DE69509035T3

DE69509035T3 - Beschichtete Klinge aus Sinterkarbid auf Wolframkarbidbasis

Info

Publication number: DE69509035T3
Application number: DE69509035T
Authority: DE
Inventors: Eiji c/o Chuo-Kenkyusho Omiya-shi Nakamura; Kazuhiro c/o Chuo-Kenkyusho Omiya-shi Akiyama; Ikuro c/o Chuo-Kenkyusho Omiya-shi Suzuki
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 1994-10-20
Filing date: 1995-10-12
Publication date: 2004-02-05
Anticipated expiration: 2015-10-13
Also published as: DE69509035D1; KR100187369B1; US5652045A; EP0709484B1; EP0709484A1; EP0709484B2; DE69509035T2; KR960014391A

Description

Hintergrund der Erfindung Technisches Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Schneidelement aus Sintercarbid auf Wolframcarbidbasis, dessen Oberfläche beschichtet ist, und das harte Überzugsschichten aufweist, die eine ausgezeichnete Bindungsstärke besitzen, so daß es sogar dann, wenn es zum Schneiden bei großem Schnittwiderstand, beispielsweise beim Schneiden von Weichstählen, eingesetzt wird, eine herausragende Schneidleistung über eine längere Zeit zeigt.
Stand der Technik
Wie es in japanischen Patentanmeldungen, nämlich den B-Veröffentlichungen-Nr. 57–1585 und 59–52703, beschrieben ist, sind Schneidelemente auf Sintercarbidbasis in der Technik wohlbekannt, deren Oberfläche beschichtet ist, und die generell zum Drehen und Fräsen von Legierungsstählen und Gußeisen eingesetzt werden. Ein solches Schneidelement beinhaltet: Ein Substrat aus einem Sintercarbid auf Wolframcarbidbasis, welches in seiner Struktur völlig homogen sein kann oder welches einen Oberflächenbereich aufweist, der im Vergleich zu einem inneren Bereich eine an Binderbestandteilen, wie Cobalt, reiche Oberflächenzone aufweist, und eine harte Beschichtung mit einer durchschnittlichen Schichtdicke zwischen 3 und 30 μm, welche auf dem Substrat mittels chemischen Abscheidens aus der Dampfphase oder physikalischen Abscheidens aus der Dampfphase gebildet wird und eine erste Schicht aus Titannitrid (im folgenden als TiN bezeichnet), eine zweite Schicht aus Titancarbonitrid (im folgenden als TiCN bezeichnet), und eine dritte Schicht aus Aluminiumoxid (im folgenden als Al₂O₃ bezeichnet) einschließt. Wahlweise kann die harte Beschichtung eine vierte Schicht aus TiN und eine Zwischenschicht aus Titancarbid (im folgenden als TiC bezeichnet) zwischen der zweiten und der dritten Schicht einschließen.
Darüber hinaus ist in den letzten Jahren zusätzlich zu dem zunehmenden Bedürfnis nach dem unbemannten Betrieb der Schneidverfahren die Fabrikautomatisierung bei Schneidmaschinen bemerkenswert und mehr und mehr wird Universalität bei Schneidwerkzeugen im allgemeinen erforderlich. Im Fall der üblichen beschichteten Schneidelemente des o.g. Typs ist es so, daß sie ohne irgendwelche Probleme zum Schneiden von Legierungsstählen oder Gußeisen eingesetzt werden können. Da jedoch die Bindungsstärke der harten Beschichtung nicht ausreichend ist, ist die harte Beschichtung anfällig für Schichtablösung oder Abplatzen, wenn das Schneidelement bei der Schneidoperation an Weichstählen mit hohem Schneidwiderstand eingesetzt wird. Aus diesem Grund ist die Standzeit des Schneidelements relativ kurz.
JP-A-6108254 betrifft ein Schneidwerkzeug, bei dem eine spezifizierte innere Schicht aus Titannitrid und eine spezifizierte äußere Schicht aus Titancarbonitrid auf der Oberfläche eines gesinterten Hartmetallegierungssubstrats auf WC-Basis bereitgestellt wird. Die innere Schicht aus Titannitrid hat eine Dicke von 5 bis 50 nm und zeigt kristalline Körner mit einer körnigen Struktur. Auf dieser inneren Schicht ist eine äußere Schicht aus Titancarbonitrid gebildet, welche eine Dicke zwischen 1 und 8 μm hat und kristalline Körner mit einer Säulenstruktur zeigt. Auf der Oberfläche des Schneidwerkzeugs (gesinterte Hartmetallegierung auf WC-Basis mit beschichteter Oberfläche) ist darüber hinaus eine einzelne Schicht oder eine Vielzahl von Schichten aus mindestens einem Material aus der Gruppe Aluminumoxid, Titancarbonat und Titancarbonitridoxid mit einer Dicke zwischen 0,1 und 2 μm bereitgestellt.
JP-A-6057429 betrifft ein Schneidwerkzeug, bei welchem eine harte Überzugsschicht, die aus einer einzelnen TiCN-Schicht oder laminierten TiCN-Schichten auf der Oberfläche eine Cermetsubstrats auf TiCN-Basis gebildet ist. Die kristalline Struktur der TiCN-Schicht (en) ist gebildet aus irgendeiner Struktur, welche ausgewählt ist aus einer Kristallstruktur, die sich von einer körnigen Struktur in eine longitudinal wachsende Kristallstruktur verändert hat, einer Kristallstruktur, die sich von einer körnigen Kristallstruktur in eine longitudinal wachsende Kristallstruktur und darüber hinaus in eine körnige Kristallstruktur geändert hat, und einer Kristallstruktur, die sich von einer longitudinal wachsenden Struktur in eine körnige Kristallstruktur geändert hat.
Zusammenfassung der Erfindung
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung, welche die oben identifizierten Probleme wahrgenommen hatten, die bei den üblichen Schneidelementen auftreten, machten eine gründliche Untersuchung, um die Bindungsstärke der harten Beschichtung zu erhöhen. Als Ergebnis wurde entdeckt, daß:

