DE69731187T2

DE69731187T2 - Sintermaterial auf basis von hochdruckphasen-bornitrid

Info

Publication number: DE69731187T2
Application number: DE69731187T
Authority: DE
Inventors: Satoru Itami-shi Kukino; Tetsuo Itami-shi Nakai; Junichi Itami-shi Shiraishi; Tomohiro Itami-shi FUKAYA; Shinya Itami-shi Uesaka
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1996-12-03
Filing date: 1997-12-03
Publication date: 2005-03-17
Anticipated expiration: 2017-12-04
Also published as: DE69731187D1; EP0879806A4; CA2242891A1; WO1998024736A1; EP0879806A1; KR100459518B1; EP0879806B1; US6008153A; CA2242891C; KR19990082049A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Sintermaterial auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, welches eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit aufweist.
Hochdruckphasenbornitrid, dargestellt durch kubisches Bornitrid (im Folgenden als cBN bezeichnet) ist im Vergleich zu Diamant das nächst harte Material, und sein Reaktionsvermögen mit einem eisenhaltigen Material ist im Vergleich mit Diamant gering, und daher werden Sinterkörper auf der Basis von cBN für verschiedene Schneidwerkzeuge verwendet.
Des Weiteren wird ein Material, welches nicht nur eine hohe Härte und hohe Festigkeit aufweist, nicht nur ernsthaft für eine Schneidanwendung erwünscht, sondern auch für verschiedene Anwendungen, wie zum Beispiel ein verschleißbeständiges Teil, bereitgestellt auf einem Gleitelement und ein schockbeständiges Teil eingesetzt als eine Schutzwand. Bei einem herkömmlichen Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, gibt es jedoch ein Problem hinsichtlich der Kompatibilität von Härte und Festigkeit, und es konnte keine ausreichende Leistung erzielt werden.
Zum jetzigen Zeitpunkt ist cBN ein typisches nicht-sinterbares Material in einer Rangfolge mit Diamant, und ist eine hochdruckstabile Phase. Daher sind extreme Sinterbedingungen von 2000°C und wenigstens 8 GPa notwendig, um cBN-Körner zu sintern. Daher können cBN-Körner unter industriellen Sinterbedingungen von 1450°C und nicht mehr als 4,5 GPa nicht miteinander verbunden werden. Daher ist es notwendig cBN-Pulver und Bindemittelpulver nach dem Mischen zu sintern, um einen Sinterkörper auf cBN-Basis unter industriellen Sinterbedingungen herzustellen. Pulver von Al, TiAl, TiAl₃, TiN oder TiC werden als diese Bindemittelpulver eingesetzt. Und Sinterkörper auf cBN-Basis, welche unter Einsatz eines Bindemittels industriell hergestellt werden (im Folgenden als ein Al-Basisbindemittel bezeichnet), welche aus einem Al-Metall oder einer intermetallischen Verbindung aus wenigstens einem der Al-Elemente bestehen, können grob in die folgenden zwei Arten klassifiziert werden:
Es ist in dem offengelegten japanischen Patent Nr. 55-126581 offenbart, dass ein Sinterkörper auf cBN-Basis (A) bestehend aus wenigstens 80 Gew.-% cBN und einer Bindemittelphase erhalten wird, indem das Sintern durchgeführt wird, während cBN-Körner und Al als Ausgangsmaterialien eingesetzt werden. Dies liegt daran, dass metallisches Al oder eine intermetallische Verbindung von Al, wie TiAl₃ geschmolzenes Al in einem Hochtemperaturzustand beim Sintern bewirkt und die Bildung von Halswachstum zwischen cBN-Körnern unterstützt. Zu diesem Zeitpunkt zeigt das Halswachstum solch einen Zustand, dass die cBN-Körner miteinander verschmelzen oder verbunden werden und ein kontinuierliches Mosaik oder ein wechselweises Material wird erzeugt. Ein Sinterkörper auf cBN-Basis mit einem cBN-Gehalt von 85 bis 90 Vol.-% wird zu einem in der Praxis verwendeten Erzeugnis verarbeitet. Die Bruchdurchbiegung dieses Sinterkörpers auf cBN-Basis liegt bei ungefähr 80 bis 100 kgf/mm² unter einer Bedingung eines 4 mm Abstandes mit einer Probe von 6 mm Länge, 3 mm Breite und 0,4 bis 0,45 mm Dicke.
Auf der anderen Seite wird ein Sinterkörper auf cBN-Basis (B) bestehend aus ungefähr 50 bis 80 Vol.-% cBN und einer Bindemittelphase erhalten, indem das Sintern durchgeführt wird, während cBN-Körner, ein Bindemittel auf Al-Basis und ein Nitrid oder ein Carbid eines Elementes der Gruppe 4a, 5a oder 6a des Periodensystems, dargestellt durch TiN und TiC, und dergleichen oder eine feste Lösung dieser (im Folgenden als ein Übergangsmetallnitrid oder dergleichen bezeichnet) als Ausgangsmaterialien eingesetzt werden. Dies liegt daran, dass metallisches Al oder eine intermetallische Verbindung von Al wie TiAl₃, dazu führt, dass Al in einem Hochtemperaturzustand beim Sintern verschmilzt, und Reaktionsprodukte zwischen den cBN-Körnern und den Körnern des Übergangmetallnitrids oder dergleichen und zwischen den Körnern des Übergangsmetallnitrids oder dergleichen bildet und eine starke Bindung formt. Ein Sinterkörper auf cBN-Basis mit einem cBN-Gehalt von ungefähr 50 bis 80 Vol.-% wird zu einem Erzeugnis für die praktische Verwendung verarbeitet, wie ein hochfestes Schneidwerkzeug, eingesetzt für eine stoßweise Schneidanwendung oder dergleichen. Die Bruchdurchbiegung dieses Sinterkörpers auf cBN-Basis liegt bei ungefähr 90 bis 110 kgf/mm² unter einer Bedingung eines Abstandes von 4 mm mit einer Probe zum Messen mit 6 mm Länge, 3 mm Breite und 0,4 bis 0,45 mm Dicke.
Die theoretische Festigkeit der cBN-Körner liegt bei ungefähr 70 GPa bestimmt aus dem Young's-Modul. Des Weiteren liegt die theoretische Festigkeit der Körner des Übergangmetallnitrids oder dergleichen bei ungefähr 20 bis 50 GPa. In der Realität ist der zuvor genannte Sinterkörper auf cBN-Basis (A) in der Bruchdurchbiegung niedriger als der zuvor genannte Sinterkörper auf cBN-Basis (B), obwohl der Anteil der cBN-Körner mit hoher theoretischer Festigkeit hoch ist. Das heißt, der zuvor genannte Sinterkörper auf cBN-Basis (B) weist eine höhere Festigkeit auf als der zuvor genannte Sinterkörper auf cBN-Basis (A) mit einem Halswachstum zwischen den cBN-Körnern als Hauptbindeform der vorhandenen Körner. Es sollte daher deutlich werden, dass die Bindungsfestigkeit zwischen den cBN-Körnern und den Körner des Übergangsmetallnitrids oder dergleichen und zwischen den Körnern des Übergangsmetallnitrids oder dergleichen fester ist als die Bindungsfestigkeit durch das Halswachstum zwischen den cBN-Körnern.
Der zuvor genannte Sinterkörper auf cBN-Basis (B) wird jedoch durch Mischen und Einfüllen des Bindemittels auf Al-Basis, des cBN-Pulvers und des Übergangsmetallnitrid oder dergleichen hergestellt und anschließend durch Sintern des gleichen, wie zuvor beschrieben. Das Bindemittel auf Al-Basis weist eine Wirkung durch das Halswachstums zwischen den cBN-Körner auf, wie zuvor beschrieben. Bei dem herkömmlichen Mischzustand, existiert daher ein Bereich, in welchem sich die cBN-Körner miteinander durch das Bindemittel auf Al-Basis in Kontakt befinden und ein Bereich in dem die cBN-Körner direkt in Kontakt miteinander vorliegen und das Bindemittel auf Al-Basis existiert in der Nähe dieser in keinem kleinem Ausmaß. Daher wurde ein Bereich, in dem die zuvor genannten cBN-Körner Halswachstum bewirken, beim Sintern erzeugt. Folglich schwächt sich die Haltekraft der cBN-Körner aufgrund des Auftretens des Halswachstums auch in dem zuvor genannten Sinterkörper auf cBN-Basis (B), und es tritt solch ein Problem auf, dass eine ausreichende Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit nicht erzeugt wird, im Vergleich mit einem idealen Sinterkörper auf cBN Basis.
