DE69513086T2

DE69513086T2 - Stickstoffenthaltende hartgesinterte Legierung

Info

Publication number: DE69513086T2
Application number: DE69513086T
Authority: DE
Inventors: Akihiko Ikegaya; Kazutaka Isobe; Nobuyuki Kitagawa; Keiichi Tsuda
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1994-05-19
Filing date: 1995-05-18
Publication date: 2000-07-13
Anticipated expiration: 2015-05-19
Also published as: EP0687744A3; DE69523342T2; EP0687744A2; EP0822265A2; KR0180522B1; EP0822265B1; DE69523342D1; KR950032671A; EP0687744B1; DE69513086D1; EP0822265A3

Description

Stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall

Hintergrund der Erfindung

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft ein stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall und insbesondere betrifft es ein stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall, das bezüglich Temperaturschockbeständigkeit, Verschleißbeständigkeit und Festigkeit verbessert ist, um als ein Material für ein Schneidwerkzeug zu dienen und die Anwendung des Nassschneidens zu ermöglichen.

Beschreibung von verwandter Technik.

Ein stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall mit einer Hartstoffphase aus einem Carbo-Nitrid, die hauptsächlich aus Titan gebildet wird und welche über ein Metall, das Ni und Co enthält, gebunden ist, wurde bereits in der Praxis als ein Schneidwerkzeug eingesetzt. Dieses stickstoffhaltige gesinterte Hartmetall wird weit verbreitet für ein Schneidwerkzeug eingesetzt, ähnlich dem sogenannten Sinter-Carbid, das hauptsächlich aus WC gebildet ist, da die Hartstoffphase extrem gefeint ist, verglichen mit einem konventionellen gesinterten Hartmetall, welches frei von Stickstoff ist, um im Ergebnis die Hochtemperatur-Kriechbeständigkeit merklich zu verbessern.
Bei diesem stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetall ist jedoch die Beständigkeit gegenüber Temperaturschocks aus den nachfolgenden Gründen reduziert:
(i) Die thermische Leitfähigkeit dieses stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetalls ist ungefähr die Hälfte von dem des Sinter-Carbids, da die thermische Leitfähig keit von Titan, welches die Hauptkomponente des Carbo-Nitrids ist, extrem kleiner als die von WC ist, welche die Hauptkomponente des Sinter-Carbids ist, und
(ii) der thermische Ausdehnungskoeffizient des stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetalls ist ungefähr 1,3 mal der des Sinter-Carbids, da dieser Koeffizient ebenfalls von dem charakteristischen Wert der Hauptkomponente abhängt, ähnlich dem der thermischen Leitfähigkeit.
Deshalb ist das stickstoffhaltige gesinterte Hartmetall nachteilhaft gegenüber beschichtetem Sinter-Carbid oder ähnlichem unterlegen, was die Zuverlässigkeit bei Schneiden unter Bedingungen anbelangt, die einen insbesondere starken Temperaturschock mit sich bringen, wie beispielsweise Fräsen, Schneiden eines Vierkantholzes mit einer Drehbank oder Nasskopieren mit einer merklichen Variation in der Schneidtiefe.
Um derartige Probleme der konventionellen stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetalle zu lösen, sind verschiedene Verbesserungen versucht worden, wie folgt: Beispielsweise schlägt die japanische Offenlegungsschrift Nr. 2-15139 (1990) Mittel zur Verbesserung der Oberflächenrauhigkeit eines Materials vor, das mindestens 50 Gew.-% Titan in Form eines Carbids oder ähnliches und weniger als 40 Gew.-% eines Elements in Form eines Carbids enthält, das zu der Gruppe 6A (der Gruppe VIB in der CAS Version) gehört, und das ein Atomverhältnis N/(C + N) von 0, 4 bis 0,6 bei einem hohen Stickstoffgehalt durch Steuerung der Sinter- Atmosphäre aufweist, um einen modifizierten Teil zu bilden, der eine hohe Zähigkeit und Härte in einem Oberflächenschichtbereich aufweist. Auf der anderen Seite offenbart die japanische Offenlegungsschrift Nr. 5-9646 (1993) ein Cermet, welches durch Sintern eines Materials, welches hauptsächlich aus Ti gebildet ist, wobei es weniger als 40 Gew.-% an W, Mo und Cr insgesamt in Form eines Carbids enthält, sowie einem nachfolgenden Steuern eines Kühlschrittes zur Bereitstellung eines Oberflächenteils mit einem Bereich hergestellt wird, der eine ge ringere Menge an Bindephase, verglichen mit dem Inneren aufweist, um Druckspannungen an der Oberfläche zu hinterlassen.
