DE69523342T2

DE69523342T2 - Stickstoffenthaltende hartgesinterte Legierung

Info

Publication number: DE69523342T2
Application number: DE69523342T
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: 2002-06-27
Anticipated expiration: 2015-05-19
Also published as: DE69513086D1; KR950032671A; DE69523342D1; EP0687744A3; KR0180522B1; DE69513086T2; EP0822265A3; EP0822265B1; EP0687744A2; EP0687744B1; EP0822265A2

Description

STAND DER TECHNIK FÜR DIE ERFINDUNG

Gebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft eine stickstoffhaltige Sinter- Hartmetallegierung und insbesondere eine stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung, die verbesserte Thermoschockbeständigkeit, Verschleißfestigkeit und Festigkeit aufweist, sodass sie als Material für Schneidwerkzeuge dienen kann und eine Verwendung beim gekühlten Schneiden ermöglicht.
Eine stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung, die eine harte Phase aus einem Carbonitrid enthält, das hauptsächlich aus Ti zusammengesetzt ist, die durch ein Metall, das Ni und Co umfasst, gebunden ist, wird bereits für Schneidwerkzeuge eingesetzt. Diese stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung wird in breitem Umfang für Schneidwerkzeuge ähnlich wie der sogenannte Sintercarbid verwendet, dar hauptsächlich aus WC besteht, da die harte Phase äußerst fein ist, verglichen mit einer herkömmlichen Sinter-Hartmetatlegierung, die stickstofffrei ist, um im Ergebnis die Hochtemperaturkriechfestigkeit deutlich zu verbessern.
Die Thermoschockbeständigkeit dieser stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung ist jedoch aus folgenden Gründen verschlechtert:
(I) Die Wärmeleitfähigkeit dieser stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung beträgt etwa die Hälfte derjenigen von Sintercarbid, da die Wärmeleitfähigkeit des Ti, das die Hauptkomponente des Carbonitrids ist, sehr viel geringer als diejenige des WC ist, das die Hauptkomponente von Sintercarbid ist, und
(II) der Wärmeausdehnungskoeffizient der stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung beträgt etwa das 1,3-fache desjenigen des Sintercarbids, da dieser Koeffizient auch von dem charakteristischen Wert der Hauptkomponente ähnlich wie die Wärmeleitfähigkeit abhängt.
Deshalb ist die stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung nachteiligerweise weniger als ein aufgebrachter Sintercarbid oder dergleichen für das Schneiden unter Bedingungen geeignet, die besonders starke Thermoschocks verursachen, wie das Fräsen und Schneiden eines rechtwinkligen Rohlings auf einer Drehbank oder das Nasskopieren mit beträchtlichen Schwankungen der Schneidtiefe.
Um diese Probleme der herkömmlichen stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung zu lösen, sind verschiedene Verbesserungen wie folgt vorgenommen worden: So sind beispielsweise in dem offengelegten japanischen Patent Nr. 2-15139 (1990) Mittel zur Verbesserung der Oberflächenrauhigkeit eines Materials vorgeschlagen worden, das mindestens 50 Gew.-% Ti als Carbid oder dergleichen und weniger als 40 Gew. -% eines Elements, das zu der Gruppe 6A gehört (der Gruppe VIB in der CAS-Version), als Carbid enthält und ein Atomverhältnis von N/(C + N) von 0,4 bis 0,6 mit einem hohen Stickstoffgehalt durch Regelung der Sinteratmosphäre für die Bildung eines modifizierten Anteils mit hoher Zähigkeit und Härte in einer Oberflächenschicht enthält. Weiterhin ist im offengelegten japanischen Patent Nr. 5-9646 (1993) ein Hartmetall offenbart, das hergestellt wird durch Sintern eines Materials, das hauptsächlich aus Ti zusammengesetzt ist und weniger als 40 Gew.-% von W, Mo und Cr zusammen als Carbid enthält, und anschließende Steuerung einer Abkühlungsstufe, um eine Oberfläche mit einem Bereich mit einem kleineren Anteil an einer Bindemittelphase, verglichen mit dem Inneren, bereitzustellen, um an der Oberfläche Druckspannungen zu erzeugen.