Das offengelegte japanische Patent Nr. 58-58247, offengelegte japanische Patent Nr. 58-60678, offengelegte japanische Patent Nr. 5-186844 und offengelegte japanische Patent Nr. 58-61253 werden vorgeschlagen, um dieses Problem zu lösen.
In dem offengelegten japanischen Patent Nr. 58-58247 wird ein hochzäher Sinterkörper auf Bornitridbasis zum Schneiden offenbart und verschleißbeständige Werkzeuge um fassend cBN oder Wurtzitbornitnd (im Folgenden als wBN bezeichnet) und eine Bindemittelphase. Die zuvor genannte Bindemittelphase besteht aus einem Borid und einem Carbid wenigstens einem gewählt aus Ti, Hf, Zr und Mo. Wenigstens eines der zuvor genannten cBN oder wBN wird mit dem zuvor genannten Borid umhüllt, welches 0,1 bis 2 μm mittlere Dicke aufweist.
In dem offengelegten japanischen Patent Nr. 58-60678 ist ein hochzäher Sinterkörper auf Bornitridbasis offenbart, zum Schneiden und für verschleißbeständige Werkzeuge umfassend wenigstens entweder cBN oder wBN und eine Bindemittelphase bestehend aus einem Nitrid und einem Carbid wenigstens einem gewählt aus Ti, Hf und Si. Wenigstens entweder das zuvor genannte cBN oder wBN wird mit dem zuvor genannten Borid umhüllt, dessen mittlere Dicke 0,1 bis 2 μm beträgt.
In dem offengelegten japanischen Patent Nr. 58-186844 ist des Weiteren ein Sinterkörper offenbart, umfassend eine hochdichte Bornitridphase, umfassend wenigstens entweder cBN oder wBN und eine Bindemittelphase bestehend aus einem Carbid, einem Nitrid, einem Oxid oder einem Borid eines Metalls der Gruppe 4a, 5a oder 6a des Periodensystems, Al, Si, Fe, Ni oder Co, einem Oxid oder einem Nitrid eines seltenen Erdmetalls oder einer festen Lösung dieser, oder Fe, Ni oder Co. Der zuvor genannte Sinterkörper wird erhalten durch Sintern einer harten Verbundphase hergestellt durch das Beschichten wenigstens des cBN oder wBN mit wenigstens einem aus einem Nitrid oder einem Borid von Ti, Hf, Zr, Mo, Al oder Si und einer festen Lösung dieser mit einer mittleren Dicke von 0,5 bis 90 nm.
In dem offengelegten japanischen Patent Nr. 58-61253, ist des Weiteren ein hochzäher Sinterkörper auf Bornitridbasis offenbart, zum Schneiden und für verschleißbeständige Werkzeuge, welche aus einer Zusammensetzung bestehen, enthaltend wenigstens cBN oder wBN und eins oder zwei aus Al und einem Oxid und einem Nitrid aus Al. Der zuvor genannte Sinterkörper weist eine Struktur auf, das Al oder eins oder zwei von Al und einem Oxid und einem Nitrid von Al, dessen mittlere Schichtdicke 0,1 bis 1 μm beträgt, wenigstens entweder das zuvor genannte cBN oder wBN umhüllt.
Bei den Sinterkörpern auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid beschrieben in dem zuvor genannten offengelegten japanischen Patent Nr. 58-58247, den offengelegten ja panischen Patent Nr. 58-60678 und den offengelegten japanischen Patent Nr. 5-186844 sind die Hochdruckphasenbornitridkörner aus wenigstens cBN oder wBn mit Bindemitteln beschichtet und werden gesintert. Auf diese Weise werden die cBN-Körper in den Sinterkörpern angehäuft, wodurch die Bereiche reduziert werden, die ungesintert sind, und dadurch wird die Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit erhöht.
Des Weiteren ist der Sinterkörper, beschrieben in dem offengelegten japanischen Patent Nr. 58-61253 solch einer, dass Al, welches wenigstens entweder cBN oder wBN einschließt, mit diesen wechselweise diffundiert und stark mit dem Hochdruckphasenbornitrid verbunden ist, wie cBN und den Oxiden und Nitriden von Al, wodurch die Zähigkeit des zuvor genannten Sinterkörpers verbessert wird.
Kornwachstum der Bindemittelphase ist ein ernstes Problem in dem zuvor genannten allgemeinen vorgeschlagenen Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, welche Hochdruckphasenbornitrid einsetzen, beschichtet mit dem Bindemittel, wie auch die herkömmlichen Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid. Das heißt, auch ein Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid mit solch einer Struktur, dass die Hochdruckphasenbornitridkörner homogen in der zuvor genannten Bindemittelphase dispergiert sind, tritt ein Problem auf, das die kontinuierliche Bindemittelphase eine Umwandlung zu groben Körnern durch Kornwachstum während des Sinterns bewirken kann und sich die Abplatzbeständigkeit verringert.
In den Sinterkörpern beschrieben in dem zuvor genannten offengelegten japanischen Patent Nr. 58-58247, dem offengelegten japanischen Patent Nr. 58-60678 und dem offengelegten japanischen Patent Nr. 5-186844, beschichten die Bindemittel, enthaltend Elemente wie Al, Ti und Hf, die Hochdruckphasenbornitridkörner wie mit wenigstens einem gewählt aus Nitriden, Boriden und festen Lösungen dieser. Die zuvor genannten Bindemittel beschichten die Hochdruckphasenbornitridkörner als thermisch und chemisch stabile Keramik, und daher ist die Bindungsfestigkeit, welche gebildet zwischen den Hochdruckphasenbornitridkörnern und den Körnern des Übergangsmetallnitrids oder dergleichen und zwischen den Körnern des Übergangsmetallnitrids oder dergleichen gebildet wird, schwach im Vergleich mit dem Bindemittel auf Al-Basis, welches ein Verschmelzen des Al in einem Hochtemperaturzustand beim Sintern bewirkt. Daher sind diese bezüglich der Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit unbefriedigend, gefolgt von einem Verrauen bei den Schneidbedingungen, welche den jüngsten Anforderungen für effizienzerhöhendes Hochgeschwindigkeitsschneiden folgen.
In dem Sinterkörper beschrieben in dem zuvor genannten offengelegten japanischen Patent Nr. 58-61253, verbleibt dagegen der größte Teil des Al nach dem Sintern als metallisches Al in einem unreagierten Zustand, und ist daher in solch einer Anwendung nicht praktisch, bei welcher die Schneidtemperatur schnell eine Temperatur von über 1000°C erreicht, wie in dem Fall des Schneidens von gehärteten Stahl oder Gusseisen oder dergleichen, da das metallisches Al geschmolzen wird.
Des Weiteren werden die wBN-Körner, welche bei den zuvor genannten vorgeschlagenen Sinternkörpern eingesetzt werden, durch ein Stoßdruckverfahren synthetisiert, wohingegen die cBN-Körner durch ein statisches Druckverfahren synthetisiert werden. Beide, das wBN und cBN sind Hochdruckphasenbornitrid und verschiedene physikalische Eigenschaften wie Härte, chemische Stabilität und Reaktionsvermögen mit dem Bindemittel auf Al-Basis in den Körnern selbst sind im Wesentlichen gleich. Sie unterscheiden sich jedoch deutlich voneinander in den vorhandenen Formen der jeweiligen Körner, während die cBN-Körner hauptsächlich als Einkristalle vorliegen, besteht das wBN aus polycrystallinen Körnern, bestehend aus sekundären Körnern, in welchen primäre Körner mit Korngrößen von einigen 10 nm bis einigen 100 nm durch die Energie bei der Stoßverdichtung gesintert werden. Die Korngrößen dieser sekundären Körner von wBN erreichen ungefähr einige μm.
Auch wenn das wBN mit dem Bindemittel beschichtet wird, kommt es zu der starken Bindung durch welche die Körner des Übergangsmetallnitrids oder dergleichen nur zwischen primären Körnern von wBN, welche an den Oberflächen der sekundären Körner von wBN sind und primären Körnern von wBN, welche an den Oberflächen von anderen cBN-Körnern oder anderen sekundären Körnern von wBN angeordnet sind, gebildet wird. Daher werden die primären wBN-Körner nicht nur durch das Bindemittel in dem Inneren der sekundären Körner von wBN miteinander verbunden und man kann nicht sagen, dass dasselbe eine ausreichende Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit aufweist.