Jedes der in den vorher erwähnten Schriften offenbarten Cermets ist jedoch ungenügend hinsichtlich des Ausbrechwiderstandes, verglichen mit dem beschichteten Sinter-Carbid, obwohl Verschleißbeständigkeit und Zähigkeit verbessert sind. Ferner ist das Cermet in der Temperaturschockbeständigkeit so unterlegen, dass plötzliches Ausbrechen durch das Auftreten von thermischer Rißbildung oder Rißausbreitung, die sowohl aus thermischen als auch insbesondere mechanischen Schocks resultieren, einfach verursacht werden kann, und eine ausreichende Zuverlässigkeit kann nicht erreicht werden. Obwohl die Herstellungskosten bei dieser früheren Technik aufgrund des Weglassen eines Beschichtungsschrittes reduziert ist, kann die Leistungsfähigkeit nicht ausreichend verbessert werden. Dies deutet darauf hin, dass die Verbesserung bezüglich Festigkeit gegen das Ausbrechen natürlicherweise in der Kategorie der sogenannten Cermets begrenzt ist, welche unter der Voraussetzung hergestellt werden, dass diese Titan in Überschuß in einem bestimmten Mengenmaß enthalten.
Die Erfinder haben eine vertiefte Studie zur Analyse der Schneidphänomene, wie Temperaturverteilungen in verschiedenen Schneidoperationen und Anordnung von Materialkomponenten in Werkzeugen, durchgeführt, um die folgende Erkenntnis zu erhalten: Während des Schneidens ist ein Schneidbereich teilweise einer Hochtemperaturumgebung in einem Oberflächenteil eines Einsatzes, der in Kontakt mit einem Werkstück ist, ausgesetzt, und zwar ein Teil einer Schneidfläche, die durch Späne und ähnliches abgenutzt wird. Bei Vergleich des Cermets mit dem Sinter-Carbid ist die thermische Leitfähigkeit des Ersteren ungefähr halb so groß wie die des Letzteren, wie oben beschrieben, und folglich wird die Wärme, die auf der Oberfläche des Cermets erzeugt wird, kaum in das Innere verteilt, so dass die Temperatur im Inneren abrupt reduziert ist, obwohl die Oberfläche eine hohe Temperatur aufweist. Wenn einmal Rißbildung in einem derartigen Zustand verursacht wird, wird das Cermet in extrem einfacher Weise ausbrechen. Wenn das Cermet von einem hohen Temperaturzustand stark mit einem wasserlöslichen Schneidöl abgeschreckt wird oder im Leerlauf abgekühlt wird, wird ferner nur ein extrem kleiner Teil seiner Oberfläche abgeschreckt.
Beim Vergleich des Cermets mit dem Sinter-Carbid ist der thermische Ausdehnungskoeffizienten des Ersteren ungefähr 1,3 mal der des Letzteren, wie oben beschrieben, und folglich wird von einem Oberflächenschichtbereich eine Zugspannung verursacht, um in extrem einfacher Weise thermische Rißbildung zu verursachen. In Bezug auf jedes Merkmal ist das Cermet bei der Temperaturschockbeständigkeit dem Sinter-Carbid unterlegen.
Beim Vergleich des Cermets und des Sinter-Carbids mit denselben Korngrößen und denselben Mengen an Bindephasen, ist ferner die Bruchzähigkeit des Ersten um ungefähr 30 bis 50% reduziert, verglichen mit der des Letzteren, und folglich ist ebenfalls der Rißausbreitungswiderstand im Inneren der Legierung reduziert.
Bei den konventionellen stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetallen, wie oben beschrieben, bestehen Grenzen hinsichtlich der Verbesserung der thermischen Leitfähigkeit, Reduzierung des thermischen Ausdehnungskoeffizienten und Verbesserung des Rißausbreitungswiderstands bei einem großen Gehalt an Ti, welcher eine exzellent bearbeitete Oberfläche erzeugen kann und welcher vorteilhaft im Hinblick auf die Quelle ist.

