DE69433019T2

DE69433019T2 - Keramische Zusammensetzung Auf Titan Diborid Basis

Info

Publication number: DE69433019T2
Application number: DE69433019T
Authority: DE
Inventors: Pankaj Kumar Greensburg Mehrotra; Deepak P. Canton Ahuja; Holly S. Brooks
Original assignee: Kennametal Inc
Current assignee: Kennametal Inc
Priority date: 1993-05-10
Filing date: 1994-03-31
Publication date: 2004-06-09
Anticipated expiration: 2014-04-01
Also published as: JP2879475B2; CA2146665A1; ES2083937T1; EP0697938A1; RU2107607C1; AU674225B2; EP0697938B1; AU6699694A; ATE246572T1; DE69433019D1; US5427987A; EP0844050A3; EP0697938A4; DE69411163D1; US5632941A; ATE167421T1; DE844050T1; WO1994026469A1; CN1114103A; EP0844050A2

Description

Hintergrund der Erfindung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf verdichtete Keramikzusammensetzungen auf Titandiboridbasis sowie Techniken zu ihrer Verdichtung.
Bereits 1955 wurde erkannt, daß die „spanabhebende Bearbeitung von Titan und seinen Legierungen ungeachtet der zur Umwandlung dieses Metalls in Späne eingesetzten Techniken grundsätzlich ein Problem sein würde" (Siekmann, H.J. Tool Engng, Jan. 1955, Band 34, Seiten 78–82).
Über einen zurückliegenden Zeitraum von etwa 40 Jahren waren für die meisten Werkstückmaterialien bei der kommerziellen Technologie der spanabhebenden Bearbeitung erhebliche Fortschritte zu verzeichnen. Es wurden Keramik-, Cermet- und keramikbeschichtete Schneidwerkzeuge entwickelt und in den Handel gebracht; die eine signifikant verbesserte Produktivität bei der spanabhebenden Bearbeitung von Stählen, Gußeisen und Superlegierungen aufweisen. Während dieses Zeitraums war jedoch der im Bereich der spanabhebenden Bearbeitung von Titanlegierungen erzielte Fortschritt nur gering. Die kommerziellen Schneidwerkzeugmaterialien der Wahl für die meisten Titanbearbeitungsanwendungen bleiben Hochgeschwindigkeitswerkzeugstähle und ein unbeschichtetes, etwa 6 Gew.-% Kobalt enthaltendes Sinterwolframcarbid wie das Sintercarbid Kennametal K313. Wurden beschichtete Sintercarbidwerkzeuge (z.B. Kennametal KC720 und KC730) für die spanabhebende Bearbeitung von Titanlegierungen eingesetzt, führte dies nur begrenzt zum Erfolg. Der Einsatz unbeschichteter Sintercarbide zur spanabhebenden Bearbeitung von Metallmaterialien auf Titanbasis begrenzte die Produktivitätsfortschritte bei der spanabhebenden Bearbeitung dieser Materialien stark, da unbeschichtete Carbide bei den meisten kommerziellen Anwendungen auf Umfangsgeschwindigkeiten von 76 m/Min. (250 Fuß/Min.) oder weniger begrenzt sind, wenn Titanlegierungen spanabhebend bearbeitet werden (siehe Dearnley et al., „Evaluation of Principal Wear Mechanisms of Cemented Carbides and Ceramics used for Machining Titanium Alloy IMI318, „Materials Science and Technology, Januar 1986, Band 2, Seiten 47–58; Dearnley et al., „Wear Mechanisms of Cemented Carbides and Ceramics used for Machining Titanium", „High Tech Ceramics, Herausgeber P. Vincenzini, Elsevier Sci. Publ. (1987), Seiten 2699–2712; Metals Handbook, 9. Auflage, Band 16, „Machining", (1989), Seiten 844–857; Marchado et al. „Machining of Titanium and Its Alloys – A Review", Proc. Instn. Mech. Engrs., Band 204 (1990), Seiten 53–60 und „Kennametal Tools, Tooling Systems and Services for the Global Metalworking Industry", Katalog Nr. A90-41(150)E1, (1991), Seite 274.
Kennametal, KC, K313, KC720 und KC730 sind Warenzeichen von Kennametal Inc., Latrobe, Pennsylvania, für ihre Schneidwerkzeuggüten.
Die Bearbeitungsgeschwindigkeit bei der spanabhebenden Bearbeitung von Titanlegierungen mit unbeschichteten Sintercarbidwerkzeugen kann durch Verwendung eines Hochdruckkühlmittel-Bearbeitungssystems (z.B. US-Patent Nr. 4,621,547) auf eine Umfangsgeschwindigkeit von 152 bis 305 m/Min. (500 bis 1000 Fuß/Min.) erhöht werden. Diese Systeme sind teuer, schwer in bereits bestehende Werkzeugmaschinen zu integrieren und erfordern eine erhebliche Wartung. Ihre Anwendung bei der spanabhebenden Bearbeitung von Titanlegierungen ist daher begrenzt.
Ein Artikel von Tadahiko Watanabe und Shinichi Kouno in American Ceramic Society Bulletin, Band 61 (1982), Seiten 970 bis 973 mit dem Titel „Mechanical Properties of TiB₂-CoB-Metal Boride Alloys" beschreibt die Wirkungen der Zusatzstoffe HfB₂, VB₂, NbB₂, TaB₂, CrB₂, MoB₂, MnB₂, Mo₂B₅ und W₂B₅ auf die mechanischen Eigenschaften von TiB₂-CoB-Legierungen. Es wird berichtet, daß diese Zusatzstoffe, außer HfB₂, die Porosität, die Biegebruchstärke und die Vickers-Härte von TiB₂-CoB-Legierungen verbessern. Die Verbesserung der Biegebruchstärke wurde durch Begrenzung des Kornwachstums und der Gitterspannung des TiB₂, die durch die Mischkristallbildung zwischen TiB₂ und dem Zusatzstoff Borid verursacht wurden, reduziert. Es wurden unter anderem Legierun gen aus TiB₂ (5 Gew.-%), W₂B₅ (1 Gew.-%), CoB und TiB₂ (1 Gew.-%), W₂B₅ (1 Gew.-%) und CoB untersucht.
Damit bestand eindeutig ein lange schon unerfüllter Bedarf an verbesserten Schneidwerkzeugmaterialien und verbesserten Verfahren zur spanabhebenden Bearbeitung von Metallmaterialien auf Titanbasis.
Zusammenfassung der Erfindung
Erfindungsgemäß umfaßt eine verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis eine Mikrostruktur mit einer ersten Ti_x1M_y1B₂-Phase, auf der sich eine zweite Ti_x2M_y2Z-Phase befindet, wobei x₁ > y₁, y₁ ≥ 0, x₂ > y₂, y₂ > 0, y₂/x₂ > y₁/x₁, M Wolfram einschließt, der Zusammensetzung Wolfram als Wolframcarbid zusammen mit Co zugesetzt wurde und Z aus Bor oder Borcarbid, Boroxid, Bornitrid, Borcarbonitrid, Oxyborcarbonitrid, Boroxycarbid oder Boroxynitrid ausgewählt ist.