Die vorliegende Erfindung wurde vorgeschlagen um die zuvor genannten Probleme zu lösen, und zielt dahin, einen Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid mit hoher Härte für Schneidwerkzeuge bereitzustellen, dargestellt durch ein Fräswerkzeug und einen Schaftfräser und dergleichen, welche eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit aufweisen.
BP-A-0839776 ist ein Stand der Technik gemäß Artikel 54 (3) EPÜ und betrifft einen Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid. EP-A-0712941 betrifft einen Sinterkörper aus Diamant oder Hochdruckphasenbornitrid. JP-A-8081271 betrifft einen gesinterten Pressling umfassend eine ultrahohe Druckphase von Diamant und/oder kubischem Bornitrid.
Demzufolge stellt gemäß eines ersten Gegenstandes die vorliegende Erfindung einen Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid zur Verfügung, umfassend eine Vielzahl von Körnern aus Hochdruckphasenbornitrid und eine Bindemittelphase, wobei
der Gehalt der Körner wenigstens 20,0 Vol.-% und nicht mehr als 99,7 Vol.-% beträgt,
die Bindemittelphase eine erste Bindemittelphase enthält, welche die Körner einschließt, und eine zweite Bindemittelphase, welche sich von der ersten Bindemittelphase unterscheidet,
die erste Bindemittelphase aus wenigstens entweder einem Nitrid von wenigstens einem aus Ti, TiAl, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser besteht, die zweite Bindemittelphase eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase, zwischen einer Vielzahl dieser Körner umfasst und einen anderen Bereich als die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase, wobei die Körner homogen in dem anderen Bereich als die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase dispergiert sind und
die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase aus wenigstens einem Borid von wenigstens einem gewählt aus Ti, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser besteht, oder wenigstens entweder einem Nitrid oder einem Borid von Al oder einer festen Lösung dieser.
Wenn der Gehalt der Körner des Hochdruckphasenbornitrids wenigstens 20,0 Vol.-% zu diesem Zeitpunkt beträgt, ist es möglich zu verhindern, dass sich die Dicke der Bindemittelphase erhöht, so dass die Abplatzbeständigkeit sichergestellt wird. Beträgt der Anteil der Körner des Hochdruckphasenbornitrids nicht mehr als 99,7 Vol.-%, ist es des Weiteren möglich zu verhindern, dass die Körner des Hochdruckphasenbornitrids aus der Bindemittelphase brechen und teilweise direkt miteinander verbunden werden. Daher kann eine ausreichende Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit erzielt werden. Des Weiteren umfasst die zuvor genannte zweite Bindemittelphase die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase zwischen einer Vielzahl der zuvor genannten Körner einschlossen durch die zuvor genannte erste Bindemittelphase, wodurch das Kornwachstum in der zuvor genannten ersten und zweiten Bindemittelphase unterdrückt werden kann. Auf diese Weise kann eine homogene und feine Bindemittelphase erzielt werden. Daher kann eine ausreichende Abplatzbeständigkeit sichergestellt werden. Des Weiteren wird die zuvor genannte erste Bindemittelphase gebildet um die zuvor genannten Körner einzuschließen, wodurch die Bildung von Halswachstum durch die zuvor genannten Körner des Hochdruckphasenbornitrids verhindert werden kann. Daher kann eine ausreichende Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit erzielt werden.
Des Weiteren ist es für den zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid bevorzugt, dass die mittlere Dicke der zuvor genannten ersten Bindemittelphase wenigstens 5 nm und nicht mehr als 3000 nm beträgt. Beträgt die mittlere Dicke der zuvor genannten ersten Bindemittelphase wenigstens 5 nm, ist es möglich zu verhindern, dass die Körner des Hochdruckphasenbornitrids durch die zuvor genannte Bindemittelphase brechen und direkt miteinander verbunden werden. Auf diese Weise kann eine ausreichend Abplatzbeständigkeit erzielt werden. Beträgt die mittlere Dicke der zuvor genannten ersten Bindemittelphase nicht mehr als 3000 nm, ist es des Weiteren möglich zu verhindern, dass sich die Abplatzbeständigkeit verringert, aufgrund einer übermäßigen Verdickung der Dicke der Bindemittelphase.
In einem zweiten Gegenstand stellt die vorliegende Erfindung einen Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid zur Verfügung, umfassend eine Vielzahl von Körnern des Hochdruckphasenbornitrids und einer Bindemittelphase, wobei
der Gehalt dieser Körner wenigstens 20,0 Vol.-% und nicht mehr als 97 Vol.-% beträgt,
die Bindemittelphase eine erste Bindemittelphase enthält, welche die Körner umschließt, und eine zweite Bindemittelphase, die sich von der ersten Bindemittelphase unterscheidet,
wobei die erste Bindemittelphase eine dritte Bindemittelphase umfasst, welche sich in Kontakt mit den Körnern befindet und diese umschließt und eine vierte Bindemittelphase, welche die dritte Bindemittelphase umhüllt,
wobei die dritte Bindemittelphase aus wenigstens einem Nitrid oder einem Borid von wenigstens einem aus Ti, Zr, Hf und Al oder einer festen Lösung dieser besteht,
wobei die vierte Bindemittelphase wenigstens entweder aus einem Nitrid, einem Carbid oder einem Oxid von wenigstens einem aus Ti, TiAl, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser besteht,
wobei die zweite Bindemittelphase eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase, zwischen einer Vielzahl dieser Körner und einem anderen Bereich als die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase enthält, wobei die Körner homogen in diesem anderen Bereich als die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase dispergiert sind,
die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase aus wenigstens einem Borid von wenigstens einem aus Ti, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser besteht, oder aus wenigstens einem Nitrid oder einem Borid von Al oder einer festen Lösung dieser.
Beträgt der Gehalt der Körner des Hochdruckphasenbornitrids wenigstens 20,0 Vol.-%, ist es möglich zu verhindern, dass sich die flicke der Bindemittelphase erhöht, wodurch die ausreichende Abplatzbeständigkeit sichergestellt wird. Beträgt der Gehalt der Körner des Hochdruckphasenbornitrids nicht mehr als 99,7 Vol.-%, ist es des Weiteren möglich zu verhindern, dass die Körner des Hochdruckphasenbornitrids durch die Bindemittelphase brechen und teilweise direkt miteinander verbunden werden. Auf diese Weise kann eine ausreichende Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit erzielt werden. Des Weiteren umfasst die zuvor genannte zweite Bindemittelphase, die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase zwischen einer Vielzahl der zuvor genannten Körner umhüllt mit der zuvor genannten ersten Bindemittelphase, wodurch das Kornwachstum in der zuvor genannten ersten und zweiten Bindemittelphase unterdrückt werden kann. Auf diese Weise kann eine homogene und feine Bindemittelphase erzielt werden. Daher kann eine ausreichende Abplatzbeständigkeit sichergestellt werden. Des Weiteren umfasst die zuvor genannte erste Bindemittelphase eine dritte Bindemittelphase, welche in Kontakt mit den zuvor genannten Körner steht und diese umhüllt und die vierte Bindemittelphase, welche die zuvor genannte dritte Bindemittelphase umhüllt, wodurch die Bildung von Halswachstum zwischen den zuvor genannten Körnern des Hochdruckphasenbornitrids verhindert werden kann. Daher kann eine ausreichende Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit erzielt werden.
In dem zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid ist es des Weiteren bevorzugt, dass die mittlere Dicke der zuvor genannten dritten Bindemittelphase wenigstens 5 nm und nicht mehr als 500 nm beträgt. Des Weiteren ist es bevorzugt, dass die mittlere Dicke der zuvor genannten vierten Bindemittelphase wenigstens 5 nm und nicht mehr als 3000 nm beträgt. Beträgt die mittlere Dicke der zuvor genannten dritten Bindemittelphase wenigstens 5 nm, ist es möglich zu verhindern, dass die Körner des Hochdruckphasenbornitrids durch die Bindemittelphase brechen und direkt miteinander verbunden werden. Daher kann eine ausreichend Abplatzbeständigkeit sichergestellt werden. Liegt die mittlere Dicke der zuvor genannten dritten Bindemittelphase bei nicht mehr als 500 nm, ist es möglich zu verhindern, dass sich die Abplatzbeständigkeit verschlechtert, aufgrund der Verdickung der Bindemittelphase, während die Bindemittelphase weiter verfeinert werden kann und eine ausreichende Abplatzbeständigkeit sichergestellt werden kann.