Wesen der Erfindung

Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, ein stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall bereitzustellen, welches als ein Schneidwerkzeug bei hoher Zuverlässigkeit ohne Oberflächenbeschichtung eingesetzt werden kann und zwar auch in einem Arbeitsbereich unter Bedingungen, die einen starken Temperaturschock mit sich bringen, und zwar ohne das Erfordernis von hochpreisigen beschichteten Sinter- Carbiden, die im allgemeinen eingesetzt worden sind. Diese Aufgabe ist durch ein stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall, wie in den Ansprüchen 1 und 3 definiert, gelöst worden.
Das stickstoffhaltige gesinterte Hartmetall gemäß der vorliegenden Erfindung wird in seinem Inneren mit einer größeren Menge WC bereitgestellt, verglichen mit der Struktur von konventionellen stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetallen, um bezüglich des Widerstandes gegen Rißausbreitung verbessert zu sein.
Wenn eine große Menge an WC zugemischt wird, erscheinen bei den konventionellen stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetallen die WC-Partikel in Richtung der Legierungsoberfläche, um ein Werkzeugmaterial, genannt ein P-Typmaterial bereitzustellen, wobei dieses Werkzeugmaterial nachteilig bezüglich der Glätte der bearbeiteten Oberfläche ist. Deshalb ist dieses Material ebenfalls deutlich unterlegen bezüglich der abrasiven Verschleißbeständigkeit gegenüber dem sogenannten Cermet oder beschichteten Sinter-Carbid.
Es hat sich jedoch als möglich erwiesen, WC-Partikel aus einer weichen Schicht, die in der äußersten Oberfläche des Werkzeugs vorhanden ist, d. h. einem Oberflächenteil von einem Bereich direkt unter der sogenannten Exudationsschicht bis zu einer spezifischen Tiefe, zu entfernen, wobei die Glätte der bearbeiteten Oberfläche bestimmt wird. Somit kann die abrasive Verschleißbeständigkeit und die Kolkverschleißbeständigkeit deutlich verbessert werden, während die Menge an Binderphase in der Umgebung der Oberflächenschicht reduziert wird und ein Metall der Gruppe 6A, wie W, zur gleichen Zeit in den Hartstoffpartikeln in feste Lösung geht, wenn die Kühlung in einer entkohlenden Atmosphäre, wie Vakuum, durchgeführt wird. Ferner wird die Metalloberfläche gehärtet und die Zähigkeit kann durch einen derartigen Effekt verbessert werden, dass Druckspannung gegenüber dem Oberflächenteil aufgrund der Differenz beim thermischen Ausdehnungskoeffizienten aufgrund eines Gradienten in der Menge der Binderphase erzeugt wird, wodurch die Verschleißbeständigkeit und die thermische Schockbeständigkeit deutlich verbessert werden können.
Gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung beinhaltet das stickstoffhaltige gesinterte Hartmetall:
zumindest 75 Gew.-% und nicht mehr als 95 Gew.-% einer Hartstoffphase, die (Ti · WxMy) (CuN1-u) (M steht für zumindest eines der Metalle, die zu der Gruppe 6A des Periodensystems mit Ausnahme von W gehören, 0 < x < 1,0 ≤ y ≤ 0,9 und 0 ≤ u ≤ 0,9) und WC enthält, zumindest 5 Gew.-% und nicht mehr als 25 Gew.-% einer Binderphase, die Ni, Co und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, und enthält:
zumindest 5 Gew.-% und nicht mehr als 60 Gew.-% an Ti in Form eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbo-Nitrids, und zumindest 30 Gew.-% und nicht mehr als 70 Gew.-% eines Metalls, das zu der Gruppe 6A des Periodensystems gehört, und zwar in Form eines Carbids,
das Atomverhältnis von Stickstoff/(Kohlenstoff + Stickstoff) in der Hartstoffphase ist zumindest 0,2 und weniger als 0,5, und das stickstoffhaltige gesinterte Hartmetall ist mit einer weichen Schicht versehen, die ein Bindephasenmetall und WC in seiner äußersten Oberfläche enthält, und hat eine Schicht, welche kaum mit der Hartstoffphase, die WC enthält, in einem Bereich unmittelbar unter der weichen Schicht in einer Dicke von zumindest 3 um und nicht mehr als 30 um versehen ist.