Alle diese in obengenannten Patentschriften offenbarten Hartmetalle haben jedoch eine ungenügende Abrasionsfestigkeit, verglichen mit einer Sintercarbidschicht, obwohl Verschleißfestigkeit und Zähigkeit verbessert sind. Weiterhin ist das Hartmetall, was seine Thermoschockbeständigkeit betrifft, so schlecht, dass durch Wärmerisse oder die Fortpflanzung von Wärmerissen, die insbesondere sowohl von thermischen als auch mechanischen Schocks hervorgerufen werden, leicht plötzlich Späne abplatzen können, weshalb keine ausreichende Zuverlässigkeit erreicht werden kann. Obwohl die Herstellungskosten für diesen Stand der Technik aufgrund des Wegfalls der Beschichtungsstufe verringert sind, kann die Leistungsfähigkeit nicht genügend verbessert werden. Dies lässt den Schluss zu, dass Verbesserungen der Abrasionsfestigkeit natürlicherweise durch die sogenannten Hartmetalle begrenzt sind, die unter der Voraussetzung hergestellt werden, dass sie Ti oberhalb eines bestimmten Anteils enthalten.
Von den Erfindern sind Schneidphänomene wie die Temperaturverteilung bei verschiedenen Schneidvorgängen und die Anordnung von Materialkomponenten in Werkzeugen gründlich untersucht worden, wobei folgendes festgestellt wurde:
Während des Schneidvorgangs wird der Schneidteil teilweise hohen Temperaturen in einem oberflächlichen Bereich eines Belagteils ausgesetzt, der sich mit dem Werkstück in Kontakt befindet, beispielsweise einer Schneidflanke, die Reibung durch Späne ausgesetzt ist. Wird das Hartmetall mit dem Sintercarbid verglichen, so beträgt die Wärmeleitfähigkeit des ersteren etwa die Hälfte derjenigen des letzteren, wie weiter oben beschrieben, weshalb die Wärme, die auf der Oberfläche des Hartmetalls erzeugt wird, sich kaum in das Innere ausbreitet, sodass die Temperatur im Inneren plötzlich viel geringer ist, obwohl sich die Oberfläche auf einer hohen Temperatur befindet. Falls in diesem Zustand eine Rissbildung stattfindet, platzt das Hartmetall äußerst leicht ab. Wird das Hartmetall schnell durch ein wasserlösliches Schneidöl von einer hohen Temperatur abgeschreckt oder durch das Schneiden ohne Antrieb abgekühlt, wird außerdem nur ein äußerst kleiner Teil seiner Oberfläche abgekühlt.
Wird das Hartmetall mit dem Sintercarbid verglichen, so beträgt weiterhin der Wärmeausdehnungskoeffizient des ersteren etwa das 1,3-fache des letzteren, wie weiter oben beschrieben, weshalb Zugspannungen, die in der Oberflächenschicht auftreten, äußerst leicht zu Heißrissen führen. In Bezug auf beide Parameter ist die Thermoschockbeständigkeit des Hartmetalls schlechter als diejenige des Sintercarbids.
Werden das Hartmetall und der Sintercarbid mit derselben Korngröße und demselben Anteil an Bindemittelphasen verglichen, ist außerdem die Bruchzähigkeit des ersteren etwa 30 bis 50% geringer als diejenige des letzteren, weshalb auch die Widerstandsfähigkeit gegen Rissfortpflanzung ins Innere der Legierung vermindert ist.
Bei herkömmlichen stickstoffhaltigen Sinter- Hartmetallegierungen, wie bisher beschrieben, gibt es also Grenzen für die Verbesserung von Wärmeleitfähigkeit, Verringerung des Wärmeausdehnungskoeffizienten und der Widerstandsfähigkeit gegenüber Rissfortpflanzung bei einem hohen Anteil an Ti, der zu einer ausgezeichneten spanabhebend bearbeiteten Oberfläche führen kann und im Hinblick auf die Rohstoffe vorteilhaft ist.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Deshalb liegt der Erfindung als Aufgabe zugrunde, eine stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung bereitzustellen, die für ein Schneidwerkzeug mit hoher Zuverlässigkeit und ohne Oberflächenbeschichtung auch unter Arbeitsbedingungen verwendet werden kann, die starke Thermoschocks verursachen, wobei keine Notwendigkeit für die Verwendung; von teueren Sintercarbidschichten besteht, die bisher im Allgemeinen eingesetzt worden sind.