Bei dem zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, ist es des Weiteren bevorzugt, dass die zuvor genannte Bindemittelphase eine Al-Verbindung enthält, die reaktiv während des Sinterns mit wenigstens einem gewählt aus einem Al-Metall, TiAlN oder einer intermetallischen Verbindung enthaltend ein Al-Element gebildet wird, welches als ein Ausgangsmaterial dient. Zu diesem Zeitpunkt weist die zuvor genannte Bindemittelphase wenigstens eines aus einem Al-Metall, TiAlN oder einer in termetallischen Verbindung, enthaltend ein Al-Element auf, wodurch reaktive Produkte, die eine starke Bindung bilden, zwischen den Körnern des Hochdruckphasenbornitrids und einem Nitrid aus Ti oder dergleichen, enthalten in der zuvor genannten Bindemittelphase und in dem Nitrid, enthalten in der zuvor genannten Bindemittelphase oder dergleichen gebildet werden kann. Daher kann eine ausreichende Verschleißbeständigkeit erzielt werden.
Des Weiteren sind das Al-Metall, TiAlN und die intermetallische Verbindung enthaltend ein Al-Element extrem aktiv, und daher können diese leicht mit einem Sauerstoffbestandteil und der Feuchtigkeit, welche von dem Hochdruckphasenbornitrid absorbiert wird und dem Pulver des übrig bleibenden Bindemittels zur Bildung von Al₂O₃ oder dergleichen reagieren. Der zuvor genannte Sauerstoffbestandteil und die Feuchtigkeit sind Faktoren, welche das Sintern hemmen. Daher werden dieser Sauerstoffbestandteil und dergleichen aus dem zuvor genannten Hochdruckphasenbornitrid und den Pulvern der übrig bleibenden Bindemittel entfernt indem sie zu Al₂O₃ oder dergleichen umgewandelt werden, wodurch sich die Sintereigenschaft verbessert und eine stärkere Bindung erzielt werden kann. Während Al₂O₃ eine geringe Wärmeleitfähigkeit aufweist und daher dessen Bildung ursprünglich nicht bevorzugt ist, verringert sich die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers nicht bedeutend, wenn ein Nitrid, ein Carbid oder ein Borid von wenigstens einem gewählt aus Ti, Zr, Hf und Al mit einer großen Wärmeleitfähigkeit oder einer festen Lösung dieser den Hauptbestandteil (d. h. wenigstens 50 Vol.-%) der Bindemittelphase bildet. Daher wird kein deutlicher Einfluss auf die Schneidleistung des Sinterkörpers ausgeübt.
In dem zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid ist es daher bevorzugt, dass der Anteil eines Bindemittelphasenteils bestehend aus der zuvor genannten Al-Verbindung wenigstens 0,1 Vol.-% und weniger als 30,0 Vol.-% beträgt. Beträgt der Anteil des zuvor genannten Bindemittelphasenanteils weniger als 0,1 Vol.-%, kann eine Bindefestigkeit zwischen den Körnern des Hochdruckphasenbornitrids und der Bestandteile, welche die Bindemittelphase bilden, und zwischen den Bestandteilen, welche die Bindemittelphase ausreichend sichergestellt werden, während die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase gleichzeitig ausreichend gebildet werden kann. Daher kann verhindert werden, dass sich die Abplatzbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit verringert. Liegt der Anteil des zuvor genannten Bindemittelpha senteils bei weniger als 30,0 Vol.-%, ist es möglich, dass Auftreten solch eines Problems zu verhindern, dass sich die Verschleißbeständigkeit des Sinterkörpers auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid aufgrund des Einflusses durch den zuvor genannten Bindemittelphasenanteil verringert, welcher eine schlechtere Verschleißbeständigkeit im Vergleich mit dem Hochdruckphasenbornitrid, einem Nitrid, einem Gebiet oder einem Oxid von Ti, TiAl, Zr oder Hf oder einer festen Lösung dieser aufweist.
Des Weiteren ist es bevorzugt, dass der Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid unvermeidbare Verunreinigungen und eine restliche Bindemittelphase enthält, welche sich von der zuvor genannten Al-Verbindung unterscheidet, und wobei der Gehalt der zuvor unvermeidbaren Verunreinigungen nicht mehr als 5,0 Vol.-% beträgt.
Bei dem zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid ist es des Weiteren bevorzugt, dass die Bruchdurchbiegung des Körpers bei einem Abstand von 4 mm mit einer Probe mit 6 mm Länge, 3 mm Breite und wenigstens 0,4 mm und nicht mehr als 0,45 mm Dicke wenigstens 120 kgf/mm² beträgt.
Bei dem zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid ist es des Weiteren bevorzugt, dass in einem Bereich, welcher wenigstens 100 Körner des Hochdruckphasenbornitrids enthält, das Verhältnis der Anzahl an Körnern, welche sich in Kontakt mit den übrigen zuvor genannten Körnern befinden, wenigstens 0,1% und weniger als 20,0% beträgt. Hierbei ist der zuvor genannte Sinterkörper, bei welchem das Verhältnis der Anzahl der zuvor genannten Körner, welche sich in Kontakt mit den übrigen Körnern des Hochdruckphasenbornitrids befinden, wenigstens 0,1% und weniger als 20% beträgt, besonders homogen bezüglich der Struktur und weist eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit auf.
In dem Fall, dass eine Auflösungsbehandlung mit Fluorsalpeter durchgeführt wird, existieren wenigstens mehr als 90% der übrig bleibenden Körner des Hochdruckphasenbornitrids als einzelne Körner in dem zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid. Bei der zuvor genannten Auflösungsbehandlung, wird der zuvor genannte Sinterkörper, welcher in die Form solch eines Quadrates gebracht wird, dass eine Seite wenigstens 3 mm und nicht mehr als 7 mm beträgt und die Dicke wenigstens 0,3 mm und nicht mehr als 0,5 mm beträgt, eingesetz. Der zuvor genannte Sinterkörper wird der Auflösungsbehandlung unterworfen, von wenigstens 3 Stunden und nicht mehr als 5 Stunden in einem geschlossenen Behälter mit Fluorsalpetersäure bei wenigstens 120°C und nicht mehr als 150°C. Die zuvor genannte Fluorsalpetersäure wird hergestellt, indem 40 ml dieser durch doppeltes Verdünnen von wenigstens 60,0 Gew.-% und nicht mehr als 65,0 Gew.-% Salpetersäure und 10 ml der Flusssäure mit wenigstens 45,0 Gew.-% und nicht mehr als 50,0 Gew-% miteinander vermischt werden. Der Sinterkörper, bei welchem wenigstens mehr als 90% der übrigen zuvor genannten Körner als einzelne Körner existieren, weist solch eine Struktur auf, dass die Bindung zwischen den Körnern des zuvor genannten Hochdruckphasenbornitrids kaum vorhanden ist, sondern wobei die Körner des Hochdruckphasenbornitrids homogen in der zuvor genannten Bindemittelphase dispergiert sind. Daher ist es überragend bezüglich der Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit im Vergleich mit herkömmlichen Sinterkörpern auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid.
Bei dem zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, ist es des Weiteren bevorzugt, dass das zuvor genannte Hochdruckphasenbornitrid kubisches Bornitrid ist. Bei einem Röntgenbeugungsmuster, ist es des Weiteren bevorzugt, dass die Halbwertbreite der maximalen Stärkelinie unter den Beugungslinien eines Bestandteils, welcher als Hauptbestandteil in der Bindemittelphase erkennbar ist, wenigstens 1,4-mal der Halbwertbreite einer (111) Beugungslinie des kubischen Bornitrids in einem Röntgenstrahlbeugungsmuster entspricht. Hierbei werden die Bedingungen von 40 keV, 25 mA, Cu, 2θ = 20 bis 80° und einer Scannrate von 0,1°/s bei der zuvor genannten Röntgenbeugung eingesetzt. Solch ein zuvor genannter Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid weist eine besonders feine und homogene Struktur auf. Daher ist er ausgezeichnet bezüglich der Härte und Festigkeit, und besitzt eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit beim Schneiden eines hochharten nicht schneidbaren Materials, wie gehärtetem Stahl oder Gusseisen.