Gemäß diesem stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetall wird der Gehalt der Hartstoffphase im Bereich von zumindest 75 Gew.-% und nicht mehr als 95 Gew.-% festgesetzt. Dies geschieht deshalb, weil die Verschleißbeständigkeit und die Beständigkeit gegenüber plastischer Verformung deutlich reduziert werden, falls der Gehalt an Hartstoffphase weniger als 75 Gew.-% ist, während die Festigkeit und die Zähigkeit ungenügend sind, falls der Gehalt 95 Gew.-% übersteigt. Der Titangehalt ist im Bereich von zumindest 5 Gew.-% und nicht mehr als 60 Gew.-% in Form eines Carbids oder ähnlichem festgelegt, da die Verschleißbeständigkeit einen gewünschten Wert nicht erreichen kann, falls der Titangehalt niedriger als 5 Gew.-% ist, während die Zähigkeit beeinträchtigt wird, falls der Titangehalt 60 Gew.-% übersteigt. Der Titangehalt ist vorzugsweise bei wenigstens 5 Gew.-% und nicht mehr als 50 Gew.-% und insbesondere vorzugsweise bei wenigstens 20 Gew.-% und nicht mehr als 50 Gew.-%. Der Gehalt an Metall, das zu der Gruppe 6A des Periodensystems gehört, ist im Bereich von wenigstens 30 Gew.-% und nicht mehr als 70 Gew.-% in Form eines Carbids festgesetzt, da die gewünschte Zähigkeit nicht erreicht werden kann, falls der Gehalt niedriger als 30 Gew.-% ist, während eine große Menge an WC-Partikeln in der Oberfläche verbleiben, um nachteilhaft in einer unzureichenden Verschleißbeständigkeit zu resultieren, falls der Gehalt 70 Gew.-% übersteigt. Der Gehalt an Metall, das zur Gruppe 6A des Periodensystems gehört, ist vorzugsweise bei wenigstens 40 Gew.-% und nicht mehr als 70 Gew.-% und insbesondere vorzugsweise wenigstens 40 Gew.-% und nicht mehr als 60 Gew.-% in Form von Carbid.
Das Atomverhältnis Stickstoff/(Kohlenstoff und Stickstoff) in der Hartstoffphase wird im Bereich von wenigstens 0,2 und weniger als 0,5 festgesetzt, da sowohl Zähigkeit und Verschleißbeständigkeit nicht die gewünschten Werte erreichen können, falls das Atomverhältnis weniger als 0,2 ist, während der Sintergrad reduziert wird und die Zähigkeit beeinträchtigt wird, falls das Atomverhältnis 0,5 übersteigt. Dieses Atomverhältnis liegt vorzugsweise bei wenigstens 0,2 und weniger als 0,4.
Ferner wird die Dicke der Schicht, die kaum mit der Hartstoffphase, die WC enthält, versehen ist, und zwar in einer Menge von nicht mehr als 1 Vol.% in konkreteren Zahlen, in einem Bereich von mindestens 3 um und nicht mehr als 30 um in dem Bereich unmittelbar unter der weichen Schicht, die aus dem Bindephasenmetall und WC besteht und an der äußersten Oberfläche angeordnet ist, festgesetzt, da die gewünschte abrasive Verschleißbeständigkeit und Kolkverschleißbeständigkeit nicht erreicht werden können, falls die Dicke weniger als 3 um ist, während kein Effekt der Verbesserung des Rißausbreitungswiderstandes erreicht wird und die Zähigkeit im Ergebnis reduziert wird, falls die Dicke 30 um übersteigt.
In einer bevorzugten Ausführungsform des stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetalls gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass die Fülle der Hartstoffphase, die WC enthält, graduell in Richtung des Inneren, ausgehend von der Schicht, die kaum mit der Hartstoffphase, die WC enthält, versehen ist, zunimmt, und zwar bis zu einer maximalen Tiefe von 1 mm von der äußersten Oberfläche mit der oben erwähnten Zusammensetzung.