(a) in der harten Beschichtung der üblichen beschichteten Sintercarbidschneidelemente zwar die erste Schicht aus TiN eine relativ starke Bindungsstärke bezüglich des Sintercarbidsubstrats hat, aber die Bindungsstärken zwischen den einzelnen Schichten, d.h. die Bindungsstärken von Schicht zu Schicht, ungenügend sind, was Schichtablösungen oder Abplatzungen zur Folge hat;
(b), während in der harten Beschichtung der üblichen beschichteten Sintercarbidschneidelementen die erste Schicht aus TiN, die zweite Schicht aus TiCN, sowohl die wahlweise vorhandene vierte Schicht aus TiN als auch die wahlweise vorhandene Zwischenschicht aus TiC körnige Kristallstrukturen haben, und die dritte Schicht aus Al₂O₃ eine Kristallstruktur vom α-Typ hat, die Bindungsstärkender zweiten Schicht aus TiCN bezüglich der ersten Schicht aus TiN und der dritten Schicht aus Al₂O₃ und die Bindungsstärken der dritten Schicht aus Al₂O₃ bezüglich der wahlweise vorhandenen vierten Schicht aus TiCN und auch die Bindungsstärken der wahlweise vorhandenen Zwischenschicht aus TiC bezüglich der mit ihnen verbundenen benachbarten Schichten bemerkenswert erhöht werden, wenn die Kristallstrukturen der Schichten in der Weise modifiziert werden, daß die zweite Schicht aus TiCN eine Kristallstruktur von einseitig gewachsenen langgestreckten Kristallen hat, während die dritte Schicht aus Al₂O₃ eine Kristalle vom ĸ-Typ und/oder α-Typ einschließende Kristallstruktur hat; und
(c), wenn das mit der zweiten Schicht aus TiCN oder der wahlweise vorhandenen Zwischenschicht aus TiC beschichtete Substrat zwischen 850 und 1100°C in einer Wasserstoffatmosphäre bei einem Druck zwischen 10 und 100 Torr 1 bis 5 Stunden lang wärmebehandelt wird, die Bestandteile des Sintercarbidsubstrats, zum mindesten Wolfram und Cobalt, aufgrund der Kapillarwirkung mit einem vorgeschriebenen W : Co-Atomverhältnis in die Korngrenzen der ersten und zweiten Schicht und der wahlweise vorhandenen Zwischenschicht ausreichend eindiffundiert werden, und es dazu kommt, daß die erhaltene erste und die erhaltene zweite Schicht, ebenso wie die wahlweise vorhandene Zwischenschicht, mindestens Wolfram und Cobalt enthalten, so daß zusätzlich zu der Zunahme der Bindungsstärke zwischen Kristallkörnern die Bindungsstärke von Schicht zu Schicht, ebenso wie die Bindungsstärke zwischen der harten Beschichtung und dem Substrat, beträchtlich gesteigert wird.