In dem zuvor genannten Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, ist es des Weiteren bevorzugt, dass die mittlere Korngröße der Körner des zuvor genannten Hochdruckphasenbornitrid nicht mehr als 3 μm beträgt. Ist die mittlere Korngröße der zuvor genannten Körner daher nicht mehr als 2 μm zeigt dieser eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit. Des Weiteren ist es bevorzugt, dass die Bruchdurchbiegung gemessen mit einem Abstand von 4 mm mit einer Probe von 6 mm Länge, 3 mm Breite und wenigstens 0,4 mm und nicht mehr als 0,45 mm flicke wenigstens 140 kgf/mm² beträgt. Solch ein zuvor genannter Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid zeigt eine besonders ausgezeichnete Abplatzbeständigkeit beim Schneiden eines hochharten nicht schneidbaren Materials.
Des Weiteren ist es bevorzugt, dass der zuvor genannte Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid des Weiteren unvermeidbare Verunreinigungen, einen Bindemittelphasenanteil bestehend aus einer Al-Verbindung, und eine übrige Bindemittelphase die sich von dieser Al-Verbindung unterscheidet, enthält. Des Weiteren ist es bevorzugt, dass das zuvor genannte Hochdruckphasenbornitrid kubisches Bornitrid ist. Des Weiteren ist es bevorzugt, dass der zuvor genannte Bindemittelphasenanteil aus einer Al-Verbindung besteht, die reaktiv während des Sinterns mit wenigstens einem aus al, TiAl, Ti₂AlN, Ti₃Al und TiAl₃, welche als Ausgangsmaterial dienen, gebildet wird, wobei die zuvor genannte erste Bindemittelphase aus wenigstens einem der Nitriden von Ti oder TiAl besteht, der Anteil der zuvor genannten Körner wenigstens 45,0 Vol.-% und nicht mehr als 75,0 Vol.-% beträgt, der Anteil der zuvor genannten unvermeidbaren Verunreinigungen nicht mehr als 3,0 Vol.-% beträgt und die mittlere Dicke der zuvor genannten ersten Bindemittelphase wenigstens 5 nm und nicht mehr als 500 nm beträgt.
Des Weiteren ist es bevorzugt, dass der zuvor genannte Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid des Weiteren unvermeidbare Verunreinigungen, einen Bindemittelphasenanteil bestehend aus einer Al-Verbindung, eine übrige Bindemittelphase, welche sich von der Al-Verbindung unterscheidet, enthält, und dass das zuvor genannte Hochdruckphasenbornitrid kubisches Bornitrid ist. Des Weiteren ist es bevorzugt, dass der zuvor genannte Bindemittelphasenanteil aus einer Al-Verbindung besteht, die reaktiv während des Sinterns mit wenigstens einem aus Al, TiAl, Ti₂AlN, Ti₃Al und TiAl₃ als Ausgangsmaterial geformt wird, die zuvor genannte dritte Bindemittelphase besteht aus der Form aus wenigstens entweder einem Nitrid oder einem Borid von wenigstens einem aus Ti und Al oder einer festen Lösung dieser besteht, und die zuvor genannte vierte Bindemittelphase in der Form von wenigstens einem eines Nitrids, eines Carbids und eines Oxids von wenigstens einem aus Ti, TiAl, Zr und Hf und festen Lösungen dieser besteht. Des Weiteren ist es bevorzugt, dass der Anteil der Körner des zuvor genannten kubischen Bornitrids wenigstens 45,0 Vol.-% und nicht mehr als 75,0 Vol.-% beträgt, der Anteil der zuvor genannte Bindemittelphase wenigstens 1,0 Vol.-% und nicht mehr als 20,0 Vol.-% beträgt, der Anteil der zuvor genannten unvermeidbaren Verunreinigungen nicht mehr als 3,0 Vol.-% beträgt, die mittlere Dicke der zuvor genannten dritten Bindemittelphase wenigstens 5 nm und nicht mehr als 200 nm beträgt, und die mittlere Dicke der zuvor genannten vierten Bindemittelphase wenigstens 5 nm und nicht mehr als 500 nm beträgt.
1 ist ein Modelldiagramm der Struktur eines Sinterkörpers auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, hergestellt gemäß des Beispiels der vorliegenden Erfindung.
2 ist ein Modelldiagramm der Struktur eines Sinterkörpers auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, hergestellt gemäß des Beispiels der vorliegenden Erfindung.
3 ist ein Modelldiagramm eines mit Bindemittel-beschichteten kubischen Bornitridkorns, hergestellt gemäß des Beispiels der vorliegenden Erfindung.
Der Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid gemäß der vorliegenden Erfindung kann gemäß des folgenden Verfahrens erhalten werden:
Zunächst wird eine Misch•Zermahlvorrichtung, wie eine Planetenmühle verwendet, welche ausgezeichnete Mischeigenschaften und Mahleigenschaften aufweist. Das gemischte Pulver, in welchem Hochdruckphasenbornitridkörner und ein Bindemittel homogen dispergiert sind, kann erhalten werden, indem die Misch•Mahlbedingungen optimiert werden, wie durch ein Medium, ein Dispersionsmittel, eine Behandlungsdauer und dergleichen beim Mischen.
Des Weiteren können Körner eines Hochdruckphasenbornitrids, welches zuvor mit einem Bindemittel durch ein chemisches Dampfabscheideverfahren (CVD-Verfahren) oder ein physikalisches Dampfabscheideverfahren (PVD-Verfahren) oder durch ein Galvanisierverfahren oder ein Verfahren, bei welchem mechanochemische Reaktionen eingesetzt werden, induziert durch Kompressionsscherkraft, Reibekraft oder Stoßkraft beim mechanischen Mischen eingesetzt werden. Diese Körner des Hochdruckphasenbornitrids, welches mit dem Bindemittel beschichtet ist, und das Bindemittel können mechanisch miteinander vermischt werden.
Durch solche Mittel werden die Körner des Hochdruckphasenbornitrids, ein Bindemittel auf Al-Basis und die Körner eines Nitrids oder eines Carbids wenigstens einem gewählt aus Ti, TiAl, Zr, Hf und Al oder einer festen Lösung dieser (im Folgenden als ein Nitrid von Ti oder dergleichen bezeichnet) in einen idealen Anordnungszustand gebracht.
Eine herkömmliche Plasmasintervorrichtung, eine Heißdruckvorrichtung, eine Hochdrucksintervorrichtung oder dergleichen wird für den Sinterschritt eingesetzt. Daher wird das Auftreten eines Halswachstums zwischen den Körnern des Hochdruckphasenbornitrids verhindert und Reaktionsprodukte, welche eine starke Bindung zwischen den Körnern des zuvor genannten Hochdruckphasenbornitrids und den Körnern des Nitrids von Ti oder dergleichen und zwischen den Körnern des Nitrids von Ti oder dergleichen bilden, selektiv gebildet. Zum Beispiel werden TiN und AlB₂ oder dergleichen durch die Reaktion von CBN und TiAl gebildet. Des Weiteren wird TiAlN oder dergleichen durch die Reaktion von TiN und TiAl gebildet. Des Weiteren kann der Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid der vorliegenden Erfindung mit solch einer Struktur erhalten werden, dass die Körner des zuvor genannten Hochdruckphasenbornitrids homogen in der zuvor genannten Bindemittelphase dispergiert sind. Des Weiteren kann eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase bestehend aus der Form von wenigstens entweder einem Nitrid oder einem Borid von Al oder einer festen Lösung dieser, oder der Form von wenigstens einem Borid von wenigstens einem aus Ti, TiAl, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser in der Bindemittelphase gebildet werden.
Konkrete Ausführungsverfahren der vorliegenden Erfindung werden nun in Bezug auf Beispiele beschrieben.
Beispiel 1
Trockenmischen von cBN-Pulver, dessen mittlere Korngröße 10 μm betrug, und eines Pulvers aus einem Al-Metall oder einer intermetallischen Verbindung von wenigstens einem der Al-Elementen, wurde in einem spezifischen Vakuumofen mit einer rotierenden Mischvorrichtung durchgeführt, unter den Bedingungen von 10^–4 Torr, 300°C und 200 Upm.
Nachdem dieses gemischte Pulver zurückgewonnen wurde, wurde eine Oberfläche des zuvor genannten Pulvers mit einer EPMA (Elektronenstrahlmikroanalyse) untersucht, um herauszufinden, dass das cBN-Pulver und die verschiedenen Arten der Bindemittel homogen mit verschiedenen Arten von intermetallischen Verbindungen beschichtet waren.