Die Aufgabe wird durch die Merkmale des Anspruchs 1 gelöst.
Die erfindungsgemäße stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung wird im Inneren mit einem höheren Anteil an WC, verglichen mit der Struktur einer herkömmlichen stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung, versehen, wodurch die Widerstandsfähigkeit gegenüber Rissfortpflanzung verbessert wird. Wird ein hoher WC-Anteil zugemischt, erscheinen die WC-Teilchen an der Legierungsoberfläche der herkömmlichen stickstoffhaltigen Sinter-Harzmetallegierung, wobei ein Werkzeugmaterial bereitgestellt wird, das als P-Material bezeichnet wird und dieses Werkzeugmaterial eine schlechtere Glätte der spanabhebend bearbeiteten Oberfläche verursacht. Deshalb ist dieses Material auch deutlich schlechter, was die Verschleißfestigkeit betrifft, als Sinter-Hartmetall oder eine Sintercarbidschicht.
Es hat sich jedoch gezeigt, dass es möglich ist, die WC- Teilchen aus der weichen Schicht, die in der Werkzeugoberfläche vorhanden ist, zu entfernen, das heißt, einem Oberflächenbereich, der bis zu einer bestimmten Tiefe ab einer Zone reicht, die sich unmittelbar unter der sogenannten Ausscheidungsschicht befindet, und der spanabhebend bearbeiteten Oberfläche die Glätte verleiht. Dadurch können Verschleißfestigkeit und Lochfraßbeständigkeit deutlich verbessert werden, wobei der Anteil der Bindemittelphase in der Nähe der Oberflächenschicht verringert ist und ein Metall der Gruppe 6A wie W fest in den Teilchen einer harten Phase gelöst wird, gleichzeitig wenn in einer entkohlendan Atmosphäre wie einem Vakuum eine Abkühlung durchgeführt wird. Ferner wird die Oberfläche der Legierung gehärtet und kann die Zähigkeit durch einen solchen Effekt erhöht werden, dass die Druckspannungen gegen die Oberfläche durch die Differenz der Wärmeausdehnungskoeffizienten verursacht werden, die auf einen Gradienten im Anteil der Bindemittelphase zurückzuführen ist, wodurch Verschleißfestigkeit und Thermoschockbeständigkeit deutlich verbessert werden.
Heißrisse werden durch Temperaturdifferenzen zwischen der Oberfläche und dem Inneren der Legierung verursacht. Um solche Heißrisse zu verhindern, kann die Wärmeleitfähigkeit der stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung verbessert werden, wobei die Verbesserung der Wärmeleitfähigkeit der stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung natürlicherweise begrenzt ist. Im Ergebnis der Untersuchungen ist jedoch festgestellt worden, dass die Wärme, die während des Schneidvorgangs erzeugt wird, in die gesamte Legierung geleitet wird, um einen Wärmeverteilungseffekt zu erhalten, wenn eine Schicht mit hoher Wärmeleitfähigkeit, die reich an WC mit einem Rest einer Metallbindemittelphase, die hauptsächlich aus Co und Ni zusammengesetzt ist, an der Oberfläche der stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung angeordnet wird. Dementsprechend enthält eine erfindungsgemäße stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung, die auf der Basis des obengenannten Ergebnisses der Untersuchung vorgeschlagen wird, eine harte Phase, die WC enthält, das als Hauptbestandteil dient, und ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid mindestens eines Übergangsmetalls, das aus den Gruppen 4A, 5A und 6A des Periodensystems ausgewählt ist, oder einen Carbonitridverbund davon, und eine Bindemittelphase, die Ni, Co und unvermeidliche Verunreinigungen enthält, und hat folgende Struktur und Zusammensetzung.