Gemäß dieser Struktur wird die Fülle der Hartstoffphase, die WC enthält, graduell in Richtung auf das Innere, ausgehend von der Schicht, die mit nicht mehr als 1 Vol.% der Hartstoffphase, die WC enthält, versehen ist, bis zu einer maximalen Tiefe von 1 mm von der äußersten Oberfläche erhöht, wodurch der abrupte Wechsel der WC-Gehaltsverteilung in der Grenze zwischen den Bereichen, die mit WC versehen sind und nicht, vermieden wird, so dass das Auftreten von Eigenspannung in dieser Grenze gemildert wird.
Gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung beinhaltet andererseits das stickstoffhaltige gesinterte Hartmetall:
Zumindest 75 Gew.-% und nicht mehr als 95 Gew.-% einer Hartstoffphase, die (Ti · WxMy) (CuN1-u) (M steht für zumindest eines der Metalle, die zu den Gruppen 4A, 5A und 6A des Periodensystems gehören, entsprechend den Gruppen IVB, VB und VIB in der CAS-Version, mit Ausnahme von Ti und W,0 < x < 1,0 ≤ y ≤ 0,9 und 0 ≤ u ≤ 0,9) und WC enthält, und zumindest 5 Gew.-% und nicht mehr als 25 Gew.-% einer Binderphase, die Ni, Co und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, und enthält:
zumindest 5 Gew.-% und nicht mehr als 60 Gew.-% an Ti in Form eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbo-Nitrids, zumindest 30 Gew.-% und nicht mehr als 70 Gew.-% eines Metalls, das zu der Gruppe 6A des Periodensystems gehört, in Form eines Carbids, zumindest 2 Gew.-% und nicht mehr als 15 Gew.-% insgesamt an Ta und Nb in Form eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbo-Nitrids, und nicht mehr als 5 Gew.-% insgesamt an V, Zr und Hf in Form eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbo-Nitrids,
das Atomverhältnis von Stickstoff/(Kohlenstoff + Stickstoff) in der Hartstoffphase ist zumindest 0,2 und weniger als 0,5 und das stickstoffhaltige gesinterte Hartstoffmetall ist mit einer weichen Schicht versehen, die ein Bindephasenmetall und WC in ihrer äußersten Oberfläche enthält, und hat eine Schicht, die kaum mit der Hartstoffphase, die WC enthält, versehen ist, und zwar in einem Bereich direkt unter der weichen Schicht in einer Dicke von zumindest 3 um und nicht mehr als 30 um.
Auch wenn das stickstoffhaltige gesinterte Hartstoffmetall ein Metall, das zu der Gruppe 4A des Periodensystems mit Ausnahme von Ti, und/ oder der Gruppe 5A zusätzlich zu dem Metall, das zu der Gruppe 6A des Periodensystems mit Ausnahme von W gehört, zumindest 2 Gew.-% und nicht mehr als 15 Gew.-% insgesamt von Ta und Nb in Form eines Carbids, eines Nitrids oder Carbo-Nitrids, und nicht mehr als 5 Gew.-% insgesamt an V, Zr und Hf in Form eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbo-Nitrids enthält, kann ein funktionaler Effekt erreicht werden, der ähnlich dem ist, der entsprechenden Zusammensetzung des ersten Aspekts. Die Kolkverschleißbeständigkeit wird nicht verbessert, falls der gesamte Gehalt an Ta und Nb geringer als 2 Gew.-% in Form eines Carbids oder ähnlichem ist, während der Ausbrechwiderstand reduziert wird, falls der Gehalt 15 Gew.-% übersteigt. Das Metall enthält vorzugsweise V, Zr und Hf um bezüglich Festigkeit und Härte bei hoher Temperatur verbessert zu sein, während der Sintergrad reduziert wird und die Ausbrechbeständigkeit ebenfalls als Ergebnis re duziert wird, falls der Gesamtgehalt an V, Zr und Hf 5 Gew.-% in Form von Carbid usw. übersteigt.
Bei dem erfindungsgemäßen stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetall ist es vorzugsweise so, dass die Fülle an Hartstoffphase, die WC enthält, in Richtung auf das Innere, ausgehend von der Schicht, die kaum mit der Hartstoffphase, die WC enthält, versehen ist, bis zu einer maximalen Tiefe von 1 mm von der äußersten Oberfläche mit der vorher erwähnten Zusammensetzung erhöht wird.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispiele

Konkrete Beispiele der vorliegenden Erfindung werden nun beschrieben.

Beispiel 1

45 Gew.-% eines (Ti0,85Ta0,04Nb0,04W0,07) (C0,56N0,44) Pulvers mit 2 um Hauptpartikelgröße mit einer Kernstruktur, die einen äußeren Bereich beinhaltet, der rein weiß erscheint und einen Kernbereich, der bei einem reflektierenden Elektronenmikroskopbild tiefschwarz erscheint, 40 Gew.-% von WC-Pulver mit 0,7 um Hauptpartikelgröße, 7 Gew.-% Ni-Pulver mit 1,5 um Hauptpartikelgröße und 8 Gew.-% von Co-Pulver mit 1,5 um Hauptpartikelgröße wurden miteinander nass vermischt und nachfolgend wurde das Gemisch gepresst und in einem Vakuum bei 10&supmin;² Torr bei 1200ºC entgast. Nachfolgend wurde das Gemisch unter einem Stickstoffgas-Partialdruck von 30 Torr bei 1450ºC für eine Stunde gesintert und dann in einem Vakuum bei 5ºC/ Min. gekühlt, um eine Probe 1 zu bilden. Die Probe 1 hatte einen Ti-Gehalt von 34 Gew.-% in Form von TiCN, einen W-Gehalt von 45 Gew.-% in Form von WC und einen Ta und Nb-Gehalt von 6 Gew.-% in Form von TaC + Nb. Das Atomverhältnis N/(C + N) war 0,3. Absolut keine WC- Partikel waren in einem Bereich von 10 um Dicke, der direkt unter einer weichen Schicht angeordnet war, vorhanden.
Nur zum Zweck des Vergleichs wurden die Proben 2 bis 4 mit jeweils konventionellen Methoden hergestellt. Die Probe 2 wurde durch Sintern eines gepressten Pulverpresskörpers hergestellt, der identisch zu dem der Probe 1 war, und zwar bei einem Stickstoff-Partialdruck von 5 Torr bei 1400ºC. Die Probe 3 wurde durch Kühlen eines gesinterten Körpers, der identisch zu dem der Probe 2 war hergestellt, und zwar unter einem CO-Partialdruck von 200 Torr nach dem Sintern. Die Probe 4 wurde hergestellt durch Abkühlen unter einem Stickstoff- Partialdruck von 180 Torr, und zwar eines Sinterkörpers nach dem Sintern, der identisch zu dem der Probe 2 war.
Bei den Proben 2 bis 4 war die Fülle an Hartstoffphasen, die WC enthalten, direkt unter den weichen Schichten 10 Vol.%, 15 Vol.% bzw. 5 Vol.%. Zusätzlich zu den Ausgangsmaterialien, die identisch zu jenen für die Probe 1 waren, wurden ferner TaC, NbC, ZrC und VC mit 1 bis 3 um Hauptpartikelgröße in Gewichtsverhältnissen, die in Tabelle 1 gezeigt sind, zugemischt, um gesinterte Legierungen zu bilden, und zwar durch Schritte, die ähnlich jenen für die Probe 1 sind, um dadurch die Proben 5 bis 10 herzustellen, die reduzierte Gehalte, die in Tabelle 1 gezeigt sind, aufweisen. Ni, Co, ZrC und VC wurden in der Tabelle 1 nicht berücksichtigt, da die reduzierten Gehalte von diesen im wesentlichen identisch zu den Mischzusammensetzungen waren. Tabelle 2 zeigt die Atomverhältnisse N/ (C + N) und die Dicken der Schichten, die mit nicht mehr als 1 Vol.% der Hartphasen, die WC enthalten, unmittelbar unter den weichen Schichten in den Legierungsoberflächenteilen versehen sind. Tabelle 1
Beachte: Die mit Stern versehenen Bezugszeichen bezeichnen Vergleichsbeispiele und die unterstrichenen nummerischen Werte sind außerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches. Tabelle 2
Anmerkung: Die mit Sternen versehenen Bezugszeichen bezeichnen Vergleichsbeispiele und die unterstrichenen nummerischen Werte sind außerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches.
Die stickstoffhaltigen gesinterten Hartmetalle der vorher erwähnten Proben 1 bis 10 wurden für Schneidarbeiten unter Schneidbedingungen 1 bis 3, die in Tabelle 3 gezeigt sind, eingesetzt, um schließlich die Ergebnisse, die in Tabelle 4 gezeigt sind, zu erhalten. Tabelle 3 Tabelle 4
Wie man aus den Ergebnissen, die in Tabelle 4 gezeigt sind, sieht, sind die Proben 1, 5 und 6, die die Zusammensetzung bzw. die die Bedingungen gemäß dem ersten oder zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung erfüllen, überlegen bezüglich der Verschleißbeständigkeit, Zähigkeit und Temperaturschockbeständigkeit gegenüber den Proben 2 bis 4 und 7 bis 10, die Zusammensetzungen usw. aufweisen, die außerhalb der erfindungsgemäßen Bedingungen sind.