Weiterhin stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Verdichten der Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis bereit, das den Schritt des heißisostatischen Pressens eines teilweise verdichteten Presslings mit Titandiborid, einer wirksamen Menge einer Sinterhilfe und einer wirksamen Menge eines Kornwachstumshemmers bei einem Druck von bis zu 207 MPa (30.000 psi) und bei einer Temperatur und über einen Zeitraum, die ausreichen, die zuvor beschriebene verdichtete Zusammensetzung mit einer mittleren Korngröße von 8 μm oder weniger zu erzeugen, umfaßt.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben nun überraschenderweise ein neues Schneidwerkzeugmaterial für die spanabhebende Bearbeitung von Metallmaterialien auf Titanbasis entdeckt, das die Titanbearbeitungsproduktivität signifikant voranbringt und den zuvor genannten lange bestehenden Bedarf erfüllt. Die Anmelder haben herausgefunden, daß die vorliegende Erfindung für die spanabhebende Bearbeitung einer Titanlegierung eingesetzt werden kann, wobei die Metallentfernungsgeschwindigkeit bei Aufrechterhaltung etwa derselben Menge pro Schneidkante entferntem Metall etwa zwei bis drei Mal so hoch ist wie bei unbeschichteten Carbidschneidwerkzeugen mit Flutkühlung. Dies führt zu einer signifikanten Verringerung der für die spanabhebende Bearbeitung eines Titanlegierungswerkstückes erforderlichen Arbeitszeit bei signifikant erhöhter Maschinenverfügbarkeit. Diese Ergebnisse werden bei Einsatz von Standardflutkühlungstechniken erzielt. Die vorliegende Erfindung hat daher den weiteren Vorteil, daß sie zum Erreichen hoher Bearbeitungsgeschwindigkeiten nicht den Einsatz eines Hochdruckkühlmittelsystems erfordert.
Die erfindungsgemäße verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis kann bei einem Verfahren der spanabhebenden Bearbeitung (z.B. Drehen) einer Titanlegierung eingesetzt werden, bei dem das Schneiden mit einer Umfangsgeschwindigkeit von mindestens 122 m/Min. (400 Fuß/Min.), noch bevorzugter von mindestens 152 m/Min. (500 Fuß/Min.) erfolgt, wobei ein Schneidwerkzeug während der Flutkühlung vorzugsweise eine Lebensdauer der Schneidkante von mindestens drei Minuten aufweist.
Weiterhin kann die erfindungsgemäße Zusammensetzung als Metallschneidwerkzeug für die spanabhebende Bearbeitung von Metallmaterialien der Gruppe IVB (Ti, Hf, Zr) eingesetzt werden, das eine Sparfläche, über die die Späne des Metallmaterials der Gruppe IVB während der Bearbeitung fließen, eine Freifläche und eine Schneidkante zum Schneiden in die Materialien der Gruppe IVB mit hohen Umfangsgeschwindigkeiten 122 m/Min. (≥ 400 Fuß/Min.) aufweist. Dieses Metallschneidwerkzeug weist eine Zusammensetzung auf Titandiboridbasis (d.h. mindestens 60 Gew.-% Titandiborid) auf, bei der er sich vorzugsweise um eine Keramikzusammensetzung mit einer Titandiboridphase und einer zweiten Phase, vorzugsweise in Form eines Restes einer Sinterhilfe und der Titandiboridphase, handelt.
Erfindungsgemäß besitzt die verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis eine Mikrostruktur mit einer wie zuvor beschriebenen Ti_x1M_y1-Dibo ridphase und einer zweiten, Ti und M enthaltenden Phase (z.B. Ti_x2M_y2Z, in der Z Bor oder ein Borcarbid, Boroxid, Bornitrid, Borcarbonitrid, Oxyborcarbonitrid, Boroxycarbid oder Boroxynitrid sein kann). Vorzugsweise liegt auch eine dritte, ebenfalls Ti und M enthaltende Phase (z.B. Ti_x3M_y3Z) vor. Vorzugsweise ist das Verhältnis von y₂/x₂ in der zweiten Phase größer als das Verhältnis von y₃/x₃ in der dritten Phase, das wiederum vorzugsweise größer ist als y₁/x₁ in der ersten Phase. M schließt Wolfram und vorzugsweise Kobalt ein. Vorzugsweise bilden die zweite und die dritte Phase eine Matrix, in der die Ti_x1M_y1-Diborid-Phase eingebettet ist. In vielen Fällen liegt die zweite Phase als Halo um die Ti_x1M_y1-Diborid-Phase herum vor, wobei sich die dritte Phase außerhalb der zweiten Phase befindet.
Sekundäre Phasen, die sich zusätzlich zu den bereits diskutierten Phasen in der erfindungsgemäßen Mikrostruktur finden lassen, schließen CoW₂B₂, CoWB₅, WB, W₂B, W₃CoB, TiB und Ti₃B₄ ein.
Es ist davon auszugehen, daß die zuvor erwähnten Phasen auch kleinere Mengen Sauerstoff, Kohlenstoff, Stickstoff und anderer Elemente aus Sinterhilfen, Härtungsmitteln, Kornverfeinerungsmitteln und Verunreinigungen enthalten können.
Das obige verdichtete Keramikmaterial kann neben seinem Einsatz als Schneidwerkzeug bei der spanabhebenden Hochgeschwindigkeitsbearbeitung reaktiver Metalle (d.h. Ti, Hf, Zr) und ihrer Legierungen auch zum Schneiden anderer Materialien (z.B. Aluminium und Aluminiumlegierungen, gehärteter Stähle und gehärteter Gusseisen) sowie für nicht schneidende Anwendungszwecke eingesetzt werden. Solche nicht schneidenden Anwendungszwecke schließen Artikel zur Handhabung von flüssigen Metallen wie Aluminium (z.B. Schiffchen, Schmelztiegel und Elektroden) oder solche, die damit in Kontakt kommen, sowie Prägestempel und -platten zur Herstellung von Blechartikeln wie Konservendosen ein.