An der Legierungsoberfläche (siehe Fig. 1 bis 3) ist eine Ausscheidungsschicht 1 vorhanden, die eine Metallbindemittelphase, die hauptsächlich aus Ni und Co aufgebaut ist, und WC enthält, wobei diese Schicht 1 sich intern in drei Schichten aufteilt, die eine äußere Schicht, die mindestens 0 Vol.-% und höchsten 30 Vol.-% (vorzugsweise 0 bis 5 Vol.-%) WC mit einem Rest enthält, der von einer Metallbindemittelphase gebildet wird, die hauptsächlich aus Co und Ni aufgebaut ist, eine Zwischenschicht, die mindestens 50 Vol.-% und höchstens 100 Vol.-% (vorzugsweise 80 bis 100 Vol.-%) WC mit einem Rest enthält, der von einer Metallbindemittelphase gebildet wird, die hauptsächlich aus Co und Ni aufgebaut ist, und eine untere Schicht, die mindestens 0 Vol.-% und höchstens 30 Vol.-% (vorzugsweise 0 bis 5 Vol.-%) WC mit einem Rest enthält, der von einer Metallbindemittelphase gebildet wird, die hauptsächlich aus Co und Ni aufgebaut ist, umfassen.
Die Dicke der äußeren und der unteren Schicht beträgt mindestens 0,1 um und höchstens 10 um (vorzugsweise 0,1 bis 0,5 um), während die Dicke der Zwischenschicht mindestens 0,5 um und höchstens 10 um (vorzugsweise 0,5 bis 5 um) beträgt.
Bei der stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung mit dem obengenannten Aufbau ist die Thermoschockbeständigkeit deutlich erhöht; . Da die äußere und die untere Schicht im Wesentlichen reich an der Metallbindemittelphase sind, die hauptsächlich aus Ni und Co zusammengesetzt ist, werden diese Schichten unvermeidlicherweise in den Herstellungsstufen gebildet, weshalb es keine Probleme mit den Eigenschaften gibt, wenn sich ihre Dicke im oben genannten Bereich bewegt.
Bei der zahlenmäßigen Beschreibung der oben genannten Struktur enthält die Zwischenschicht mindestens 50 Vol.-% und höchstens 100 Vol.-% WC, da die gewünschte Wärmeleitfähigkeit nicht erreicht werden und die Schicht nicht als wärmeleitende Schicht dienen kann, wenn der WC-Gehalt nicht mehr als 50 Gew.-% beträgt und der Rest aus der Metallbindemittelphase besteht, die hauptsächlich aus Co und Ni zusammengesetzt ist. Die Dicke dieser Zwischenschicht bewegt sich im Bereich von mindestens 0,5 um und höchstens 10 um, da die gewünschte Wärmeleitfähigkeit nicht erreicht werden kann, wenn die Dicke weniger als 0,5 um beträgt, während sich die Verschleißfestigkeit deutlich verschlechtert, wenn die Dicke größer als 10 um ist.
Sowohl die äußere als auch die unters Schicht, die notwendigerweise gebildet werden, um die wichtigste Zwischenschicht zu erhalten, muss eine Dicke von 0,1 um haben, wobei dieselbe ein Verschweißen mit einem Hauptbestandteil eines Werkstücks und Eisen beim Schneiden verursachen kann, was zur Abrasion führt, wenn die Dicke 10 um übersteigt. Als ein Ergebnis der Untersuchungen hat es sich gezeigt, dass auf die Schneideigenschaften kein Einfluss ausgeübt wird, wenn die Dicke von äußerer und unterer Schicht 10 um nicht übersteigt.
In einer bevorzugten Ausführungsform besitzt die erfindungsgemäße stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung mit dem zuvor beschriebenen Aufbau eine Zone, die absolut kein oder höchstens 2 Vol.-% einer Metallbindenittelphase in ihrem Oberflächenbereich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht 1 enthält, welche die Metallbindemittelphase, die hauptsächlich aus Ni und Co zusammengesetzt ist, und WC enthält, wobei diese Zone eine Dicke von mindestens 2 um und höchstens 100 um (vorzugsweise 2 bis 50 um) ab dem Bereich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht 1 ins Innere besitzt. Gemäß diesem Aufbau hat die Zone unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht 1 eine äußerst hohe Härte, wodurch sowohl Verschleißfestigkeit als auch Thermoschockbeständigkeit auf miteinander verträgliche Weise erhalten werden können.