Beispiel 2

Ausgangspulvermaterialien, die in Tabelle 5 gezeigt sind, wurden vermischt und vermischt/ zerkleinert um jeweils reduzierte Gehalte zu erhalten, um dadurch die Proben 11 bis 23 zu bilden. Jedes TiCN Pulvermaterial hat eine Hauptpartikelgröße von 2 um und ein Atomverhältnis C/N von 5/5, während die übrigen Pulvermaterialien eine Hauptpartikelgröße von 1 bis 3 um hatten. Die Probe 12 wurde mit einer Ta- und Nb-Quelle aus (TaNb)C-Pulver (TaC : NbC = 2 : 1 (Gewichtsverhältnis)) mit 1,5 um Hauptpartikelgröße hergestellt, während die Probe 17 mit einer Ti- und W-Quelle aus (Ti0,8W0,2) (C0,7N0,3) mit 2 um Hauptpartikelgröße hergestellt wurde. Die Tabelle 5 zeigt die Mengen der Mischungen dieser Ausgangspulvermaterialien in fester Lösung in Form von Einzelverbindungen. Die Mischzusammensetzungen der jeweiligen Proben wurde bei der Tabelle 5 weggelassen, da diese im wesentlichen identisch zu den reduzierten Gehalten waren. Tabelle 5
Anmerkung: Die mit Stern versehenen Bezugszeichen bezeichnen Vergleichsbeispiele und die unterstrichenen nummerischen Werte sind außerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche.
Die Proben 11 bis 23 wurden in einem Vakuum von 102 Torr bei 3ºC/Min. aufgeheizt, bei 1200ºC für 15 Minuten entgast, danach gesintert, und zwar unter einem Stickstoff-Partialdruck von 15 bis 40 Torr bei 1450ºC für eine Stunde, danach kontrolliert in einem Vakuum abgekühlt auf 1200ºC bei 3ºC/Min. und danach mit Stickstoff abgeschreckt. Was die Proben 11 und 12 anbelangt, so wurden die Proben 11A bis 11C und 12A bis 12C nach dem Sintern unter den gleichen Bedingungen unter verschiedenen Abkühlbedingungen gebildet. Die Proben 11A und 12A wurden bei einem CO-Partialdruck von 150 Torr nach dem Sintern unter den gleichen Bedingungen wie die Proben 11 bzw. 12 abgekühlt, die Proben 11B und 12B wurden bei einem Stickstoffpartialdruck von 200 Torr abgekühlt und die Proben 11C und 12C wurden auf 1530ºC aufgeheizt, danach für 1,5 Stunden gesintert und anschließend kontrolliert abgekühlt.
Tabelle 6 zeigt die Atomverhältnisse N/(C + N) und die Dicken der Bereiche, die mit nicht mehr als 1 Vol.% von Hartstoffphasen, die WC enthalten, unmittelbar unter den weichen Schichten in den Legierungsoberflächenbereichen versehen sind. Tabelle 6
Anmerkung: Die mit Stern versehenen Bezugszeichen bezeichnen Vergleichsbeispiele und die unterstrichenen nummerischen Werte sind außerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche.
Die Proben, die in Tabelle 6 gezeigt sind, wurden für Schneidarbeiten unter Schneidbedingungen 4 bis 6, die in Tabelle 7 gezeigt sind, eingesetzt, um die Ergebnisse, die in Tabelle 8 gezeigt sind zu erhalten. Für einen Vergleichszweck wurde ebenfalls ein kommerziel verfügbares beschichtetes Sinter-Carbid (Grad P10) einem Schneidtest unterzogen. Tabelle 7 Tabelle 8
Wie man aus den Ergebnissen, die in Tabelle 8 gezeigt sind sieht, sind die Proben 11, 12 und 13 bis 17, die die Zusammensetzungen aufweisen bzw. die Bedingungen entsprechend dem ersten oder zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung erfüllen, in der Verschleißbeständigkeit, der Zähigkeit und der Temperaturschockbeständigkeit gegenüber den Proben 11A bis 11C, 12A bis 12C und 18 bis 23 überlegen, die Zusammensetzungen aufweisen usw., die außerhalb der erfindungsgemäßen Bedingungen sind.
Obwohl die vorliegende Erfindung im Detail beschrieben und erläutert wurde, ist es klar, dass dies nur im Wege der Erläuterung und nur als Beispiel geschehen ist.