So wird gemäß der vorliegenden Erfindung ein Sintercarbidschneidelement auf Wolframcarbidbasis, dessen Oberfläche beschichtet ist, bereitgestellt, welches ein Substrat aus einem Sintercarbid auf Wolframcarbidbasis, das zum mindesten Wolfram und Cobalt enthält, und eine harte Beschichtung mit einer durchschnittlichen Schichtdicke zwischen 3 und 30 μm beinhaltet, die auf dem genannten Substrat gebildet ist und eine erste, auf dem genannten Substrat abgeschiedene Schicht, eine zweite auf der genannten ersten Schicht abgeschiedene Schicht und eine dritte auf der genannten zweiten Schicht abgeschiedene Schicht einschließt, worin die genannte erste Schicht eine körnige Kristallstruktur hat und aus mindestens einem Material gebildet ist, welches aus Titannitrid, Titancarbid und Titancarbonitrid ausgewählt ist, die genannte zweite Schicht eine Kristallstruktur aus einseitig gewachsenen langgestreckten Kristallen hat und aus Titancarbonitrid gebildet ist, und die genannte dritte Schicht aus Aluminiumoxid gebildet ist, welches auf Kristallen vom ĸ-Typ und/oder α-Typ basiert, dadurch gekennzeichnet, daß von den das genannte Substrat bildenden Bestandteilen mindestens Wolfram und Cobalt (einschließlich Kohlenstoff) in die Korngrenzen der genannten ersten und der genannten zweiten Schicht eindiffundiert sind.
Mit diesem Aufbau erhält das Schneidelement der Erfindung eine harte Beschichtung, welche außerordentliche Bindungsstärken von Schicht zu Schicht und Bindungsstärken zwischen der harten Beschichtung und dem Substrat besitzt. Entsprechend können die Schneidelemente, zusätzlich zu der Verwendung bei Schneidoperationen an legierten Stählen und Gußeisen, bei Schneidoperationen eingesetzt werden, bei denen ein großer Schnittwiderstand zu überwinden ist, wie beispielsweise beim Schneiden von Weichstählen, und sie zeigen eine außergewöhnliche Schneidleistung über eine längere Zeit.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Es ist also so, daß das Sintercarbidschneidelement auf Wolframcarbidbasis gemäß der Erfindung, dessen Oberfläche beschichtet ist, ein Sintercarbidsubstrat auf Wolframcarbidbasis und eine darauf aufgebrachte harte Beschichtung mit einer durchschnittlichen Schichtdicke zwischen 3 und 30 μm beinhaltet, welche eine erste auf dem Substrat abgeschiedene Schicht (ausgewählt aus TiN, TiC und TiCN), eine zweite auf der ersten Schicht abgeschiedene Schicht (TiCN) und eine dritte auf der zweiten Schicht abgeschiedene Schicht (Al₂O₃ auf der Basis von Kristallen vom ĸ-Typ und/oder α-Typ) einschließt und dadurch gekennzeichnet ist, daß (a) die erste Schicht eine körnige Kristallstruktur hat, während die zweite Schicht eine Kristallstruktur von einseitig gewachsenen langgestreckten Kristallen hat, und daß (b) von den das Sintercarbidsubstrat bildenden Bestandteilen mindestens Wolfram und Cobalt (einschließlich Kohlenstoff) in die Korngrenzen der ersten und der zweiten Schicht eindiffundiert sind.
Im vorangehenden kann das Sintercarbid auf Wolframcarbidbasis in seiner Struktur vollständig homogen sein oder kann eine Oberflächenzone aufweisen, welche an Binderbestandteilen reich ist. Typischerweise kann das Sintercarbid auf Wolframcarbidbasis, welches im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung benutzt werden kann, Cobalt als eine eine Binderphase bildende Komponente und im übrigen Wolframcarbid als eine eine harte dispergierte Phase bildende Komponente beinhalten. Es kann darüber hinaus als eine Komponente der dispergierten Phase Carbide, Nitride und/oder Carbonitride von Metallen beinhalten, welche aus den Gruppen IV_A, V_A, VI_A des Periodensystems ausgewählt sind.
Bezüglich der harten Beschichtung kann, wenn die durchschnittliche Dicke der harten Beschichtung geringer als 3 μm ist, eine gewünschte Abriebbeständigkeit nicht sichergestellt werden. Andererseits verschlechtert sich bei über 30 μm plötzlich der Bruchwiderstand. Deshalb ist die durchschnittliche Dicke der harten Beschichtung als im Bereich zwischen 3 und 30 μm liegend bestimmt worden.
In der harten Beschichtung ist die erste Schicht aus einem Material gebildet, das aus TiN, TiC und TiCN ausgewählt ist. Die zweite Schicht ist aus TiCN gebildet und die dritte Schicht ist aus Al₂O₃ auf der Basis von Kristallen vom ĸ-Typ und/oder α-Typ gebildet. Die durchschnittlichen Dicken der ersten Schicht aus TiN oder dergleichen, der zweiten Schicht aus TiCN und der dritten Schicht aus Al₂O₃ liegen bevorzugt zwischen 0,1 und 5 μm, zwischen 1 und 20 μm bzw. zwischen 0,1 und 15 μm und noch bevorzugter zwischen 0,1 und 2 μm, zwischen 3 und 15 μm bzw. zwischen 1 und 10 μm.