Bei dem zuvor beschriebenen Aufbau enthält der Oberflächenberich der Legierung höchstens 2 Vol.-% der Metallbindemittelphase, die hauptsächlich aus Co und Ni zusammengesetzt ist, da keine merkliche Erhöhung der Verschleißfestigkeit erreicht wird, wenn die Metallbindemittelphase mit einem höheren Anteil vorhanden ist. Die Dicke der Zone, die sich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht 1 befindet, wird innerhalb des Bereichs von mindestens 2 um und höchstens 100 um festgelegt, da keine Verbesserung der Verschleißfestigkeit erreicht wird, wenn die Dicke der Zone kleiner als 2 um ist, während die Zone zu hart und zu zerbrechlich wird, was zur Verschlechterung der Abrasionsbeständigkeit führt, wenn die Dicke größer als 100 um wird.
In einer besonders bevorzugten Ausführungsform der erfindungsgemäßen stickstoffhaltigen Sinter-Hartmetallegierung mit dem zuvor beschriebenen Aufbau besitzt: die Zone, die kein oder höchstens 2 Vol.-% WC enthält und sich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht 1 befindet, eine Dicke von mindestens 1 um und nicht mehr als 500 um (vorzugsweise 20 bis 100 um) ins Innere der Legierung. Unter diesen Bedingungen wird weiterhin der WC-Gehalt vorzugsweise allmählich von der oben genannten Zone, die sich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht 1 befindet, ins Innere derart erhöht, dass der Volumenprozentanteil an WC den mittleren WC-Volumenprozentanteil der gesamten Legierung bis zu einer Tiefe von 1 mm (vorzugsweise 0,3 bis 0,7 mm) ab dem Bereich erreicht, der sich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht 1 befindet. Gemäß diesem Aufbau wird der Elastizitätsmodul der gesamten Legierung durch das Vorhandensein von WC erhöht, wodurch die mechanische Festigkeit deutlich verbessert wird. Außerdem können sowohl die Thermoschockbeständigkeit als auch die Abrasionsbeständigkeit auf miteinander verträgliche Weise erreicht werden, indem das WC nur im Inneren und nicht in der Oberfläche der Legierung vorgesehen wird.
Bei dem oben genannten Aufbau liegt die Dicke der Zone, die sich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht 1 befindet und absolut kein oder höchstens 2 Vcl.-% WC ins Innere enthält, im Bereich von mindestens 1 um und höchstens 500 um, da die Verschleißfestigkeit aufgrund der Verringerung der Härte, die vom WC verursacht wird, verschlechtert wird, wenn die Dicke weniger als 1 um beträgt, während die Verbesserung der Zähigkeit der Legierung durch WC nicht erreicht werden kann, wenn die Dicke 500 um überschreitet.
Der zuvor beschriebene Aufbau der erfindungsgemäßen Legierung kann, indem die Sintertemperatur innerhalb des Bereichs von 1350 bis 1700ºC festgelegt wird, und bei einer spezifizierten Zusammensetzung der Sinteratmosphäre und kontrollierten Abkühlungsgeschwindigkeit erhalten werden. Die Dicke der drei Schichten, welche die Ausscheidungsschicht 1 bilden, kann durch Regelung von Sintertemperatur und Abkühlungsgeschwindigkeit eingestellt werden.
Der WC-Volumenprozentanteil wird durch folgende Methode gemessen: Ein Abschnitt eines Bauteils aus WC-Co-Sintercarbid mit einem bekannten WC-Gehalt wird geläppt, wonach eine SEM- Aufnahme mit 4800-facher Vergrößerung gemacht wird. Eine vom WC eingenommene Fläche in dieser Aufnahme wird von einem Bildanalysator berechnet, um eine Kalibrierungskurve für die vom WC eingenommene Fläche zu erstellen. Dann wird von der erfindungsgemäßen Legierung ein Abschnitt eines zu betrachtenden Teils geläppt und die vom WC eingenommene Fläche aus einer SEM-Aufnahme mit 4800-facher Vergrößerung von einem Bildanalysator berechnet, um den WC-Volumenprozentanteil aus der Kalibrierungskurve zu erhalten.
Diese und weitere erfindungsgemäße Aufgaben, Merkmale, Einzelheiten und Vorteile werden anhand der folgenden ausführlichen Beschreibung der Erfindung unter Bezugnahme auf die im Anhang befindlichen Zeichnungen näher erläutert.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