Anschließend wurde dieses cBN-Pulver und die verschiedenen Arten der Bindemittel, welche mit den Bindemitteln beschichtet waren für 10 Minuten in einer Bandvorrichtung mit sehr hohem Druck gesintert, unter den Bedingungen von 4 GPa und 1480°C. Zu Vergleichzwecken, wurden auch Sinterkörper auf cBN-Basis hergestellt, die Ausgangsmaterialien aus den gleichen Zusammensetzungen einsetzten, hergestellt durch das Durchführen eines Nassmischens in einem Behälter aus Hartmetall und Teflonkugeln mit 10 mm Durchmesser bei 250 U/m für 3600 Minuten in Ethylalkohol.
Nach dem Sintern wurden die Mo-Kapseln zurückgewonnen und anschließend durch Mahlen entfernt und die Analyse wurde an den Strukturen und Zusammensetzungen dieser Sinterkörper mit einer ICP-AES (induktiv gekoppelten Plasma-Atomemissions-Spektroskopie) und einer TEM (Transmissionselektronenmikroskopie) und durch AES (Auger-Elektronen-Spektroskopie) durchgeführt. Während kein Al₂O₃ als ein Ausgangsmaterial für die Sinterkörper auf cBN-Basis zugegeben wurde, welche in diesem Beispiel hergestellt wurden, wurde Al₂O₃ durch Reaktion mit den Sauerstoffbestandteilen und der Feuchtigkeit, die hemmende Faktoren bei dem Sintern sind, und von dem Sintermaterialpulver während des Sinterverfahrens absorbiert wurden, mit höchstens 10 Gew.-% gebildet. Tabelle 1 zeigt die Details der hergestellten Sinterkörper. Zu Vergleichszwecken wurde die Ermittlung auch an den Sinterkörpern auf cBN-Basis durchgeführt, welche cBN-Pulver, beschichtet mit Bindemitteln bestehend aus keramischen Bestandteilen wie AlB₂ und einem kommerziell erhältlichen Sinterkörper auf cBN-Basis zum Schneiden von gehärtetem Stahl durchgeführt.
1 zeigt die Struktur solch eines Sinterkörpers, wobei die ersten Bindemittelphasen um die cBN-Körner gebildet sind, wie in der Probe Nr. 2 oder dergleichen. Bezug nehmend auf 1, ist die erste Bindemittelphase 2 um die cBN-Körner 1 gebildet. Eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase 4 ist in einer zweiten Bindemittelphase 3 zwischen den cBN-Körnern 1 gebildet. Ein Bereich in der zweiten Bindemittelphase 3, welcher sich von dem das Kornwachstum unterdrückenden Bindemittelphase 4 unterscheidet, enthält unvermeidbare Verunreinigungen, wie Al₂O₃.
2 zeigt solch einen Zustand, dass die dritte und vierte Bindemittelphase um die cBN-Körner gebildet sind, wie in der Probe Nr. 1 oder dergleichen. Bezug nehmend auf 2, umfasst die Struktur des Sinterkörpers hergestellt gemäß des Beispiels der vorliegenden Erfindung im Wesentlichen die gleiche Struktur wie die Struktur des Sinterkörpers, welcher in 1 dargestellt ist, wobei die erste Bindemittelphase 2 die zuvor genannte dritte Bindemittelphase 5 umfasst und die zuvor genannte Bindemittelphase 6. Konkret ist die dritte Bindemittelphase 5 um die cBN-Körner 1 herum gebildet, und die zuvor genannte vierte Bindemittelphase 6 um die dritte Bindemittelphase 5 herum gebildet.
Testproben mit 6 mm Länge, 3 mm Breite und 0,4 bis 0,45 mm Dicke wurden aus diesen Sinterkörpern geschnitten, und die Bruchdurchbiegung wurde unter einer Bedingung eines Abstandes von 4 mm gemessen. Des Weiteren wurden Sinterkörperspitzen (ISO-Standard: SNMG120808) zum Schneiden gebildet, deren Hauptoberflächen viereckige Formen aufwiesen, und ein Schneidtest wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt:
Schneidgeschwindigkeit: V 70 m/min, Schnitttiefe: 1 mm, Zufuhrgeschwindigkeit: 0,2 mm/U, 30 Minuten in einem nassen Zustand
Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse dieses Schneidtestes.
Tabelle 2
Bezug nehmend auf Tabellen 1 und 2, verringert sich die Abplatzbeständigkeit, wenn sich der Gehalt an cBN verringert, wie in den Proben Nr. 5, da sich die Dicke der Bindemtitelphase erhöht. Wenn der Anteil an cBN zunimmt, verringert die Abplatzbeständigkeit, auf ähnliche Weise, da die cBN-Körner teilweise direkt miteinander verbunden sind, und durch die Bindemittelphase durchbrechen, wie in der Probe Nr. 8 dargestellt. Es sollte deutlich werden, dass die Proben, welche von den Sinternkörpern auf cBN-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet wurden, eine ausgezeichnete Abplatzbeständigkeit aufweisen.
Bezug nehmend auf die Verschleißbeständigkeit sollte deutlich werden, dass die Sinterkörper auf cBN-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit aufweisen. Des Weiteren zeigen die Sinterkörper auf cBN-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung eine überragende Schneidleistung gegenüber Sinterkörpern auf cBN-Basis, welche ein cBN-Pulver einsetzen, das mit Bindemitteln be schichtet ist, bestehend aus keramischen Bestandteilen wie AlB₂, wie in den Proben Nr. 14 bis 16 dargestellt, wenn die Schnittentfernungen bis zum Abplatzen unter Bezugnahme auf Tabelle 2 beobachtet werden. Insbesondere die Sinterkörper auf cBN-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung, welche cBN-Pulver einsetzen, beschichtet mit Al und intermetallischen Verbindungen von Ti und Al.
Beispiel 2
Drei Arten von mit Bindemittel beschichteten cBN-Pulvermaterialien, die im Folgenden dargestellt sind, wurden in einer Vakuumdampfabscheidevorrichtung hergestellt, welche einen Ultraschallvibrator aufwies.
Probe A: wurde hergestellt durch Beschichten von cBN-Pulver mit 2 μm und 4 μm mittlerer Korngröße mit TiN_0,8 unter den Bedingungen von 10^–4 Torr, 300°C und 60 Minuten und des Weiteren Durchführen einer Beschichtung mit TiAl₃ unter Bedingungen von 10^–4 Torr, 300°C und 5 Minuten.
Probe B: hergestellt durch Beschichten von cBN-Pulver mit 4 μm mittlerer Korngröße mit TiN_0,8 unter den Bedingungen von 10^–4 Torr, 300°C und 60 Minuten und des Weiteren Durchführen einer Beschichtung von TiAl₃ unter den Bedingungen von 10^–4 Torr, 300°C und 5 Minuten.
Probe C: hergestellt durch Beschichten von cBN-Pulver mit 2 μm mittlerer Korngröße nur mit TiN_0,8 unter den Bedingungen von 10^–4 Torr, 300°C und 60 Minuten.
Die Pulveroberflächen nach den zuvor genannten Beschichtungsbehandlungen wurden mit einem EPMA beobachtet, und es wurde ermittelt, dass die Bindemittel, die cBN-Pulveroberflächen vollständig und homogen beschichteten. Anschließend wurden die mit Bindemittel beschichteten cBN-Pulvermaterialien der Proben A und B, die mit diesen Bindemitteln beschichtet waren, in Kapseln aus Mo eingefüllt und anschließend in einer Bandvorrichtung mit sehr hohem Druck unter den Bedingungen von 5,0 Gpa und 1400°C für 5 Minuten gesintert. Zu Vergleichszwecken wurden auch Proben hergestellt aus zwei Arten von Sinterkörpern auf der Basis von cBN, welche im Folgenden dargestellt sind.
Vergleichsbeispiel 1: Ein Sinterkörper auf cBN-Basis, welcher das mit Bindemittel beschichtete cBN-Pulver der zuvor genannten Probe C einsetzte, wurde einem Nassmischen in Ethylalkohol in einem Hartmetallbehälter mit Teflonbällen mit 10 mm Durchmesser bei 250 Upm für 3600 Minuten unterworfen und TiAl₃-Pulver mit 0,5 μm mittlerer Korngröße als Ausgangsmaterialien, welche die gleiche Zusammensetzung aufwies wie die Sinterkörper auf der Basis von cBN, welche in den zuvor genannten Proben A und B als Ausgangsmaterialien eingesetzt wurden.
