-Schnittvorgang ernsthaft verringert. Eine Vergleichs-Legierung Nr. 66 zeigt ein niedriges Niveau der Hochtemperaturfestigkeit infolge eines geringen Anteils an NbC. Diese Legierung ist deshalb in der Verschleißbeständigkeit, der Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung und der Bruchbeständigkeit beim Hochgeschwindigkeits-Schnittvorgang unterlegen. Andererseits weist eine Vergleichs-Legierung Nr. 67 eine verminderte Zähigkeit und somit eine äußerst unterlegene Schnittleistung infolge der Zunahme in der Menge der Bildung der umgebenden Struktur auf, die durch einen großen Anteil an NbC verursacht ist, wie es dort der Fall ist, wo der WC-Anteil übermäßig groß ist. Eine Vergleichs-Legierung Nr. 68 weist insgesamt eine niedrigere Schnittleistung in jeglicher Hinsicht auf, mit Ausnahme der Bruchbeständigkeit bei niedriger Schnittgeschwindigkeit. Die Härte ist nämlich infolge eines übermäßig großen Anteils an Mo&sub2;C verringert, mit dem Ergebnis, daß die Hochtemperatur-Verschleißbeständigkeit verringert ist. Eine Vergleichs-Legierung Nr. 69 weist eine ernsthafte Verringerung in der Bruchbeständigkeit auf. Dies ist der Tatsache zuzurechnen, daß die Zähigkeit infolge der unzulänglichen Benetzbarkeit zwischen der harten Phase und der Verbindungsphase wegen des Fehlens des Mo&sub2;C in der Zusammensetzung vermindert ist. Die Vergleichs-Legierung Nr. 70 bietet eine außerordentlich unterlegene Verschleißbeständigkeit und unterlegene Bruchbeständigkeit bei hoher Schnittgeschwindigkeit, als Ergebnis des Fehlens von VC, das eine Verbesserung bei der Hochtemperaturfestigkeit erbringen kann. Eine Vergleichs-Legierung Nr. 71 weist eine mindere Bruchbeständigkeit infolge einer Verringerung der mechanischen Festigkeit auf, veranlaßt durch einen übermäßig großen VC-Anteil. Die Vergleichs-Legierung Nr. 72 weist eine ernsthafte Verringerung sowohl in der Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung als auch in der Bruchbeständigkeit bei hoher Geschwindigkeit auf. Dies ist der unzulänglichen Verbesserung in der Hochtemperaturfestigkeit und -zähigkeit infolge des Fehlens von ZrC zuzuschreiben. Eine Vergleichs- Legierung Nr. 73 weist eine mindere Bruchbeständigkeit und Bruch beim Schnitt mit niedriger Geschwindigkeit infolge eines übermäßig großen ZrC-Anteils auf. Eine Vergleichs- Legierung Nr. 74 ist in jeder Hinsicht der Schnittleistung unterlegen. Die Spitze, die aus dieser Legierung hergestellt war, ging während des Schnittvorganges zu Bruch. Diese Legierung kann keine Hochtemperatur-Verschleißbeständigkeit und Hochtemperaturfestigkeit infolge des Mangels an TiCN aufweisen, das ein Bildner für eine harte Phase ist. Zusätzlich veranlaßt ein großer Anteil an NbC eine Zunahme im Ausmaß der Bildung der umgebenden Struktur statt einer Verbesserung in der Hochtemperaturfestigkeit, so daß die Zähigkeit vermindert ist. Die mindere Leistung der Vergleichs-Legierung Nr. 74 ist diesen Tatsachen zugeschrieben. Eine Vergleichs-Legierungsprobe Nr. 75 weist eine mindere Wärme- Rißbeständigkeit und Bruchbeständigkeit beim Schnitt mit langsamer Geschwindigkeit auf, teilweise wegen einer Verringerung in der Zähigkeit infolge übermäßig großen TiCN-Gehalts und teilweise wegen des geringen Gehalts an NbC.
Im Gegensatz zu diesen Vergleichs-Legierungen weisen die Legierungen Nrn. 45 bis 62, die in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung hergestellt wurden, eine sehr überlegene Schnittleistung wegen der Anteile der jeweiligen Komponenten auf, die in die geeigneten Bereiche falen.