- Fig. 1 zeigt eine mikroskopische Aufnahme (SEM-Aufnahme) eines Legierungsgefüges, die eine Ausscheidungsschicht darstellt, die sich in drei Schichten unterteilt mit dem Vorhandensein einer Co- und Ni-Bindemittelschicht in der äußerer und der unteren Schicht und einer WC-Schicht in der Zwischenschicht, und die
- Fig. 2 und 3 zeigen mikroskopische Aufnahmen (EDX- Analyse), welche die jeweilige Verteilung der Co- und Ni- Elemente in dem Aufbau veranschaulichen.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

Anschließend werden konkrete erfindungsgemäße Beispiele beschrieben.

Beispiel 1

TiCN-Pulver, WC-Pulver, TaC-Pulver, NbC-Pulver, Mo2C-Pulver, VC-Pulver, (Ti0,5W0,3Ta0,1Nb0,1)C0,5N0,5-Pulver, Co-Pulver und Ni- Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1,5 um wurden zu der in Tabelle 1 mit A gekennzeichneten Zusammensetzung vermengt und 12 Stunden lang miteinander in einer Nassreibungsmühle vermischt, wonach sie in einer CNMG432-Formpresse unter einem Druck von 1,5 t/cm² zu Grünlingen gepresst wurden, die gehont wurden, wodurch Sinter-Hartmetallegierungen mit den in den Tabellen 3 bis 5 gezeigten Zusammensetzungen unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen hergestellt wurden. In den Tabellen 3 bis 5 zeigt die Spalte "Aufbau ab unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht ins Innere" die Zusammensetzung von harter Phase und Bindemittelphase, die mit der Tiefe zum Inneren der Legierung unter Bezugnahme auf den Bereich, der unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht liegt und auf 0 gesetzt worden ist, variiert. So ist beispielsweise in der Probe a-7 der WC-Gehalt gleich dem mittleren WC- Volumenprozentanteil an der Legierung ab dem Bereich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht bis ins Innere, während der Gehalt an Bindemittelphase 1,8 Vol.-% bis zu 2,5 um beträgt und allmählich ab 2,5 um bis zu 60 um ansteigt und gleich dem mittleren Bindemittelphasen-Volumenprozentanteil der Legierung im inneren Bereich ab 60 um ist. Der Gehalt an harter Phase, der den Rest bildet, wird angegeben in 100 - (mittlerer Bindemittelphasen-Volumenprozentanteil der Legierung) - (mittlerer WC-Volumenprozentanteil an der Legierung) in der jeweiligen Tiefe. Tabelle 1 Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 4 Tabelle 5.
Die Proben a-1 bis a-15 wurden einer Prüfung der Thermoschockbeständigkeit und der Verschleißfestigkeit unter den Bedingungen (A) bzw. (B) unterzogen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt.
(A)
Werkstück: SCM435 (HB: 250) mit vier Nuten
Schnittgeschwindigkeit: 100 m/min
Schneidtiefe: 1, 5 mm
Vortriebsgeschwindigkeit: 0,20 mm/U
Schneidzeit.: 30 s
mit Kühlung
(B)
Werkstück: SCM435 (HB: 250) mit vier Nuten
Schnittgeschwindigkeit: 180 m/min
Schneidtiefe: 1,5 mm
Vortriebsgeschwindigkeit: 0, 30 mm/U
Schneidzeit: 20 min
mit Kühlung Tabelle 6
*: erfindungsgemäße Proben
(A) : Anzahl der mit Abrasion von 40 Belägen
(B): Breite: des Flankenverschleißes
Es ist zu erkennen, dass eine Thermoschockbeständigkeit, die besser als diejenige des Standes der Technik ist, erreicht werden kann, wenn eine Sinter-Hartmetallegierung mit einer aus TiCN und WC bestehenden harten Phase mit einer Ausscheidungsschicht wie beschrieben versehen wird. Weiterhin ist zu erkennen, dass Verschleißfestigkeit bzw. Thermoschockbeständigkeit verbessert wird, wenn die Verteilung von Bindemittelphase und WC wie beschrieben vorgesehen wird.