Es wird ein Verfahren zur Herstellung des obigen Herstellungsartikels auf Titandiboridbasis bereitgestellt. Dieses Verfahren schließt den Schritt der Zugabe einer wirksamen Menge Co und WC zu einem TiB₂-Pulver ein, um das Material während des Sinterns erheblich zu verdichten (d.h. mindestens 97% der theoretischen Dichte). Es hat sich herausgestellt, daß Co und WC dann, wenn sie der erfindungsgemäßen Zusammensetzung zusammen in einer wirksamen Menge zugesetzt werden, eine Kombination verbesserter Dichte für die Zusammensetzung darstellen und dem verdichteten Material gleichzeitig eine feine Korngröße verleihen. Vorzugsweise beträgt die Summe von WC und Co mindestens 2,5 Gew.-% und noch bevorzugter mindestens 3 Gew.-%, wenn das Material durch uniaxiales Heißpressen verdichtet werden soll. Soll das Material durch Kaltpressen und anschließendes Sintern verdichtet werden, sollte die Summe von Co und WC vorzugsweise mindestens 3 Gew.-% und noch bevorzugter mindestens 3,5 Gew.-% betragen, um sicherzustellen, daß bei Temperaturen von etwa 2200° C oder weniger eine adäquate Verdichtung (d.h. mindestens 97% der theoretischen Dichte) erfolgt. Wenn der Gehalt an WC und Co in der vorliegenden Erfindung signifikant über etwa 12 Gew.-% steigt, steigt auch ihre Verschleißgeschwindigkeit bei der spanabhebenden Bearbeitung von Titanlegierungen. Daher wird der Gehalt an WC und Co vorzugsweise auf ein Minimum reduziert, um übermäßige Verschleißgeschwindigkeiten zu vermeiden. Der Gehalt an WC und Co sollte vorzugsweise unter etwa 12 Gew.-% und noch bevorzugter unter 10 Gew.-% liegen.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung werden dem TiB₂-Pulver etwa 3,0 bis 10 Gew.-% WC und Co zugesetzt und vermischt, so daß ein Gemisch entsteht. Vorzugsweise können auch 0,25 bis 1 Vol.-% BN zugesetzt werden, um das Kornwachstum weiter zu steuern. Das Pulvetrgemisch wird dann, vorzugsweise bei Raumtemperatur, zu einem Pressling gepreßt. Der Pressling wird anschließend bei einem Druck von bis zu 207 MPa (30.000 psi) gesintert, so daß ein im Wesentlichen voll dichter (d.h. mindestens 97% dichter) Herstellungsartikel mit einer mittleren Korngröße von 8 μm oder weniger, vorzugsweise 6 μm oder weniger, am bevorzugtesten 4 μm oder weniger entsteht.
Diese und andere Aspekte der vorliegenden Erfindung werden bei Durchsicht der nachfolgend kurz beschriebenen Figuren zusammen mit der nachfolgenden detaillierten Beschreibung der Erfindung noch deutlicher.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 stellt eine Ausführungsform eines Schneidwerkzeuges dar.
2 stellt eine Ausführungsform der erfindungsgemäßen Mikrostruktur dar, wie man sie durch eine rasterelektronenmikroskopische Rückstreuungsbildgebungstechnik erhält.
3 stellt eine Ausführungsform der erfindungsgemäßen Mikrostruktur in der fünffachen Vergrößerung von 2 dar.
4 stellt ein Diagramm des Verschleißes der Schneidstahlspitze gegen die Schnittzeit bei der vorliegenden Erfindung und einem unbeschichteten Sintercarbidwerkzeug aus dem Stand der Technik während des Drehens einer Ti-6A1-4V-Legierung dar.
5 stellt ein Diagramm des maximalen Freiflächenverschleißes als Funktion der Schnittzeit beim Drehen einer Ti-6A1-4V-Legierung bei der vorliegenden Erfindung und einem unbeschichteten Sintercarbid aus dem Stand der Technik dar.
6 stellt ein Diagramm des maximalen Freiflächenverschleißes als Funktion der Schnittzeit bei der spanabhebenden Bearbeitung der Ti-6A1-4V-Legierung bei der vorliegenden Erfindung und einem unbeschichteten Sintercarbid aus dem Stand der Technik mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 152 bzw. 213 m/Min. (500 bzw. 700 Fuß/Min.) dar.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Eine bevorzugte Ausführungsform eines Herstellungsartikels ist in 1 dargestellt. Zwar kann die vorliegende Erfindung bei vielen Anwendungszwecken Verwendung finden, doch die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben festgestellt, daß sie als Schneidwerkzeug besonders nützlich ist.
1 stellt eine Ausführungsform einer Wendeschneidplatte 10 zum Metallschneiden aus dem von den Erfindern der vorliegenden Erfindung entdeckten Keramikmaterial dar. Die vorliegende Erfindung wird vorzugsweise bei der spanabhebenden Hochgeschwindigkeitsbearbeitung (Umfangsgeschwindigkeit ≥ 122 m/Min (≥ 400 Fuß/Min.)) (z.B. Drehen, Fräsen, Nuten, Gewindeschneiden, Bohren, Ausbohren, Sägen) von Metallmaterialien der Gruppe IVB (d.h. Zirconium und seinen Legierungen, Titan und seinen Legierungen sowie Hafnium und seinen Legierungen) eingesetzt. Die Erfinder haben herausgefunden, daß die vorliegende Erfindung besonders für die spanabhebende Hochgeschwindigkeitsbearbeitung von Titanlegierungen nützlich ist. Vorzugsweise sollte die Umfangsgeschwindigkeit mindestens 152 m/Min. (500 Fuß/Min.) und noch bevorzugter 305 m/Min. (1.000 Fuß/Min.) oder weniger betragen, um die vorliegende Erfindung bei der spanabhebenden Bearbeitung dieser Materialien am vorteilhaftesten einzusetzen.
Bevorzugte Vorschubgeschwindigkeiten für die spanabhebende Bearbeitung von Titanlegierungen sind 0,05 bis 0,38 mm/Umdrehung (0,002 bis 0,015 Inch/Umdrehung) und noch bevorzugter 0,05 bis 0,25 mm/Umdrehung (0,002 bis 0,010 Inch/Umdrehung). Bevorzugte Schnittiefen für die spanabhebende Bearbeitung von Titanlegierungen sind 0,25 mm bis 5,1 mm (etwa 0,01 bis etwa 0,2 Inch) und noch bevorzugter etwa 0,25 mm bis 3,8 mm (0,01 bis etwa 0,15 Inch).
Das Schneidwerkzeug 10 besitzt eine Spanfläche 30, über die die während der spanabhebenden Hochgeschwindigkeitsbearbeitung von Metallmaterialien der Gruppe IVB gebildeten Späne fließen. Mit der Spanfläche 30 ist mindestens eine Freifläche 50 verbunden. An mindestens einem Zusammentreffen der Spanfläche 30 und der Freiflächen 50 ist eine Schneidkante 70 zum Schneiden in das Metallmaterial der Gruppe IVB ausgebildet.
Die Schneidkante 70 kann zwar scharf, gehont, abgeschrägt oder abgeschrägt und gehont sein, ist jedoch vorzugsweise abgeschrägt. Diese Ausführungsform ist in 1 dargestellt.