Vergleichsbeispiel 2: Ein Sinterkörper auf cBN-Basis, welches ein cBN-Pulver mit 2 μm mittlerer Korngröße einsetzte, wurde einem Nassmischen in Ethylalkohol in einem Hartmetallbehälter unterworfen und Teflonkugeln mit 10 mm Durchmesser bei 250 Upm für 3600 Minuten, TiAl₃-Pulver mit 0,5 μm mittlerer Korngröße und TiN_0,8-Pulver mit 0,5 μm Korngröße als Ausgangsmaterialien, welche die gleiche Zusammensetzung aufwies wie die Sinterkörper auf cBN-Basis, welche in den zuvor genannten Proben A und B als Ausgangsmaterialien eingesetzt wurden.
Nach dem Sintern wurden die Mo-Kapseln zurückgewonnen und anschließend durch Mahlen entfernt, und diese Sinterkörper wurden durch Röntgenbeugung und ICP-AES untersucht, um die Zusammensetzungen dieser zu untersuchen. Des Weiteren wurden die Kontaktraten der cBN-Körner von den Oberflächenbildern durch FE-AES (Augenelektronenspektroskopie vom Feldemissionstyp) gemessen. Des Weiteren wurden Proben mit 6 mm Länge, 3 mm Breite und 0,5 bis 0,55 mm Dicke aus diesen Sinterkörpern geschnitten, und die Bruchdurchbiegung unter einer Bedingung eines Abstandes von 4 mm gemessen. Tabelle 3 zeigt die Details der hergestellten Sinterkörper.
Des Weiteren wurden Sinterkörperspitzen (ISO-Standard: SNMG120808) zum Schneiden hergestellt, deren Hauptoberflächen viereckig waren, und ein Schneidtest wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt:
Werkstück: Runder Stab aus einem gehärteten Stahl aus einem SGR420H Material mit HRC59 Härte mit V-förmigen Nuten in sechs Bereichen des Außenumfangs.
Schneidgeschwindigkeit: V 170 m/min, Schnitttiefe: 0,2 mm, Zufuhrgeschwindigkeit: 0,1 mm/U, nasse Art
Zu Vergleichszwecken wurde eine ähnliche Ermittlung auch an einem kommerziell erhältlichen Sinterkörper auf cBN-Basis durchgeführt, für das unterbrochene Schneiden von gehärtetem Stahl. Tabelle 4 zeigt die Resultate des Schneidtests.
Tabelle 4
Probe Nr. 8 ist ein kommerziell erhältlicher Sinterkörper auf cBN-Basis für das stoßweise Schneiden von gehärtetem Stahl. Die Proben Nr. 6 und 7 sind Sinterkörper auf cBN-Basis zu Vergleichszwecken, die Probe Nr. 6 ist der Sinterkörper auf cBN-Basis des Vergleichsbeispiels 1, und die Probe Nr. 7 ist der Sinterkörper auf cBN-Basis des Vergleichsbeispiels 2. Bezug nehmend auf 4 zeigen die Sinterkörper auf cBN-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung eine ausgezeichnete Bruchdurchbiegung. Des Weiteren besitzen die Sinterkörper auf cBN-Basis der vorliegenden Erfindung dieses Beispiels 2 eine überragende Bruchdurchbiegung gegenüber dem Sinterkörper auf cBN-Basis der vorliegenden Erfindung, welche in Beispiel 1 dargestellt wurden.
Obwohl der Sinterkörper auf cBN-Basis der Probe Nr. 6 die gleiche Zusammensetzung wie Probe Nr. 2 aufweist, ist das Kontaktverhältnis der cBN-Körner der Probe Nr. 6 23%, wohingegen das Kontaktverhältnis der cBN-Körner der Probe Nr. 2 3% beträgt. Dies liegt daran, dass die Struktur der Probe Nr. 6 etwa heterogener ist, da das Mischverfahren für das cBN-Pulver und das Bindemittelpulver anders war. Aus Tabelle 4 wird deutlich, dass die Sinterkörper auf cBN-Basis der vorliegenden Erfindung, bei welchen der Kontaktanteil der cBN-Körner wenigstens 0,15 und weniger als 20% betrug, besonders homogen bezüglich der Struktur sind und eine ausgezeichnete Abplatzbeständigkeit aufweisen. Des Weiteren zeigten die Proben Nr. 1 bis 5, bei welchen die Bindemittelphase (TiN), große Halbwertbreiten aufweisen, im Vergleich mit cBN, bei den Röntgenbeugungsmustern, feinere Bindemittelphasen und weisen eine ausgezeichnete Abplatzbeständigkeit auf.
Beispiel 3
Gemisches Pulver aus cBN-Pulver, dessen mittlere Korngröße 1 μm betrug, wBN-Pulver, dessen sekundäre Körner 2 μm mittlere Korngröße aufwiesen, Ti₃Al-Pulver, dessen mittlere Korngröße 5 μm betrug und TiN_0,7-Pulver, dessen mittlere Korngröße 3 μm betrug, wurden in dem Verhältnis 45 : 10 : 20 : 25 bezüglich des Volumens vermischt, und ein Nassmischen•Zermahlen wurde in einer gemischten Lösung aus Ethylalkohol und Polyethylenglycol mit einer Planetenmühle durchgeführt, welche einen Hartmetallbehälter einsetzte und Carbidkugeln mit 10 mm Durchmesser bei 250 Upm für 60 bis 300 Minuten.
Nach der Zurückgewinnung dieses gemischten•zermahlenen Pulvers, wurde eine SEM (Rasterelektronenmikroskop)-Beobachtung durchgeführt, und man fand heraus, dass die mittlere Korngröße dieses gemischten•gemahlenen Pulvers nicht mehr als ungerähr 0,5 μm betrug und dass die meisten der wBN-Körner, welche die sekundären Körner bildeten vor dem Mischen•Mahlen als primäre Körner existierten.
Anschließend wurde dieses gemischte Pulver mit einer Bandvorrichtung mit sehr hohem Druck unter Bedingungen von 4 GPa und 1480°C 10 Minuten gesintert. Zu Vergleichszwecken wurden Proben hergestellt, aus Sinterkörpern auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid, welche Ausgangsmaterialien der gleichen Zusammensetzungen einsetzten, gebildet durch das Durchführen des Mischens in einer gemischten Lösung aus Ethylalkohol und Polyethylenglycol mit einer herkömmlichen Kugelmühle, welche eine Behälter aus Hartmetall einsetzte und Carbidkugeln mit 10 mm Durchmesser bei 250 Upm für 3600 Minuten. Nach dem Sintern wurden die Mo-Kapseln zurückgewonnen und anschließend wurden die Kapseln durch Mahlen entfernt und die Analyse wurde an den Sinterkörpern durch Röntgenbeugung durchgeführt, mit einem TEM und durch AES, um die Zusammensetzungen und Strukturen dieser Sinterkörper zu analysieren.
Anschließend wurden die Sinterkörper in die Form von Vierecken gebracht, deren einzelne Seite 5 mm und die Dicke 0,4 mm betrug, und bei 140°C 3 Stunden in einem geschlossenen Behälter aus Teflon gehalten, mit Flursalpetersäure, hergestellt durch das Mischen von 40 ml erhalten durch das doppelte Verdünnen von Salpetersäure mit 1,38 spezifischer Schwerkraft und 61 Gew.-% und 10 ml Flusssäure mit 1,147 spezifischer Schwerkraft und 47 Gew.-%, wodurch eine Auflösungsbehandlung der Bindemittelbestandteile durchgeführt wurde. Anschließend wurde ein Ultraschallreinigen mit destilliertem Wasser oder dergleichen wiederholt, und cBN und wBN wurden zurückgewonnen. Die Verhältnisse von cBN und wBN, welche als einzelne Körner existierten wurden mit einem TEM erhalten. Tabelle 5 zeigt die Details der hergestellten Sinterkörper.
Proben mit 6 mm Länge, 3 mm Breite und 0,4 bis 0,45 mm Dicke wurden aus diesen Sinterkörpern geschnitten, und die Bruchdurchbiegung wurde unter einer Bedingung eines Abstandes von 4 mm gemessen. Die Messung wurde auch als Bruchzähigkeit durchgeführt. Des Weiteren wurden Sinterkörperspitzen (ISO-Standard: SNMG120808) zum Schneiden hergestellt, dessen Hauptoberflächen viereckig waren, und ein Schneidtest wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt:
Werkstück: Runder Stab aus einem SKH51 Material mit einer Härte von HRC60 Schneidgeschwindigkeit: V 70 m/min, Schnitttiefe: 0,1 mm, Zufuhrgeschwindigkeit: 0,2 mm/U, 30 Minuten in einem nassen Typ
Tabelle 6 zeigt die Resultate dieser Untersuchungen.