Beispiel 2

Pulverförmige Rohmaterialien, die gleich denjenigen von Beispiel 1 waten, wurden zu einer wie in B in Tabelle 1 genannten Zusammensetzung vermischt und durch ein Verfahren, das gleich demjenigen von Beispiel 1 war, zu Grünlingen gepresst, die gehont wurden, wodurch Sinter-Hartmetallegierungen mit dem in den Tabellen 7 bis 9 genannten Aufbau unter den in Tabelle 2 genannten Sinterbedingungen hergestellt wurden. Die Proben b-1 bis b-15 wurden einer Prüfung der Thermoschockbeständigkeit und der Verschleißfestigkeit unter den Bedingungen (C) bzw. (D) unterworfen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 10 gezeigt.
(C)
Werkstück: SCM435 (HB: 300) mit vier Nuten
Schnittgeschwindigkeit. 120 m/min
Schneidtiefe: 1, 5 mm
Vortriebsgeschwindigkeit: 0,20 mm/U
Schneidzeit: 30 s
mit Kühlung
(D)
Werkstück: SCM435 (HB: 300) mit vier Nuten
Schnittgeschwindigkeit: 200 m/min
Schneidtiefe: 1,5 mm
Vortriebsgeschwindigkeit: 0, 30 mm/U
Schneidzeit: 20 min
mit Kühlung Tabelle 7 Tabelle 8 Tabelle 9 Tabelle 10
*: erfindungsgemäße Proben
(C): Anzahl der mit Abrasion von 40 Belägen
(D): Breite des Flankenverschleißes
Es ist zu erkennen, dass eine Thermoschockbeständigkeit, die besser als diejenige des Standes der Technik ist, erreicht werden kann, wenn eine Sinter-Hartmetallegierung mit einer harten Phase, die aus einem Element besteht, das zur Gruppe 4A, 5A oder 6A gehört, mit einer Ausscheidungsschicht wie beschrieben versehen wird. Weiterhin ist zu erkennen, dass Verschleißfestigkeit bzw. Thermoschockbeständigkeit verbessert wird, wenn die Verteilung von Bindemittelphase und WC wie beschrieben vorgesehen wird.

Beispiel 3

Pulverförmige Rohmaterialien, die gleich denjenigen von Beispiel 1 waren, wurden zu einer wie in C in Tabelle 1 genannten Zusammensetzung vermischt und durch ein Verfahren, das gleich demjenigen von Beispiel 1 war, zu Grünlingen gepresst, die gehont wurden, wodurch Sinter-Hartmetallegierungen mit dem in den Tabellen 11 bis 13 genannten Aufbau unter den in Tabelle 2 genannten Sinterbedingungen hergestellt wurden. Die Proben c-1 bis c-15 wurden einer Prüfung der Thermoschockbeständigkeit und der Verschleißfestigkeit unter den Bedingungen (E) bzw. (F) unterworfen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 14 gezeigt.
(E)
Werkstück: SCM435 (HB: 280) mit vier Nuten
Schnittgeschwindigkeit. 120 m/min
Schneidtiefe: 1,5 mm
Vortriebsgeschwindigkeit: 0, 20 mm/U
Schneidzeit: 30 s
mit Kühlung
(F)
Werkstück: SCM435 (HB: 280)
Schnittgeschwindigkeit: 200 m/min
Schneidtiefe: 1,5 mm:
Vortriebsgeschwindigkeit: 0, 30 mm/U
Schneidzeit: 20 min
mit Kühlung Tabelle 11 Tabelle 12 Tabelle 13 Tabelle 14
*: erfindungsgemäße Proben
(E) : Anzahl der mit Abrasion von 40 Belägen
(F): Breite des Flankenverschleißes
Es ist zu erkennen, dass eine Thermoschockbeständigkeit, die besser als diejenige des Standes der Technik ist, erreicht werden kann, wenn eine Sinter-Hartmetallegierung mit einer harten Phase in fest er Lösung, die aus einem Element besteht, das zur Gruppe 4A, 5A oder 6A gehört, mit einer Ausscheidungsschicht wie beschrieben versehen wird. Weiterhin ist zu erkennen, dass Verschleißfestigkeit bzw. Thermoschockbeständigkeit verbessert wird, wenn die Verteilung von Bindemittelphase und WC wie beschrieben vorgesehen wird.

Beispiel 4

Die in Tabelle 3 gezeigten Proben a-1 und a-2 und die in Tabelle 13 gezeigte Probe a-1 wurden einer Prüfung der Thermoschockbeständigkeit unter den Bedingungen (G) unterworfen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 15 gezeigt.
(G)
Werkstück: SCM435 (HB: 280) mit vier Nuten
Schnittgeschwindigkeit. 100 m/min
Schneidtiefe: 1,5 mm
Vortriebsgeschwindigkeit: 0, 20 mm/U
Schneidzeit: 30 s
mit Kühlung

Tabelle 15

Probe (G)
* a-1 15 Beläge
a-2 32 Beläge
a-3 36 Beläge
*: erfindungsgemäße Probe
(G) : Anzahl der mit Abrasion von 40 Belägen
Es ist zu entnehmen, dass trotz einer Ausscheidungsschicht keine Verbesserung der Thermoschockbeständigkeit festzustellen ist, wenn keine hauptsächlich aus WC aufgebaute Schicht vorhanden ist.
Obwohl die Erfindung ausführlich erläutert worden ist, ist es selbstverständlich, dass dies nur eine beispielhafte Veranschaulichung war.