Zusätzlich kann, solange die Gesamtdicke der Beschichtung 30 μm nicht überschreitet, die harte Beschichtung eine oder mehrere wahlweise vorhandene Beschichtungsschichten aufweisen. Insbesondere kann eine Zwischenschicht aus TiC bevorzugt zwischen der zweiten und der dritten Schicht so abgeschieden werden, daß sie eine körnige Kristallstruktur und eine Schichtdicke zwischen 0,1 und 5 μm hat. Die harte Beschichtung kann noch eine dazwischenliegende Schicht aus TiCO (Titanoxidcarbid) oder TiCNO (Titanoxidcarbonitrid) aufweisen, welche zwischen der zweiten und der dritten Schicht so abgeschieden ist, daß sie eine körnige Kristallstruktur und eine Schichtdicke zwischen 0,1 und 5 μm hat. Wenn die oben erwähnte Zwischenschicht gebildet wird, kann diese dazwischenliegende Schicht mit einer körnigen TiCO- oder TiCNO-Kristallstruktur zwischen der Zwischenschicht und der dritten Schicht gebildet werden, aber ihre durchschnittliche Dicke wird so festgelegt, daß die Gesamtdicke der dazwischenliegenden Schicht und der Zwischenschicht im Bereich zwischen 0,1 und 5 μm liegt.
Die harte Beschichtung kann darüber hinaus eine wahlweise vorhandene vierte Schicht aus körnigem TiN oder TiCN beinhalten, welche auf der dritten Schicht gebildet ist und eine durchschnittliche Schichtdicke zwischen 0,1 und 5 μm hat. Darüber hinaus kann die dritte Schicht eine Verbundschichtstruktur haben, welche mindestens eine Trennschicht einschließt, um darin mindestens drei Unterschichten zu definieren, wobei die Grenzschicht aus mindestens einem Material aus der Gruppe TiC, TiN, TiCN, TiCO und TiCNO gebildet ist. Die Dicke einer solchen Trennschicht kann bevorzugt zwischen 0,01 und 1 μm liegen und die Gesamtdicke der Verbundschichtstruktur liegt bevorzugt zwischen 1 und 10 μm.
Ferner sind von den das Sintercarbidsubstrat bildenden Bestandteilen mindestens das Wolfram (W) und das Cobalt (Co) (einschließlich Kohlenstoff) in die Korngrenzen der ersten und der zweiten Schicht eindiffundiert, um mit Titanverbindungen Korngrenzenphasen zu bilden. In dieser Hinsicht wird es bevorzugt, wenn die in die Korngrenzen der ersten und zweiten Schicht eindiffundierten Anteile (in Atom-%) des Wolframs und Cobalts (einschließlich Kohlenstoff) in einer dem Substrat benachbarten Zone größer sind und in Richtung der oberen Oberfläche der harten Beschichtung abnehmen. Darüber hinaus beträgt sowohl die eindiffundierte Menge des Wolframs wie des Cobalts in der ersten Schicht nicht weniger als 5 Atom-%. Ferner wird es bevorzugt, wenn das Atomverhältnis von eindiffundiertem Wolfram zu eindiffundiertem Cobalt in einer Zone, welche zwischen 0,1 und 0,3 μm von der Substratoberfläche entfernt ist, der folgenden Beziehung:
3 : 5 < W : Co
genügt. Das ist deshalb so, weil bei weniger als 3 : 5 ein ausreichender Anteil von eindiffundiertem Wolfram nicht erhalten wird, und die Bindungsstärke bezüglich des Substrats nicht ausreicht, um eine Ablösung der ganzen harten Beschichtung während der Schneidoperation zu verhindern. Die obere Grenze dieses Verhältnisses kann bevorzugt bei etwa 1 liegen. Der o.g. wert 3 : 5 ist ein Wert, welcher beim Analysieren des dem Substrat benachbarten Bereichs erhalten worden ist, typischerweise, indem eine Messung des Bereichs, welcher einen Abstand von der Substratoberfläche zwischen 0,1 und 0,2 μm hat, mit dem Transmissionselektronenmikroskop ausgeführt wird.
Wenn der Wolframanteil im Vergleich zu dem des Cobalts analysiert wird, stellt man fest, daß der Wolframanteil in einer dem Substrat benachbarten Position reich ist und in der vom Substrat weglaufenden Richtung abnimmt. Diese abnehmende Tendenz des wolframanteils ist größer als die des Cobaltanteils, und die Korngrenzen, welche wenig Wolfram enthalten und reich an Cobalt sind, werden in den Bereichen gesehen, welche vom Substrat beabstandet sind. In den Bereichen, welche noch weiter vom Substrat entfernt sind, neigen die eindiffundierten Schichten fast dazu zu verschwinden.
Wie in der japanischen Patentanmeldung A-Veröffentlichung Nr. 6–8010 beschrieben ist, kann unter den verschiedenen Schichten der harten Beschichtung die zweite Schicht aus langgestreckten TiCN-Kristallen bevorzugt unter den folgenden Bedingungen gebildet werden:

(a) Reaktionsgaszusammensetzung: 1 bis 4 vol.-% TiCl₄, 1 bis 5 Vol.-% CH₃CN, 0 bis 35 Vol.-% N₂ und der Rest H₂.
(b) Reaktionstemperatur: 850 bis 950°C
(c) Umgebungsdruck: 4 bis 27 kPa (30 bis 200 Torr).

Darüber hinaus kann die Schicht aus körnigen TiCN-Kristallen üblicherweise unter den folgenden Bedingungen gebildet werden:

(a) Reaktionsgaszusammensetzung: 1 bis 5 Vol.-% TiCl₄, 2 bis 7 Vol.-% CH₃CN, 15 bis 30 Vol.-% N₂ und der Rest H₂.
(b) Reaktionstemperatur: 950 bis 1050°C
(c) Umgebungsdruck: 4 bis 27 kPa (30 bis 200 Torr).

Ferner kann die Al₂O₃-Schicht, welche im wesentlichen aus Kristallen vom ĸ-Typ besteht, unter dem folgenden Bedingungen gebildet werden:

(a) Zusammensetzung des Reaktionsgases: 1 bis 20 Vol.-% AlCl₃ und der Rest H₂ oder 1 bis 20 Vol.-% AlCl₃ und/oder 0,05 bis 5 Vol.-% H₂S und der Rest H₂ für eine 1 bis 120 Minuten dauernde Anfangsstufe, und 1 bis 20 Vol.-% AlCl₃, 0,5 bis 30 Vol.-% CO₂ und der Rest H₂ oder 1 bis 20 Vol.-% AlCl₃, 0,5 bis 30 Vol.-% CO₂, 1 bis 20 Vol.-% HCl und/oder 0,05 bis 5 Vol.-% H₂S und der Rest H₂ für die spätere Stufe;
(b) Reaktionstemperatur: 850 bis 1000°C
(c) Umgebungsdruck: 4 bis 27 kPa (30 bis 200 Torr).