Vorzugsweise besitzt der Schneideinsatz 10 während der spanabhebenden Hochgeschwindigkeitsbearbeitung (z.B. Drehen) einer Titanlegierung eine Lebensdauer der Schneidkante von mindestens 3 Minuten und noch bevorzugter mindestens 5 Minuten. Außerdem besitzt das Werkzeug erfindungsgemäß eine maximale Verschleißgeschwindigkeit der Freiflächen, die bei der spanabhebenden Bearbeitung (z.B. Drehen) einer Titanlegierung unter denselben Hochgeschwindigkeitsschneidbedingungen inklusive Flutkühlung vorzugsweise nicht größer als die Hälfte, noch bevorzugter nicht größer als ein Drittel derjenigen eines unbeschichteten Sintercarbidwerkzeugs ist.
Das in 1 dargestellte Schneidwerkzeug besteht vorzugsweise aus dem erfindungsgemäßen Keramikmaterial auf TiB₂-Basis. Die 2 und 3 stellen typische Mikrostrukturen einer bevorzugten Ausführungsform (siehe Beispiel Nr. 1, Tabelle I) der vorliegenden Erfindung bei zwei unterschiedlichen Vergrößerungen dar. Aus 2 ist ersichtlich, daß die Kornstruktur im Wesentlichen fein und gleichmäßig ist, wobei die mittlere Korngröße auf etwa 4 μm geschätzt wird. Aus 3 ist ganz klar ersichtlich, daß die Kornstruktur typischerweise durch eine dunkle Phase in der Mitte oder einen dunklen Mittelabschnitt gekennzeichnet ist, der aus TiB₂ oder Ti_x1M_y1B₂ besteht, worin M W und vorzugsweise Co einschließt und y ≥ 0. Diese erste Phase scheint in eine Matrix aus einer zweiten und möglicherweise einer dritten Phase eingebettet zu sein. In vielen Fällen ist das zentrale Korn einer hellgrauen zweiten Phase benachbart oder im Wesentlichen von ihr umgeben, die, so glaubt man, aus einer Ti_x2M_y2Z-Phase besteht, worin x₂ > y₂ und y₂ > 0, y₂/x₂ > y₁/x₁ und M vorzugsweise W und/oder Co einschließt. Um viele dieser Phasen befindet sich eine dritte Phase, die einen Grauton besitzt, der zwischen dem des Mittelabschnittes und dem der zweiten Phase liegt. Diese dritte Phase besteht, so glaubt man, aus einer Ti_x3M_y3Z-Phase, worin M_x3 vorzugsweise W und/oder Co ist und x₃ > y₃, y₃ > 0 und y₂/x₂ > y₃/x₃ > y₁/x₁ (z.B. die zweite Phase eine größere Wolframkonzentration aufweist als die Matrix der dritten Phase). Die Titankonzentration ist jedoch vorzugsweise im Mittelabschnitt des Korns am größten. Die Röntgenbeugungsanalyse hat außerdem gezeigt, daß die hauptsächlich vorliegende(n) Phase(n) die Kristallstruktur vom TiB₂-Typ besitzt/besitzen. Aufgrund der fehlenden Empfindlichkeit der Röntgenbeugung für geringere Konzentrationen von Phasen und Mischkristallen ist es basierend auf der Röntgenbeugung allein jedoch unklar, welche sekundären Phasen oder Mischkristalle vorliegen können.
Aus der Röntgenbeugungsanalyse geht auch nicht klar hervor, welche Phasen die zuvor erwähnte zweite und dritte Phase bilden. Da jedoch basierend auf den Mikrophotographien erhebliche Mengen der zweiten und dritten Phase vorzuliegen scheinen, ist ihre Abwesenheit in den durchgeführten Röntgenbeugungsstudien, so glaubt man, dadurch zu erklären, daß es sich bei diesen Phasen auch um kleinere Mengen von W und/oder Co als Mischkristalle enthaltende Ti_xnM_ynB₂-Phasen (d.h. Z=B₂) handelt (z.B. Ti_x2W_y2B₂ und Ti_x3W_y3B₂). In diesem Fall würde ihre Abwesenheit in der Röntgenbeugungsspur durch die fast identischen Gitterkonstanten bei TiB₂ erklärt. Das heißt, die TiB₂-Peaks sind im Wesentlichen identisch mit den Peaks der zweiten und dritten Phase und maskieren sie daher.
Man glaubt zwar, daß die die Halos um die erste Phase bildenden Phasen (siehe 3) Diboride sind, sie können aber möglicherweise auch kleinere Mengen Borcarbid, Bornitrid, Boroxid, Borcarbonitrid, Boroxycarbid, Boroxynitrid oder Boroxycarbonitrid enthalten; dies wurde jedoch bislang nicht bestätigt. Was definitiv erscheint ist jedoch, daß der innere Halo – oder die zweite Phase – eine größere Wolframkonzentration besitzt als der äußere Halo – oder die dritte Phase – und daß alle drei Phasen Titan als hauptsächlich vorliegendes Metallelement enthalten.
Außer der bei der Röntgenbeugung beobachteten TiB₂-Phase schließen andere Phasen, die zuweilen in kleineren Mengen bei der Röntgenbeugung beobachtet wurden, CoW₂B₂, CoWB₅, WB, W₂B, W₃CoB, TiB und Ti₃B₄ ein. Die in 3 sichtbare weiße Phase ist, so glaubt man, eine der zuvor erwähnten wolframreichen Phasen. Die in 3 dargestellten Stellen sind, so glaubt man, Porosität.
Die Verdichtung der vorliegenden Erfindung kann entweder durch Heißpressen eines Gemisches der geeigneten Pulver oder durch Kaltpressen der gemischten Pulver zur Bildung eines Presslings, der anschließend gesintert und heißisostatisch gepreßt wird, erzielt werden.
Diese Prozesse werden in der nachfolgenden Diskussion mit Bezug auf die Zusammensetzungen auf TiB₂-Basis veranschaulicht, es ist jedoch davon auszugehen, daß die beschriebenen Techniken erfindungsgemäß auch auf Zusammensetzungen auf ZrB₂- und HfB₂-Basis sowie ihre Gemische und Mischkristalle miteinander und/oder TiB₂ angewandt werden können.
Erfindungsgemäß wird ein Pulvergemisch aus mindestens 60 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 75 Gew.-%, noch bevorzugter mindestens 85 Gew.-% und am bevorzugtesten mindestens 90 Gew.-% TiB₂ hergestellt.
Die verwendete TiB₂-Konzentration sollte vorzugsweise so weit wie möglich der Fähigkeit der Zusammensetzung entsprechen, entweder durch Heißpressen oder Kaltpressen, Sintern und heißisostatisches Pressen verdichtet zu werden, um die hohe Verschleißfestigkeit während der spanabhebenden Bearbeitung von Titanlegierungen zu erzielen. Die Anmelder haben herausgefunden, daß TiB₂ während der spanabhebenden Bearbeitung von Titanlegierungen eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Reaktivität mit Titan sowie eine gute Wärmeleitfä higkeit im Vergleich zu anderen Keramikmaterialien aufweist. Die Verdichtung bei Aufrechterhaltung einer feinen Korngröße ist jedoch sehr schwierig.