Claims

1. Stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall, das enthält:

zumindest 75 Gew.-% und nicht mehr als 95 Gew.-% einer Hartstoffphase, die (Ti. WxMy) (CuN1-u) (M steht für zumindest eines der Metalle, die zu der Gruppe 6A des Periodensystems außer Wolfram gehören, 0 < x < 1,0 ≤ y ≤ 0,9 und 0 ≤ u ≤ 0,9) und WC enthält und zumindest 5 Gew.-% und nicht mehr als 25 Gew.-% einer Binderphase, die Nickel, Kobalt und unvermeidbare Verunreinigung enthält, und enthaltend:

zumindest 5 Gew.-% und nicht mehr als 60 Gew.-% von Titan in Form eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbo-Nitrids, und zumindest 30 Gew.-% und nicht mehr als 70 Gew.-% eines Metalls, das zu der Gruppe 6A des Periodensystems gehört in Form eines Carbids, wobei das Atomverhältnis von Stickstoff / (Kohlenstoff + Stickstoff) in der Hartstoffphase zumindest 0,2 und weniger als 0,5 ist, wobei das stickstoffhaltige gesinterte Hartmetall mit einer weichen Schicht versehen ist, die ein Bindephasen-Metall und WC in seiner äußersten Oberfläche enthält, mit einer Schicht von nicht mehr als 1 Vol-% der Hartstoffphase in einem Bereich unmittelbar unter der weichen Schicht in einer Dicke von zumindest 3 um und nicht mehr als 30 um.

2. Stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall nach Anspruch 1, bei welchem die Fülle an Hartstoffphase von der Schicht, die kaum mit der Hartstoffphase bis zu einer maximalen Tiefe von 1 mm von der äußersten Oberfläche versehen ist, graduell nach innen zunimmt.

3. Stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall, das beinhaltet:

zumindest 75 Gew.-% und nicht mehr als 95 Gew.-% einer Hartstoffphase, die (Ti. WxMy) (CuN1-u) (M steht für zumindest eines der Metalle, die zu den Gruppen 4A, 5A und 6A des Periodensystems gehören mit Ausnahme von Titan und Wolfram, 0 < x < 1,0 ≤ y ≤ 0,9 und 0 ≤ u < 0,9) und WC enthält und zumindest 5 Gew.-% und nicht mehr als 25 Gew.-% einer Binderphase, die Nickel, Kobalt und unvermeidbare Verunreinigung enthält, und enthaltend:

zumindest 5%-Gew. und nicht mehr als 60 Gew.-% an Titan in Form eines Carbids, eines Nitrids oder eines Carbo-Nitrids, zumindest 30 Gew.-% und nicht mehr als 70 Gew.-% eines Metalls, das zu der Gruppe 6A des Periodensystems gehört, in Form eines Carbids, zumindest 2 Gew.-% und nicht mehr als 15 Gew.-%; insgesamt an Tantal und Niob in Form eines Carbids, Nitrids oder eines Carbo-Nitrids, und nicht mehr als 5 Gew.-% insgesamt von Vanadium, Zirkon und Hafnium in Form eines Carbids, Nitrids oder Carbonitrids, wobei das Atomverhältnis von Stickstoff / (Kohlenstoff + Stickstoff) in der Hartstoffphase zumindest 0,2 und weniger als 0,5 ist, wobei das Stickstoff enthaltende, gesinterte Hartmetall mit einer weichen Schicht versehen ist, die ein Bindephasen-Metall und WC in seiner äußersten Oberfläche enthält, mit einer Schicht von nicht mehr als 1 Vol-% der Hartstoffphase in einem Bereich unmittelbar unter der weichen Schicht in einer Dicke von zumindest 3 um und nicht mehr als 30 um.

4. Stickstoffhaltiges gesintertes Hartmetall nach Anspruch 3, bei welchem die Fülle an Hartstoffphase von der Schicht, die kaum mit der Hartstoffphase bis zu einer max. Tiefe von der äußeren Oberfläche versehen ist, graduell in Richtung des Inneren zunimmt.