Auf diese Weise kann die harte Beschichtung des Schneidelements der Erfindung mittels eines chemischen Abscheideverfahrens aus der Dampfphase oder eines physikalischen Abscheideverfahrens aus der Dampfphase unter den o.g., üblichen Bedingungen gebildet wurden, indem zunächst eine erste Schicht TiN oder dergleichen auf der Oberfläche des Sintercarbidsubstrats abgeschieden wird und anschließend die zweite Schicht aus TiCN und die dritte Schicht aus Al₂O₃ und wahlweise die vierte Schicht aus TiN oder dergleichen abgeschieden wird. In diesem Verfahren kann während der Bildung der zweiten Schicht und der nachfolgenden äußeren Schichten die Kohlenstoffkomponente in dem Sintercarbidsubstrat gelegentlich in die erste Schicht aus TiN oder dergleichen eindiffundiert werden, wobei hiermit eine feste Lösung gebildet wird. In diesem Fall kann, wenn die erste Schicht aus TiN besteht, dieses teilweise oder vollständig in TiCN umgewandelt werden.
Die vorliegende Erfindung wird nun detaillierter anhand des folgenden Beispiels erläutert.
Beispiel
Als Ausgangsmaterialien wurden mittelkörniges 3 μm-WC-Pulver, grobkörniges 5 μm-WC-Pulver, 1,5 μm-(Ti, W)C-Pulver (Gewichtsverhältnis TiC : WC = 30 : 70), 1,2 μm-(Ti, W)(C, N)-Pulver (TiC : TiN : WC = 24 : 20 : 56) und 1,2 μm-Co-Pulver zubereitet, dann wurden diese Pulver der Ausgangsmaterialien zu den in der Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzungen zusammengemischt und im nassen Zustand in einer Kugelmühle 72 Stunden lang gemischt. Nach dem Trocknen wurden sie unter Druck zu Grünlingen der Form gemäß ISO CNMG 120408 (Sintercarbidsubstrate A bis C) und SEEN 42 AFTNl (Sintercarbidsubstrat D) unter Druck geformt und dann wurden diese Grünlinge im Vakuum unter den in der Tabelle 2 gezeigten Bedingungen gesintert, wobei das Ergebnis die Herstellung der Sintercarbidsubstrate A bis D war.
Darüber hinaus wurde im Fall des obigen Sintercarbidsubstrats A, nachdem es in einer Atmosphäre aus CH₄-Gas bei 13 kPa (100 Torr) und einer Temperatur von 1400°C eine Stunde gehalten worden war, mit ihm unter allmählichem Abkühlen ein Aufkohlungsvorgang durchgeführt, und dann wurde, indem der Kohlenstoff und Co, welche an der Substratoberfläche hingen, unter Einsatz von Säure und der Trommelpolierung entfernt wurden, eine Co-reiche Region 40 μm tief in der Oberflächenschicht des Substrats gebildet, wobei in einer 10 μm von der Oberfläche entfernten Position, der maximale Co-Gehalt 15 Gew.-% war.
Ferner wurde im Fall des obigen Sintercarbidsubstrats C, während es gesintert wurde, 20 μm tief eine Co-reiche Region gebildet, wobei in einer 15 μm von der Oberfläche entfernten Position der maximale Co-Gehalt 9 Gew.-% war und in den verbleibenden Sintercarbidsubstraten B und D wurde keine Coreiche Region gebildet und sie hatten vollkommen homogene Strukturen. Die Härten der inneren Bereiche der obigen Sintercarbidsubstrate wurden gemäß der Rockwell A- Maßeinteilung auch gemessen, und die Ergebnisse sind auch in der Tabelle 2 eingetragen.
Anschließend wurden, nachdem die Oberflächen der Sintercarbidsubstrate A bis D gehont worden waren, harte Beschichtungen, welche in den Tabellen 4 bis 9 gezeigte Zusammensetzungen, Kristallstrukturen und durchschnittliche Schichtdicken hatten, auf den Substraten bei den in der Tabelle 3 gezeigten Bedingungen unter Verwendung einer üblichen Vorrichtung für die chemische Abscheidung aus der Dampfphase gebildet, und, indem nach der Bildung der zweiten Schicht, die erhaltenen beschichteten Substrate zur Wärmebehandlung in einer Wasserstoffatmosphäre von 666 kPa (5 Torr) bei einer Temperatur von 1050°C während einer vorgeschriebenen Zeitdauer zwischen 1 und 5 Stunden gehalten wurden, wurden die beschichteten Sintercarbidschneidelemente 1 bis 33 der vorliegenden Erfindung hergestellt, während ohne die oben beschriebene Wärmebehandlung die beschichteten Sintercarbidschneidelemente 1 bis 10 zum Vergleich hergestellt wurden.