Die Anmelder haben überraschenderweise herausgefunden, daß Keramikmaterialien auf TiB₂-Basis leicht verdichtet werden können, wenn dem TiB₂-Pulvergemisch WC und Co zugesetzt werden. WC und Co können (1) direkt als einzelne Pulver von WC (oder W und C) oder Co, oder (2) als Ergebnis des Abriebs der Sinter-WC-Co-Mahlmedien beim Mahlen des TiB₂-Pulvers, oder (3) als Sinter-WC-Co-Pulver, oder (4) durch eine Kombination von (1), (2) und/oder (3) zugesetzt werden. Dem TiB₂-Pulver sollten insgesamt mindestens 2,5 Gew.-% WC und Co zugesetzt werden, um eine Verdichtung bei 2000° C oder weniger beim Heißpressen zu gewährleisten. Soll die Verdichtung durch Kaltpressen, Sintern und heißisostatisches Pressen erzielt werden, liegen vorzugsweise insgesamt mindestens 3,0 Gew.-% WC und Co vor.
Die Erfinder haben, wenn auch noch nicht optimal, herausgefunden, daß das Verhältnis von W/Co auf einer Gewichtsprozentbasis etwa 9:1 bis etwa 20:1 betragen kann. Es hat sich herausgestellt, daß die Zugabe der Kombination aus Co und WC in den angegebenen minimalen Mengen die Leichtigkeit, mit der die Verdichtung erzielt wird, ohne die negative Wirkung auf die Korngröße des entstehenden Materials signifikant erhöht. Man glaubt, daß diese Wirkung aufgrund einer durch WC und Co während des Sinterprozesses gebildeten eutektischen Legierung mit niedrigem Schmelzpunkt entsteht. Man glaubt daher, daß W/Co-Verhältnisse von nur 1:20 ebenso nützlich sein können und in einer weiteren Senkung der für eine erhebliche Verdichtung erforderlichen Sinter- oder Heißpreßtemperaturen resultieren können. Die gesamte Zugabe von WC und Co sollte vorzugsweise weniger als etwa 12 Gew.-% und noch bevorzugter weniger als 10 Gew.-% betragen, da die Erhöhung des WC+Co-Gehaltes die beobachtete Verschleißgeschwindigkeit während der spanabhebenden Hochgeschwindigkeitsbearbeitung von Titanlegierungen erhöht.
Die Erfinder haben außerdem herausgefunden, daß die Korngröße des verdichteten Artikels durch die Zugabe einer wirksamen Menge eines Kornwachstumshemmers zu der Pulvermischung weiter gesteuert werden kann. Die Erfinder ziehen es daher vor, dem Gemisch BN-Pulver in einer bevorzugten Konzentration von etwa 0,25 bis 1,0 Vol.-% des Pulvergemisches zuzusetzen.
Dem Pulvergemisch können zur Verbesserung verschiedener Eigenschaften des Materials für spezifische Anwendungszwecke begrenzte Mengen (die insgesamt etwa 35 Vol.-% nicht überschreiten) anderer Elemente und/oder Verbindungen zugesetzt werden. Solche nun in Erwägung gezogenen Zusätze können Folgendes einschließen: (1) TiC, ZrC, B₄C, TaC und Mo₂C zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit und (2) TiN, TiC als Verdichtungshilfe. TiB₂ kann auch durch Hafniumdiborid und/oder Zirconiumdiborid ersetzt werden, um die Verschleißfestigkeit zu verbessern. Der Gesamtgehalt an HfB₂ und ZrB₂ in der Zusammensetzung wird vorzugsweise ebenfalls unter 35 Vol.-% gehalten. Es wird außerdem erwogen, daß ein Teil der Co-Zugabe durch kleine Mengen W, Fe, Mo, Ni, Al und Cr teilweise ersetzt bzw. ergänzt und durch Fe und/oder Ni ganz ersetzt werden kann.
Die Bruchzähigkeit kann durch die Verwendung von Ausgangspulvern mit einer länglichen oder Faserkristall-Morphologie weiter verbessert werden. Einige der TiB₂-Ausgangspulver können zum Beispiel durch TiB₂-Faserkristalle ersetzt werden oder es können SiC, B₄C, TiC, ZrC, TaC oder Mo₂C als längliche Teilchen oder Faserkristalle zugesetzt werden.
Die zuvor genannten Pulver werden vorzugsweise über einen Zeitraum gemischt, der ausreicht, die erwünschte Aufnahme von WC und Co aus den WC-Co-Sintercarbidmahlmedien zu ermöglichen. Vorzugsweise werden dem Gemisch auf diese Weise mindestens etwa 2,5 Gew.-% WC und Co zugesetzt.
Das gemischte Pulver wird anschließend verdichtet. Wird es durch uniaxiales Heißpressen verdichtet, liegen die eingesetzten Heißpreßtemperaturen und -drücke vorzugsweise bei etwa 1800 bis 2000° C und etwa 6,9 bis 34,5 MPa (1 bis 5 Ksi) und noch bevorzugter bei 6,9 bis 18,8 MPa (1 bis 2 Ksi). Es ist wünschenswert, die Heißpreßtemperatur auf ein Minimum zu reduzieren, um das Kornwachstum zu minimieren. Um eine maximale Verdichtung während des Heißpressens zu erzielen, sollte der Druck während der Temperaturerhöhung ausreichend niedrig gehalten werden, um das Entweichen während der Erwärmung erzeugter Gase zu erlauben. Nach dem Entweichen dieser Gase kann der volle Heißpreßdruck ausgeübt werden.
Alternativ kann das Pulvergemisch auch durch Kaltpressen zur Bildung eines Grünlings und anschließendes Sintern, vorzugsweise bei 1800 bis 2200° C, vorzugsweise gefolgt von heißisostatischem Pressen, vorzugsweise bei 1700 bis 2100° C und bis zu 207 MPa (30.000 psi) unter Verwendung von Argon oder Helium oder eines anderen Edelgases, nicht aber Stickstoff verdichtet werden. Dieser Herstellungsweg ist dem Heißpressen vorzuziehen, wenn äquivalente Verdichtungsniveaus und eine feine Korngröße für eine gegebene Zusammensetzung erzielt werden können, da das Schneiden und Schleifen der heißgepreßten Keramikbarren vermieden und so die Herstellungskosten verringert werden.