Beispiel 6

Legierungen wurden durch dasselbe Verfahren wie in Beispiel 4 hergestellt, während man die N-Anteile geändert hat. Tabelle 7 zeigt den N&sub2;-Gehalt (Gew.-%) und die Ergebnisse der Bewertung der Schnittleistung. Der N&sub2;-Gehalt wurde dadurch eingestellt, daß man TiCN mit C/N-Verhältnissen von 7:3, 5:5 bzw. 3:7 benutzt hat. Die Legierungen wurden so hergestellt, daß sie die folgende Zusammensetzung aufwiesen: 45TiCN-15WC- 15NbC-7Mo&sub2;C-2VC-1Zrc-7,5Co-7,5Ni. Sowohl die harte Phase der Einzellagenstruktur als auch die feinen harten Körner wurden aus TiCN gebildet. Tabelle 7 Nr. Verschleißbeständigkeit Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung Wärmerißbeständigkeit Bruchbeständigkeit 50 m/min 200 m/min Legierungen der Erfindung Vergleichslegierungen
Wie aus Tabelle 7 ersichtlich ist, weisen die Vergleichs-Legierungen Nrn. 82 und 83 eine ernste Verschlechterung in der Verschleißbeständigkeit, Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung und Bruchbeständigkeit beim Schnitt mit hoher Geschwindigkeit auf. Dies ist der unzulänglichen Verfestigung durch feste Lösung der Verbindungsphase infolge geringer fester Lösung wärmebeständiger metallischer Elemente, wie etwa W und Mo, in der Verbindungsphase zuzuschreiben, wobei diese geringe feste Lösung infolge einer geringen Gitterkonstante der Verbindungsphase wegen eines geringen N&sub2;-Gehalts auftrat.
Andererseits weisen die Legierungen Nrn. 76 bis 81 eine merklich verbesserte Schnittleistung auf, weil die Verbindungsphasen in diesen Legierungen ausreichend durch die feste Lösung wärmebeständiger metallischer Elemente in den Verbindungsphasen dank großer N&sub2;-Anteile verfestigt wurden.

Beispiel 7

Legierungen mit unterschiedlichen Niveaus der Koerzitivkraft wurden hergestellt, wie dies in Tabelle 8 gezeigt ist, indem man den C-Anteil geändert hat, wie es der Fall ist im Beispiel 4. Spitzen ähnlich denen des Beispiels 1, die aus diesen Legierungen geformt wurden, wurden einer Schneideprobe unterzogen, die unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 zu dem Zweck durchgeführt wurden, die Schnittleistung zu bewerten. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt. Tabelle 8 Zusammensetzungen Nr. feines, hartes Korn hartes Korn des Einzelschicht Koerzitivkraft Legierungen der Erfindung Vergleichslegierungen - fortgesetzt - Tabelle 8 (fortgesetzt) Schnittleistung Ausmaß der plastischen Verformung Anzahl von Wärmerisse Bruch
Aus Tabelle 8 wird verständlich, daß, während die Vergleichs-Legierungen Nrn. 88 bis 91 ein großes Ausmaß der plastischen Verformung und große Anzahlen von Wärmerissen zeigen, die Legierungen Nrn. 84 bis 87 eine merklich verringerte Neigung der plastischen Verformung und Bildung von Wärmerissen aufweisen und somit eine lange Betriebs -Lebensdauer liefern. Das Niveau der Koerzitivkraft ändert sich in Abhängigkeit vom C-Anteil. In den Legierungen der Erfindung beträgt der C-Anteil bestimmungsgemäß die Häfte oder weniger der Schallphase, von der unteren Grenze der Schallphase aus gerechnet, so daß die Koerzitivkraft insgesamt klein ist. Demzufolge sind die Ergebnisse, die in Tabelle 8 gezeigt sind, gleichartig zu denen, die in Tabelle 5 gezeigt sind.
Fig. 8 ist eine schematische Darstellung, die die Zuordnung zwischen dem C-Anteil der Legierung und der Koerzitivkraft zeigt. Je größer der Co-Anteil, desto größer die Koerzitivkraft, wobei der C-Anteil konstant ist. Wie aus Fig. 8 ersichtlich ist, kann die Koerzitivkraft auf ein Niveau unter 50 Oe verringert werden, indem man das Verhältnis Ni/(Co + Ni) auf 3:10 oder höher festsetzt, wenn der C-Gehalt über der unteren Grenze des Schallphasenbereichs und unter der Hälfte des Schallphasenbereichs liegt, wobei eine überlegene Schnittleistung erzielbar ist.
Die Cermet-Legierung der vorliegenden Erfindung mit den beschriebenen Merkmalen bietet die folgenden Vorzüge:
1) Die Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung ist dank der vervielfachten Wirkung verbessert: nämlich der Verfestigung der Verbindungsphase durch feine harte Körner, die in der Verbindungsphase dispergiert sind, und der Verfestigung der Verbindungsphase durch feste Lösung, indem man wärmebeständige, metallische Elemente in feste Lösung gebracht hat.
(2) Feine harte Körner, die in der Verbindungsphase dispergiert sind, verhindern jegliche Berührung oder Verbindung zwischen Körnern der harten Phase trotz jeglichen Wachstums der Körner der harten Phase infolge der Zunahme der umgebenden Struktur, wodurch die Zähigkeit und die Wärme-Rißbeständigkeit merklich erhöht sind.
(3) Eine bemerkenswerte Verbesserung in der Verschleißbeständigkeit ist erzielbar, wenn die harte Phase eine Doppelkernstruktur aufweist, die zusammengesetzt ist aus einer Kernstruktur, die vergleichsweise arm ist an Ti und reich an W, und einer umgebenden Struktur, die verhältnismäßig reich ist an Ti und ann an W.
(4) Eine weitere Verbesserung in der Verschleißbeständigkeit ist dadurch möglich, daß man eine zusätzliche harte Phase mit Einzellagenstruktur dispergiert.
(5) Die Gitterkonstante der Verbindungsphase kann da durch erhöht werden, daß man in geeigneter Weise den C- und/oder N-Anteil so kontrolliert, daß die Verfestigungswirkung infolge fester Lösung bei der Verbindungsphase noch weiter gefördert wird.
(6) Diese Vorzüge ermöglichen es einer Cermet-Legierung, als ein Material für Schneidwerkzeuge zum spanenden Bearbeiten von Materialien benutzt zu werden, die Stirnfräserwerkzeuge (end mill tools) umfassen, und sie bieten eine lange Betriebs-Lebensdauer solcher Werkzeuge selbst beim Schneiden mit hoher Geschwindigkeit.