Bezüglich des beschichteten Sintercarbidschneidelements 6 der Erfindung wurden die W- und Co-Verteilungen in den Korngrenzen der harten Beschichtung untersucht, indem die Korngrenze unter Verwendung eines Transmissionselektronenmikroskopes spezifiziert und dieselben quantitativ unter Anwendung der energiedispersiven Röntgenspektroskopie analysiert wurden. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 aufgeführt, aus welcher ersichtlich ist, daß der W-Anteil ab einer etwa 1 μm von der Substratoberfläche entfernten Position steil abfällt, während der Co-Anteil ab der ungefähr 3 μm von der Oberfläche entfernten Position plötzlich abfällt.
In derselben Weise wurden die W- und Co-Verteilungen bei den restlichen beschichteten Sintercarbidschneidelementen 1 bis 7 und 9 bis 33 der Erfindung untersucht und dieselbe Verteilung wurde bestätigt.
Darüber hinaus wurden bezüglich der ersten und der zweiten Schicht und der wahlweise vorhandenen Zwischenschicht der so erhaltenen, beschichteten Sintercarbidschneidelemente, die durchschnittlichen W- und Co-Anteile in der jeweiligen Schicht erhalten, indem der Durchschnitt von 5 Punkten in jeder Schicht genommen wurde. Die Ergebnisse sind auch in den Tabellen 4 bis 9 gezeigt.
Dann wurde mit den beschichteten Sintercarbidschneidelementen 1 bis 4, 7 bis 10, 13 bis 16, 19 bis 22 und 25 bis 28 der Erfindung und mit den zum Vergleich hergestellten beschichteten Sintercarbidschneidelementen 1 bis 4, 6, 7, 9 und 10 ein ununterbrochener Schneidtest an Weichstahl unter den folgenden Bedingungen durchgeführt:
Werkstück: Runder Stab aus Weichstahl
Schneidgeschwindigkeit: 335 m/min.
Vorschub: 0,25 mm/Umdrehung
Schnittiefe: 2 mm
Schneidzeit: 20 min.
Darüber hinaus wurde ein unterbrochener Schneidtest unter den folgenden Bedingungen durchgeführt:
Werkstück: Quadratischer Block aus Weichstahl
Schneidgeschwindigkeit: 305 m/min.
Vorschub: 0,26 mm/Umdrehung
Schnittiefe: 1,5 mm
Schneidzeit: 25 min.
Bei jedem der Tests wurde die Breite des Flankenverschleisses der Schneidkanten gemessen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 4 bis 9 aufgeführt.
Darüber hinaus wurde mit den beschichteten Sintercarbidschneidelementen 5, 6, 11, 12, 17, 18, 23, 24 und 29 der Erfindung und den beschichteten, zum Vergleich hergestellten Sintercarbidschneidelementen 5, 8 und 11 ein Frästest an Weichstahl unter den folgenden Bedingungen durchgeführt:
Werkstück: Quadratblock aus Weichstahl
Schneidgeschwindigkeit: 305 m/min.
Vorschub: 0,36 mm/Zahn
Schnittiefe: 2,5 mm
Schneidzeit: 30 min.,
wobei die Breiten des Flankenverschleisses der Schneidkanten gemessen wurden. Die Ergebnisse sind auch in den Tabellen 4 bis 9 aufgeführt.
Wie man aus den Tabellen 4 bis 9 ersieht, zeigen alle beschichteten Sintercarbidschneidelemente 1 bis 33 gemäß der Erfindung die Eigenschaften, daß, obwohl bei den Schneidoperationen an Weichstählen ein großer Schneidwiderstand überwunden werden muß, weder eine Schichtablösung noch ein Abplatzen bei der harten Beschichtung auftritt und eine außergewöhnliche Bindungsstärke zwischen den Schichten erhalten werden kann. Im Gegensatz dazu waren die beschichteten, zum Vergleich hergestellten Sintercarbidschneidelemente 1 bis 11 den Schichtablösungen oder dem Abplatzen während der Schneidoperationen an dem Weichstahl unterworfen und ihre Standzeit endete in relativ kurzer Zeit.