Die Erfinder glauben, daß die Korngröße bei dem verdichteten Artikel für die Erzielung der besten Metallschneideeigenschaften sehr wichtig ist, und bevorzugen daher eine mittlere Korngröße von 8 μm oder weniger, noch bevorzugter 6 μm oder weniger und ganz bevorzugt 4 μm oder weniger. Die Erfinder glauben, daß eine feine Korngröße wichtig ist, da TiB₂ einen sehr hohen Elastizitätsmodul E und einen anisotropen Wärmeausdehnungskoeffizienten α besitzt, die dazu tendieren, die Wärmeschockbeständigkeit eines große TiB₂-Körner enthaltenden Keramikmaterials zu reduzieren. Die Erfinder glauben jedoch, daß sie alle negativen Folgen dieser Eigenschaften durch die zuvor beschriebene Aufrechterhaltung der Feinheit der Körner, die, so glaubt man, im Wesentlichen willkürlich ausgerichtet sind, minimiert haben.
Die erfindungsgemäß hergestellten entstehenden Artikel haben vorzugsweise eine Rockwell A-Härte bei Raumtemperatur von etwa 94,3 bis 96,5, noch bevorzugter etwa 94,7 bis 96,0 und ganz bevorzugt 95,0 bis 96,0. Ihre Dichte beträgt vorzugsweise mindestens 97% und noch bevorzugter mindestens 98% der theoretischen berechneten Dichte. Die Bruchzähigkeit K_1C (Evans & Charles) dieser Artikel ist schwierig zu messen, wird jedoch (unter Verwendung von Lasten von 300 bis 500 g) durch das Palmgvist-Eindrucksverfahren der Bruchzähigkeitsmessung auf etwa 3,5 bis etwa 4,5 MPam^1/2 geschätzt. Trotz dieser geringen mechanischen Bruchzähigkeit hat sich überraschenderweise herausgestellt, daß die erfindungsgemäßen Artikel während des Drehens einer Titanlegierung, wie in den nachfolgenden Beispielen beschrieben, eine hervorragende Zähigkeit aufweisen. Diese Beispiele werden bereitgestellt, um den signifikanten Nutzen der vorliegenden Erfindung bei der spanabhebenden Hochgeschwindigkeitsbearbeitung von Titanlegierungen weiter zu veranschaulichen.
Erfindungsgemäß wurden die Artikel aus den in Tabelle I dargestellten Zusammensetzungen hergestellt.
Bei dem verwendeten Titandiboridausgangspulver handelte es sich um Güte F von Hermann C. Starck Berlin GmbH & Co. KG, POB 1229, D-7887 Laufenburg/Baden, Deutschland. Dieses Pulver besteht aus zerkleinerten und gemahlenen Teilchen ungleichmäßiger Größe mit einer hexagonalen Kristallstruktur. Die Spezifikation sowie ein Beispiel für die tatsächlichen Eigenschaften dieser TiB₂-Pulver-Güte sind in Tabelle II dargestellt.
Tabelle II
Das Bornitridausgangspulver wurde als HCP-Güte von Union Carbide bezogen.
Das WC-Pulver besaß folgende Eigenschaften:
Bei dem Kobaltpulver handelte es sich um Kobalt einer extrafeinen Güte.
Diese Pulver wurden in den in Tabelle I angegebenen Verhältnissen miteinander gemahlen, so daß 100 g-Chargen entstanden. Das Naßmahlen erfolgte in einer mit Polyurethan ausgekleideten Kugelmühle mit Isopropanol und etwa 3900 g WC-Co-Sintercarbidzykloiden so oft, wie in Tabelle I dargestellt. Diese Sintercarbidzykloide besitzen eine nominale Zusammensetzung mit etwa 5,7 Gew.-% Co und 1,9 Gew.-% Ta sowie eine nominale Rockwell A-Härte und einen nominalen magnetischen Sättigungswert von etwa 92,7 bzw. etwa 92 Prozent.
Aus unserer Erfahrung beim Mahlen dieser Pulver unter den beschriebenen Bedingungen wird geschätzt, daß dem Gemisch aufgrund des Abriebs der WC-Co-Sintercarbidzykloide während des Mahlens bei einer Mahlzeit von 45 bis 50 Minuten etwa 2,4 bis etwa 2,7 Gew.-% Wo + Co und bei einer Mahlzeit von 120 Minuten etwa 4,1 bis etwa 5,8 Gew.-% WC + Co zugesetzt werden.
Nach dem Mahlen wurden die Pulvergemische getrocknet, gesiebt und anschließend gemäß den in Tabelle I dargestellten Bedingungen in einer Argonatmosphäre uniaxial heißgepreßt. Während der Erwärmung wurde kein Druck ausgeübt. Der Preßdruck wurde erst bei der Heißpreßtemperatur ausgeübt und typischerweise eine Stunde lang gehalten. Die daraus resultierenden Artikel waren im Wesentlichen voll dicht und wiesen die in Tabelle I dargestellte Dichte, Härte und Korngröße auf. Gemäß Beispiel 1 hergestellte Barren wurden geschnitten und geschliffen, so daß Wendeschneidplatten zum Metallschneiden vom SNGN-453T- Typ (0,05 – 0,10 mm (0,002 – 0,004 Inch) × 20° Abschrägung) entstanden (siehe 1).
Diese Schneideinsätze wurden in den nachfolgend in Tabelle III beschriebenen Metallschneidetests gegenüber scharfkantigen K313-Sintercarbidschneideinsätzen vom SNGN-433-Typ aus dem Stand der Technik getestet. Diese Tests wurden unter einem Flutkühlungsmittel bei einer Umfangsgeschwindigkeit von 183, 244 bzw. 305 m/Min. (600, 800 bzw. 1.000 Fuß/Min.), 0,13 mm/Umdrehung (0,005 ipr) und einer Schnitttiefe von 1,3 mm (0,050 Inch) wie in Tabelle III beschrieben durchgeführt. Die Schneidwerkzeuge aus dem erfindungsgemäßen Material wiesen eine Lebensdauer auf, die mehr als zweimal so lang war wie die der Sintercarbidwerkzeuge aus dem Stand der Technik. Es wurde beobachtet, daß die chemische Reaktion zwischen dem Titanlegierungswerkstück und dem erfindungsgemäßen Schneidwerkzeug der dominante Verschleißmechanismus auf der Span- und Freifläche war. Die vorliegende Erfindung besaß jedoch eine signifikant geringere Verschleißgeschwindigkeit als das Werkzeug aus dem Stand der Technik, wie durch die in den 4 bzw. 5 dargestellten Diagramme des Verschleißes der Schneidstahlspitze und des maximalen Freiflächenverschleißes veranschaulicht, die auf den in Tabelle III dargestellten Ergebnissen des Tests der Umfangsgeschwindigkeit von 183 m/Min. (600 sfm) basieren.
Ein wasserlösliches Kühlmittel, das bei diesen Anwendungszwecken verwendet werden kann, ist Cimtech 500. Bei Cimtech 500 handelt es sich um ein von Cincinnati Milicron Marketing Co., Cincinnati, Ohio beziehbares synthetisches Flüssigkonzentrat für die spanabhebende Bearbeitung und das Pressen von Eisenmetallen, das für Anwendungszwecke der spanabhebenden Bearbeitung typischerweise in einem Verhältnis Wasser/Kühlmittel von 30:1 bis 20:1 in Wasser verdünnt ist.