Claims

1. Metall-Keramik-Legierung mit einer Struktur, die eine harte Phase, die sich aus einem Carbid, Nitrid, Carbonitrid und/oder ihren Gemischen und aus wenigstens zwei Elementen der Gruppen IVa, Va und VIa der Periodentafel zusammensetzt, und eine bindende Phase enthält, die sich aus wenigstens einem Metall der Eisengruppe der Periodentafel zusammensetzt, wobei in der bindenden Phase feine harte Körner aus TiCN, ZrN, ZrCN, HfC, Al&sub2;O&sub3;, Y&sub2;O&sub3;, DyO&sub2;, ZrO&sub2; und/oder Nd&sub3;O&sub2; dispergiert sind, deren Durchschnittskorngröße nicht größer als 200 nm ist.

2. Metall-Keramik-Legierung gemäß Anspruch 1, wobei das feine harte Korn einen Einschicht-Aufbau hat.

3. Metall-Keramik-Legierung gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei die harte Phase einen Doppelkern-Aufbau hat, der sich aus einer Kernstruktur, die vergleichsweise Ti-arm und W-reich ist, und einer umgebenden Struktur, die vergleichsweise Ti-reich und W-arm ist, zusammensetzt.

4. Metall-Keramik-Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei eine zusätzliche harte Phase in einem Einschicht- Aufbau, die aus einem der Elemente aus der Gruppe mit einem Ti-enthaltenden Carbid, Ti-enthaltenden Nitrid, Ti-enthaltenden Carbonitrid und ihren Gemischen gebildet ist und eine Durchschnittskorngröße von weniger als 1 um aufweist, in einer Menge von 0.5 bis 40 Vol% enthalten ist.

5. Metall-Keramik-Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei der Kohlenstoffgehalt in der gesamten Struktur der Keramik-Metall-Legierung im Bereich zwischen der Untergrenze und dem 1/2-Niveau des Schallphasen-Bereichs liegt, wobei der Schallphasen-Bereich der Bereich des Kohlenstoffgehalts zwischen einer Obergrenze, bei der freies C aus zufallen beginnt, und einer Untergrenze, bei der eine decarbonierte Schicht aufzutreten beginnt, ist.

6. Metall-Keramik-Legierung gemäß Anspruch 4, wobei der Kohlenstoffgehalt dem 1/4-Niveau des Schallphasen-Bereichs entspricht.

7. Metall-Keramik-Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, die sich aus 10 bis 70 Gew-% TiCN, 5 bis 30 Gew-% WC, 5 bis 30 Gew-% NbC, 1 bis 10 Gew-% Mo&sub2;C, 0,5 bis 5 Gew-% VC, 0,05 bis 3 Gew-% ZrC, 5 bis 25 Gew-% (Ni, Co) und nicht weniger als 2,5 Gew-% Gesamtstickstoff und zufälligen Verunreinigungen zusammensetzt, wobei die Komponenten zusammen 100 % ergeben.

8. Metall-Keramik-Legierung gemäß Anspruch 7, wobei die NbC-Komponente teilweise oder völlig durch TaC ersetzt ist.

9. Metall-Keramik-Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8, die eine Koerzitivkraft von nicht mehr als 40 A/cm aufweist.

10. Metall-Keramik-Legierung gemäß Anspruch 1, wobei das Ni/(Co + Ni)-Verhältnis nicht kleiner als 3/10 ist.

11. Metall-Keramik-Legierung mit einem eine harte Phase und eine aus wenigstens einem eisenhaltigen Metall gebildeten bindenden Phase enthaltenden Aufbau, wobei der Aufbau aus 10 bis 70 Gew-% TiCN, 5 bis 30 Gew-% WC, 5 bis 30 Gew-% NbC, 1 bis 10 Gew-% Mo&sub2;C, 0,5 bis 5 Gew-% VC, 0,05 bis 3 Gew-% ZrC, 5 bis 25 Gew-% (Ni, Co) und nicht weniger als 2,5 Gew-% Gesamtstickstoff und zufälligen Verunreinigungen besteht, deren Komponenten zusammen 100 % ergeben, und wobei die Legierung eine Koerzitivkraft von nicht mehr als 40 A/cm aufweist.