Claims

1. Stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung, welche eine harte Phase, die WC, das ein Hauptbestandteil ist, und ein Carbid, Nitrid oder Carbonitrid mindestens eines Übergangsmetalls, das aus den Gruppen 4A, 5A und 6A des Periodensystems ausgewählt ist, oder ein Carbonitrid-Verbund davon enthält, eine Bindemittelphase, die Ni, Co und unvermeidliche Verunreinigungen enthält, und eine Ausscheidungsschicht, die eine hauptsächlich aus Ni und Co zusammengesetzte Metallbindemittelphase enthält, umfasst, und WC in der Oberflächenschicht der Legierung vorliegt und die Ausscheidungsschicht ihrerseits in drei Schichten in der Reihenfolge äußere Schicht, Zwischenschicht und untere Schicht unterteilt ist, wobei die äußere Schicht mindestens 0 und höchstens 30 Vol.-% WC mit einem Rest enthält, der von einer hauptsächlich aus Co und Ni zusammengesetzten Metallbindemittelphase gebildet ist, die Zwischenschicht mindestens 50 und höchstens 100 Vol.-% WC mit einem Rest enthält, der von einer hauptsächlich aus Co und Ni zusammengesetzten Metallbindemittelphase gebildet ist, die untere Schicht mindestens 0 und höchstens 30 Vol-% WC mit einem Rest enthält, der von einer hauptsächlich aus Co und Ni zusammengesetzten Metallbindemittelphase gebildet ist, und die Dicke von äußerer und unterer Schicht mindestens 0,1 und höchstens 10 um und die der Zwischenschicht mindestens 0,5 und höchstens 10 um beträgt.

2. Stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung nach Anspruch 1, die mit einer Zone versehen ist, die absolut kein oder höchstens 2 Vol.-% der hauptsächlich aus Co und Ni zusammengesetzten Metallbindemittelphase in einem unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht liegenden Bereich enthält, wobei die Dicke der Zone mindestens 2 und höchstens 100 um ab dem unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht liegenden Bereich zum Inneren beträgt.

3. Stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung nach Anspruch 1, die mit einer Zone versehen ist, die absolut kein oder höchstens 2 Vol.-% WC in einem unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht liegenden Bereich enthält, wobei die Dicke der Zone mindestens 1 und höchstens 500 um ab dem unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht liegenden Bereich zum Inneren beträgt.

4. Stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung nach Anspruch 3, wobei das Vorhandensein des WC von einem Bereich, der unmittelbar unter der Zone liegt, die absolut kein oder höchstens 2 Vol.-% WC enthält, zum Inneren allmählich zunimmt, sodass der WC- Anteil in Vol.-% den mittleren WC-Anteil in Vol.-% der gesamten Legierung in einer Tiefe von bis zu 1 mm ab einem unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht liegenden Bereich erreicht.

5. Stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung nach Anspruch 2, wobei eine Ausscheidungsschicht, die eine hauptsächlich aus Ni und Co zusammengesetzte Metallbindemittelphase enthält, und WC in einer Oberflächenschicht der Legierung vorhanden sind und eine Zone, die absolut kein oder höchstens 2 Vol.-% WC enthält, in einem Bereich unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht vorgesehen ist, wobei die Dicke der Zone mindestens 1 und höchstens 500 um ab dem unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht liegenden Bereich zum Inneren beträgt.

6. Stickstoffhaltige Sinter-Hartmetallegierung nach Anspruch 5, wobei das Vorhandensein des WC von einem Bereich, der unmittelbar unter der Zone liegt, die absolut kein oder höchstens 2 Vol.-% WC enthält, zum Inneren allmählich zunimmt, sodass der WC- Anteil in Vol.-% den mittleren WC-Anteil in Vol.-% der gesamten Legierung in einer Tiefe von bis zu 1 mm ab einem unmittelbar unter der Ausscheidungsschicht liegenden Bereich erreicht.