Tabelle III Ergebnisse des Metallschneidetests Werkzeugstandzeit in Minuten
Kriterien des Lebensdauerendes
Bruch (BK)

Verschleiß der Freifläche (FW): ≥ 0,76 mm (≥ 0,030 Inch)
Maximaler Verschleiß der Freifläche (MW): ≥ 1,0 mm (≥ 0,040 Inch)
Verschleiß der Schneidstahlspitze (NW): ≥ 1,0 mm (≥ 0,040 Inch)
Tiefe der Schnittkerbe (DN): ≥ 2,0 mm (≥ 0,080 Inch)

Es stellte sich weiterhin überraschenderweise heraus, daß sich die zuvor erwähnte geringe Bruchzähigkeit der Erfindung nicht negativ auf die Fähigkeit des Materials, die obige Titanlegierung zu drehen, auswirkte. Es stellte sich außerdem überraschenderweise heraus, daß der Einsatz des Flutkühlungsmittels nicht bewirkte, daß die Erfindung wegen des übermäßigen Wärmeschocks zerbrach. Diese Ergebnisse belegen, daß die vorliegende Erfindung eine Lebensdauer der Schneidkante besitzt, die bei Bearbeitungsgeschwindigkeiten weit über den für unbeschichtetes Carbid empfohlenen (d.h. einer Umfangsgeschwindigkeit von 76 m/Min. (< 250 sfm) mindestens doppelt so lang ist wie die der Sintercarbidwerkzeuge aus dem Stand der Technik.
Während unbeschichtete Sintercarbide bei niedrigen Umfangsgeschwindigkeiten < 76 m/Min. (< 250 sfm) eine ähnliche Lebensdauer wie die der vorliegenden Erfindung erzielen können, reduzieren diese niedrgeren Geschwindigkeiten die Metallentfernungsrate, die für die Bestimmung der Bearbeitungskosten und Maschinenverfügbarkeit wichtig ist, erheblich.
In einem anderen Beispiel wurde die Zusammensetzung von Beispiel 1 gemäß Beispiel 1 gemischt. Nach dem Mahlen wurden die Pulver getrocknet, mit einem Schmiermittel/flüchtigen Bindemittel (z.B. Rosin/Polyethylenglycol) pelettisiert und anschließend uniaxial kaltgepreßt, so daß Schneideinsatz-Grünlinge entstanden. Die Grünlinge wurden in einem Vakuum auf bis etwa 460° C erwärmt, damit das Schmiermittel und das flüchtige Bindemittel sich verflüchtigen. Die Erwärmung wurde dann in einer Argonatmosphäre bis auf die Sintertemperatur von etwa 2000° C fortgesetzt, 60 Minuten lang dort gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Die gesinterten Schneideinsätze wurden nun bei 1850° C 60 Minuten lang unter einem Argondruck von 103 MPa (15 Ksi) heißisostatisch gepreßt. Das Sintern und das heißisostatische Pressen erfolgten durch Legen der Schneideinsätze auf ein Bett aus Bornitridhärtpulver. Dann wurden die Schneideinsätze auf ihre endgültige Größe geschliffen. Auf diese Weise wurden Schneideinsätze vom RNGN-45T-Typ (0,05 – 0,10 mm (0,002 – 0,004 Inch) × 20° Abschrägung) hergestellt. Diese Schneideinsätze wurden gegenüber K313-Sintercarbidschneideinsätzen vom RNGN-45-Typ aus dem Stand der Technik mit einer scharfen Schneidkante beim Drehen einer Ti-6A1-4V-Titanlegierung getestet. Die Testbedingungen sowie die Ergebnisse dieser Tests sind in Tabelle IV und 6 dargestellt und werden nachfolgend zusammengefaßt:
Es wurde ein Einzeltestversuch mit 152 m/Min. (500 sfm) durchgeführt, der die zu Pillen gepreßten, gesinterten und heißisostatisch gepreßten Schneideinsätze mit dem K313-Sintercarbid aus dem Stand der Technik vergleicht. 6 ist eine graphische Darstellung des maximalen Freiflächenverschleißes. Die wichtige Beobachtung ist die, daß die Verschleißgeschwindigkeit bei der vorliegenden Erfindung bis zum Ende der Lebensdauer nach 10 Minuten relativ gleichbleibend ist (basierend auf einem maximalen Freiflächenverschleiß von 1,0 mm (0,040 Inch)). Die Schnittgeschwindigkeit von 152 m/Min. ist für den Stand der Technik, bei dem die Werkzeugstandzeit aufgrund des 1,0 mm (0,040 Inch) überschreitenden maximalen Freiflächenverschleißes weniger als drei Minuten betrug, zu hoch.
Es wurden zwei Testversuche mit einer Umfangsgeschwindigkeit von 213 m/Min. (700 sfm) durchgeführt (siehe Tabelle IV und 6). Es stellte sich heraus, daß die zu Pillen gepreßten, gesinterten und heißisostatisch gepreßten Schneideinsätze (Δ) im Vergleich zu den heißgepreßten Schneideinsätzen (☐) unter diesen Bedingungen eine gleichwertige oder bessere Verschleißgeschwindigkeit aufwiesen. (Die heißgepreßten Schneideinsätze (RNGN-43T) versagten vorzeitig, indem sie zerbrachen, da sie für diesen Anwendungszweck zu dünn waren.) Bei einer Umfangsgeschwindigkeit von 213 m/Min. (700 sfm) hält die vorliegende Erfindung eine gleichmäßige Verschleißgeschwindigkeit aufrecht, die der bei dem Schneidwerkzeug aus dem Stand der Technik erzeugten signifikant überlegen ist. Die Schnittgeschwindigkeit von 213 m/Min. (700 sfm) befindet sich außerdem klar außerhalb des nützlichen Bereiches des getesteten unbeschichteten Carbids, das in weniger als zwei Minuten einen extremen lokalen Verschleiß erlebt.
In einem Versuch die Obergrenze der Schnittgeschwindigkeit für die vorliegende Erfindung zu bestimmen wurde ein Test mit 305 m/Min. (1000 sfm) durchgeführt (siehe Tabelle IV). Die Erfindung versagte nach zwei Minuten, indem sie zerbrach. Das Sintercarbidwerkzeug aus dem Stand der Technik erfuhr einen extremen lokalen Verschleiß, was zu einem Splittern der Span- und Freiflächen in weniger als eine Minute führte.