Claims

Oberflächenbeschichtetes auf Wolframcarbid basierendes Sintercarbidschneidelement umfassend: ein Substrat eines auf Wolframcarbid basierenden Sintercarbids, das mindestens Wolfram und Cobalt enthält; und eine harte Beschichtung mit einer durchschnittlichen Schichtdicke von 3 bis 30 μm, die auf dem Substrat gebildet wird und eine erste Schicht einschließend, die auf dem Substrat abgelagert ist, eine zweite Schicht, die auf der ersten Schicht abgelagert ist und eine dritte Schicht, die auf der zweiten Schicht abgelagert ist, wobei die erste Schicht eine körnige Kristallstruktur aufweist und aus mindestens einem aus Titannitrid, Titancarbid und Titancarbonitrid gebildet ist, wobei die zweite Schicht eine Kristallstruktur aus einseitig gewachsenen langgestreckten Kristallen hat und aus Titancarbonitrid gebildet wird, und die dritte Schicht aus Aluminiumoxid gebildet ist, welches auf Kristallen vom ĸ-Typ und/oder α-Typ basiert, dadurch gekennzeichnet, dass von den Substrat bildenden Bestandteilen mindestens Wolfram und Cobalt in Korngrenzen der ersten und zweiten Schichten eindiffundiert sind, und sowohl Wolfram wie Cobalt in Korngrenzen der ersten Schicht in einer Menge von nicht weniger als 5 Atom-% eindiffundiert sind.
Oberflächenbeschichtetes Sintercarbidschneidelement wie in Anspruch 1 definiert, worin die eindiffundierten Mengen an Wolfram (W) und Cobalt (Co) in Atom-% in einem dem Substrat benachbarten Bereich größer sind und in Richtung der oberen Oberfläche der harten Beschichtung abnehmen, und worin das Atomverhältnis von Wolfram zu Cobalt in dem Substrat benachbarten Bereich der folgenden Beziehung 3/5 < W/Co genügt.
Oberflächenbeschichtetes Sintercarbidschneidelement wie in Anspruch 2 definiert, worin das Sintercarbidsubstrat auf Wolframcarbidbasis in seiner Struktur vollständig homogen ist oder eine Oberflächenzone hat, die reich an Binderbestandteilen ist.
Oberflächenbeschichtetes Sintercarbidschneidelement wie in einem der Ansprüche 1 bis 3 definiert, worin die harte Beschichtung darüber hinaus eine dazwischen liegende Schicht aus Titancarbid einschließt, die zwischen der zweiten Schicht und der dritten Schicht so gebildet ist, dass sie eine körnige Kristallstruktur und eine Schichtdicke zwischen 0,1 und 5 μm aufweist.
Oberflächenbeschichtetes Sintercarbidschneidelement, wie in einem der Ansprüche 1 bis 3 definiert, worin die harte Beschichtung darüber hinaus eine dazwischen liegende Schicht aus mindestens einer Verbindung einschließt, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Titanoxycarbid und Titanoxycarbonitrid, wobei die dazwischen liegende Schicht so zwischen der zweiten und der dritten Schicht gebildet ist, dass sie eine körnige Kristallstruktur und eine Schichtdicke zwischen 0,1 und 5 μm aufweist.
Oberflächenbeschichtetes Sintercarbidschneidelement wie in Anspruch 4 definiert, worin die harte Beschichtung darüber hinaus eine dazwischen liegende Schicht aus mindestens einer Verbindung einschließt, die aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus Titanoxycarbid und Titanoxycarbonitrid besteht, wobei die dazwischen liegende Schicht zwischen der Zwischenschicht und der dritten Schicht gebildet ist, so dass sie eine körnige Kristallstruktur und eine Schichtdicke hat, so dass die Gesamtdicke der dazwischen liegenden Schicht und der Zwischenschicht von 0,1 und 5 μm reicht.
Oberflächenbeschichtetes Sintercarbidschneidelement wie in einem der Ansprüche 1 bis 6 definiert, worin die harte Beschichtung darüber hinaus eine vierte Schicht mit körniger Struktur aufweist, die auf der dritten Schicht aufgetragen ist, wobei die vierte Schicht aus einer Verbindung gebildet ist, die aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Titannitrid und Titancarbonitrid besteht.
Oberflächenbeschichtetes Sintercarbidschneidelement wie in einem der Ansprüche 1 bis 6 definiert, worin die dritte Schicht eine Verbundschichtstruktur aus mindestens drei Unterschichten aufweist, die aus mindestens einer Verbindung gebildet sind, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die aus Titancarbid, Titannitrid, Titancarbonitrid, Titanoxycarbid und Titanoxycarbonitrid besteht, wobei die Dicke jeder Unterschicht von 0,01 bis 1 μm beträgt, während die Dicke der Verbundschichtstruktur von 1 bis 10 μm reicht.
Oberflächenbeschichtetes Sintercarbidschneidelement wie in Anspruch 7 definiert, wobei die dritte Schicht eine Verbundschichtstruktur aus mindestens drei Unterschichten aufweist, die aus einer Verbindung geformt sind, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die aus Titancarbid, Titannitrid, Titancarbonitrid, Titanoxycarbid und Titanoxycarbonitrid besteht, wobei die Dicke jeder Unterschicht von 0,01 bis 1 μm beträgt, während die Dicke der Verbundschichtstruktur von 1 bis 10 μm reicht.