Basierend auf den vorangegangenen Beispielen ist es klar, daß die erfindungsgemäßen zu Pillen gepreßten, gesinterten und heißisostatisch gepreßten Schneidwerkzeuge dieselben Fähigkeiten zur spanabhebenden Bearbeitung von Materialien auf Titanbasis aufweisen wie die erfindungsgemäßen heißgepreßten Schneidwerkzeuge. Die vorliegende Erfindung kann Schnittgeschwindigkeiten widerstehen, die erheblich über dem nützlichen Betriebsbereich unbeschichteter Sintercarbide liegen. Es stellte sich weiterhin heraus, daß die vorliegende Erfindung größeren Verschleißnarben widerstehen kann, ohne die Beschleunigung der Verschleißgeschwindigkeit zu erfahren, die für Schneidwerkzeuge aus Sintercarbid typisch sind.
Man glaubt weiterhin, daß die Metallschneideleistung der vorliegenden Erfindung für eine längere Lebensdauer der Schneidkante und/oder die Fähigkeit einer höheren Bearbeitungsgeschwindigkeit durch das Aufbringen eines feuerfesten Überzugs auf die Spanfläche, die Freifläche und die Schneidkante weiter verbessert werden kann. Der Überzug kann durch bekannte, für das Beschichten von Schneidwerkzeugen verwendete Techniken des physikalischen und chemischen Aufdampfens aufgebracht werden. Ein feuerfester Überzug mit einem oder mehreren Schichten besteht vorzugsweise aus einem oder mehreren der folgenden feuerfesten Materialien: Aluminiumoxid und den Boriden, Carbiden, Nitriden und Carbonitriden von Zirconium, Hafnium und Titan, ihren Mischkristallen miteinander und ihren Legierungen. Es wird weiterhin vorgeschlagen, daß der Einsatz eines solchen feuerfesten Überzugs die Verwendung höherer Konzentrationen von Härtungsmitteln oder WC + Co zur weiteren Verbesserung der Sinterbarkeit der vorliegenden Erfindung erlauben kann und gleichzeitig den negativen Einfluß solcher Anstiege auf die Verschleißgeschwindigkeit bei der spanabhebenden Bearbeitung von Titanlegierungen auf ein Minimum reduziert.
Es wird außerdem erwogen, daß die erfindungsgemäßen Schneideinsätze entweder mit einer eingeschliffenen oder geformten Spänezerkleinererstruktur hergestellt werden können. Beispiele für Spänezerkleinererstrukturen, die hierin verwendet werden können, sind in dem US-Patent Nr. 5,141,367 beschrieben. Titanlegierungsspäne lassen sich bekanntermaßen nicht leicht zerbrechen. Der Grund dafür kann teilweise die geringe Geschwindigkeit beim Einsatz von unbeschichteten Sintercarbiden zum Drehen von Titanlegierungen sein. Wir glauben, daß die höhere Bearbeitungsgeschwindigkeit, die nun mit der vorliegenden Erfindung möglich ist, in Kombination mit einer Spänezerkleinererstruktur zu einer verbesserten Steuerung der Späne während des Drehens von Titanlegierungen führen kann.

Claims

Verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis, die Folgendes umfaßt: eine Mikrostruktur mit einer ersten T_x1M_y1B₂-Phase und einer zweiten Ti_x2M_y2Z-Phase um die erste Phase herum, in der x₁ > y₁; in der y₁ ≥ 0: in der x₂ > y₂; in der y₂ > 0; in der y₂/x₂ > y₁/x₁; in der M Wolfram einschließt; in der Wolfram der Zusammensetzung als Wolframcarbid zusammen mit Co zugesetzt wurde; und in der Z aus Bor oder einem Borcarbid, Boroxid, Bornitrid, Borcarbonitrid, Oxyborcarbonitrid, Boroxidcarbid oder Boroxidnitrid ausgewählt ist.
Verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis nach Anspruch 1, die weiterhin Folgendes umfaßt: eine dritte Ti_x3M_y3Z-Phase um die erste Phase herum, in der y₃ > 0; in der x₃ > y₃; und in der y₂/x₂ > y₃/x₃.
Verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis nach Anspruch 2, in der x₃ > x₂.
Verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis nach Anspruch 2 oder 3, in der x₁ > x₃.
Verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis nach einem der Ansprüche 1 bis 4, in der Z B₂ ist.
Verdichtete Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis nach einem der Ansprüche 1 bis 5 mit einer mittleren Korngröße von 8 μm oder weniger.
Verfahren zur Verdichtung einer Keramikzusammensetzung auf Titandiboridbasis, das folgenden Schritt umfaßt: Heißisostatisches Pressen eines teilweise verdichteten Preßkörpers, der Titandiborid, eine wirksame Menge einer Sinterhilfe und eine wirksame Menge eines Kornwachstumshemmers aufweist, unter einem Druck von bis zu 207 MPa (30.000 psi) bei einer Temperatur und über einen Zeitraum, die ausreichen, einen im Wesentlichen verdichteten Artikel gemäß Anspruch 1 mit einer mittleren Korngröße von 8 μm oder weniger zu erzeugen.
Verfahren nach Anspruch 7, das folgenden Schritt umfaßt: Vor dem Schritt des heißisostatischen Pressens wird ein mindestens 60 Gew.-% TiB₂-Pulver enthaltendes Pulver mit einem Mahlmedium aus WC-Co-Sinterhartmetall über einen Zeitraum gemahlen, der ausreicht, um eine Pulvermischung mit insgesamt etwa 2,5 bis 12 Gew.-% WC + Co, einschließlich mindestens 2,5 Gew.-% WC + Co aus dem Carbidmahlmedium, zu erzeugen.
Verfahren nach Anspruch 8, bei dem die Gesamtmenge an WC + Co in der Pulvermischung etwa 4 bis etwa 10 Gew.-% beträgt.
Verfahren nach Anspruch 7, das weiterhin folgende Schritte umfaßt: Versetzen des TiB₂-Pulvers mit 3,0 bis 12 Gew.-% der Summe aus WC + Co und einem Kornwachstumshemmer sowie Mischen des TiB₂ und WC, so daß eine Mischung entsteht; Pressen der Mischung zu einem Preßkörper; und anschließendes Sintern des Preßkörpers zur Erzeugung eines teilweise verdichteten Herstellungsartikels vor dem Schritt des heißisostatischen Pressens.
Verfahren nach Anspruch 10, das weiterhin die Umformung des im Wesentlichen verdichteten Artikels in einen Schneideinsatz umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 11, bei dem die mittlere Korngröße 6 μm oder weniger beträgt.
Verfahren nach Anspruch 12, bei dem die mittlere Korngröße 4 μm oder weniger beträgt.
Verfahren nach Anspruch 11, das weiterhin den Schritt des Aufbringens einer feuerfesten Beschichtung auf den Schneideinsatz umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 14, bei dem die feuerfeste Beschichtung eine oder mehrere Schichten aufweist, die aus der Gruppe von Aluminiumoxid und den Boriden, Carbiden, Nitriden und Carbonitriden von Zirconium, Hafnium und Titan sowie deren festen Lösungen miteinander und deren Legierungen ausgewählt werden.