Tabelle 6
Während die Ermittlung der Bruchfähigkeitswerte als ein Ermittlungsverfahren der Abplatzbeständigkeit der Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid gedacht war, entsprach nicht der tatsächlichen Schneidermittlung, und es wurde bestätigt, dass eine Korrelation zwischen der Bruchdurchbiegung und der Schneidbarkeit der Sinterkörper der vorliegenden Erfindung besteht, obwohl die Risse schlecht fortschreiten konnten, aber die Bruchzähigkeitswerte nahmen zu, insbesondere bei den Sinterkörpern mit ungesinterten Bereichen.
Beispiel 4
cBN-Pulververbund-beschichtet mit einem Bindemittel wurde die folgenden Schritte hergestellt:
Schritt 1: Mit einer RF-Sputter-PVD-Vorrichtung, wurde cBN-Pulver, dessen mittlere Korngröße 10 μm betrug, mit TiAl beschichtet. Zu dieser Zeit wurde ein Vakuum in einem Ofen auf 10^–4 Torr eingestellt, und anschließend in einer Atmosphäre von 10^–2 Torr gehalten durch das Einführen von Ar-Gas. Die Beschichtung wurde unter den Bedingungen von 5 KW Leistung, 15 MHz Frequenz und 5 Stunden durchgeführt, während ein Pulverbehälter auf 200°C erwärmt wurde.
Schritt 2: Anschließend wurde dieses mit Bindemittel beschichtete cBN-Pulver und ein das Kornwachstum unterdrückendes Bindemittelpulver aus AlN, TiB₂, HfB₂, WC oder ZrO₂, dessen mittlere Korngröße 0,1 μm betrug, in dem Verhältnis 92 : 8 bis 88 : 12 vermischt, und das Trockenmischen wurde in einem spezifischen Vakuumofen durchgeführt, welcher eine rotierende Mischvorrichtung aufwies, ähnlich wie in dem zuvor genannten Beispiel 1. Bezüglich der Bedingungen zu diesem Zeitpunkt, betrug das Maß des Vakuums in dem Ofen 10^–4 Torr und wurde in einer Atmosphäre von 10^–2 Torr gehalten, während N₂-Gas mit einer Geschwindigkeit von 200 cc/min eingeführt wurde. Das Mischen wurde unter einer Bedingung von 2000 Upm durchgeführt, während das Innere des Ofens auf 200°C erwärmt wurde.
Die Analyse wurde durch ein SEM und ein TEM und durch FE-AES und Röntgenbeugungsanalyse nach der Zurückgewinnung des gemischten Pulvers durchgeführt, das cBN-Pulver war homogen mit kubischem TiAlN geschichtet, und des Weiteren lagen Körner auf AlN und dergleichen an den Oberflächen der TiAlN-Schichten. 3 zeigt ein Querschnittsmodelldiagramm dieses mit Bindmittel beschichteten cBN-Korns. Bezug nehmend auf 3, ist eine TiAlN-Schicht 7 um ein cBN-Korn 1 herumgebildet. Körner 8 aus AlN und dergleichen beißen bzw. liegen in einer Oberfläche der TiAlN-Schicht 7.
Anschließend wurde dieses mit Bindemittel beschichtete cBN-Pulver als ein Ausgangsmaterial zur Herstellung von Sinterkörpern auf cBN-Basis eingesetzt, ähnlich wie in dem zuvor genannten Beispiel 1, und die Zusammensetzungen und Strukturen wurden analysiert.
Als Proben zu Vergleichszwecken, wurden auch die zwei folgenden Proben hergestellt:
Probe 1 zu Vergleichszwecken: Ein Sinterkörper auf cBN-Basis welches TiAlN(kubisch)-beschichtetes cBN-Pulver einsetzt, hergestellt durch das Durchführen eines Nitrieren des mit Bindemittel beschichteten cBN-Pulvers aus Schritt 1; und
Probe 2 zu Vergleichszwecken: Ein Sinterkörper auf cBN-Basis der gleichen Zusammensetzung, hergestellt durch das Nassmischen in einem Behälter aus Hartmetall und Teflonkugeln mit 10 mm Durchmesser unter Einsatz von cBN, TiN und TiAl mit 2 μm mittlerer Korngröße als Ausgangsmaterialien und unter den Bedingungen von 250 Upm, 3600 Minuten in Ethylalkohol. Tabelle 7 zeigt die detaillierten Werte dieser hergestellten Sinterkörper.
Obwohl nicht als Ausgangsmaterialien zugegeben, wurden unvermeidbare Verunreinigungen bestehend aus 1,5 bis 2,0 Vol.-% Al₂O₃, 1,5 bis 2,0 Vol.-% W, 0,05 bis 0,1 Vol.-% Co, 0,05 bis 0,1 Vol.-% Ni und 0,02 bis 0,4 Vol.-% C in den Sinterkörpern der Proben 1 bis 7 ermittelt. Des Weiteren wurden unvermeidbare Verunreinigungen bestehend aus 6,0 Vol.-% Al₂O₃, 4,0 Vol.-% W, 1,0 Vol.-% Co, 0,15 Vol.-% Ni und 0,07 Vol.-% C bei den Sinterkörpern der Probe 8 ermittelt.
Es wird angenommen, dass die Sauerstoffbestandteile und die Feuchtigkeit, welche von den Ausgangsmaterialien absorbiert wurde, und Al-Bestandteile reagieren um Al₂O₃ während des Sinterverfahrens zu bilden. Es wird angenommen, dass andere Bestandteile, wie W bei der Herstellung der Ausgangsmaterialien eingemischt wurden, aufgrund des Abriebs eines Mischbehälters und der Ausgangsmaterialien.
Zu diesem Zeitpunkt sind die Proben Nr. 1 und 2 Sinterkörper auf cBN-Basis der vorliegenden Erfindung, die mit Bindemittel beschichtete cBN-Körner einsetzen, welche durch den Schritt 2 AlN als das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphasen enthalten. Die Probe 3 ist ein Sinterkörper auf cBN-Basis der vorliegenden Erfindung, welcher die mit Bindemittel beschichteten cBN-Körner des Schrittes 2 einsetzen, enthaltend TiB₂ als eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase. Die Probe Nr. 4 ist ein Sinterkörper auf cBN-Basis der vorliegenden Erfindung, welche mit Bindemittel beschichtete cBN-Körner aus Schritt 2 einsetzt, welche HfB₂ als eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase einsetzt.
Die Probe Nr. 5 ist ein Sinterkörper auf cBN-Basis der vorliegenden Erfindung, welche TiAlN-beschichtete cBN-Körner einsetzt, hergestellt durch das Durchführen einer Nitrierung der mit Bindemittel beschichteten cBN-Körner aus Schritt 1. Die Probe Nr. 6 ist ein Sinterkörper auf cBN-Basis zu Vergleichszwecken, welche mit Bindemittel beschichtete cBN-Körner aus Schritt 2 einsetzt, enthaltend WC als eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase. Die Probe Nr. 7 ist ein Sinterkörper auf cBN-Basis zu Vergleichszwecken, welcher mit Bindemittel beschichtete cBN-Körner aus Schritt 2 einsetzt, enthaltend ZrO₂ als eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase. Und die Probe Nr. 8 ist ein Sinterkörper auf cBN-Basis gemäß des Vergleichsbeispiels 2.
Des Weiteren wurde die Bruchdurchbiegung und Schneidleistung ähnlich wie in Beispiel 2 ermittelt. Die Tabelle 8 zeigt die Ermittlungsergebnisse.
Tabelle 8
Bezug nehmend auf Tabelle 7, wird TiAlN besonders beim Sintern zersetzt•zerschmolzen und reagiert mit cBN um die TiN, AlB₂, AlN und TiB₂ bei den Proben Nr. 1 bis 7 zu bilden. Es wird angenommen, dass Sinterkörper auf cBN-Basis mit den in Tabelle 7 dargestellten Zusammensetzungen so erhalten werden können.
Aus den Überprüfungsergebnissen der Proben Nr. 1 bis 5 wird deutlich, dass die Festigkeit (Bruchdurchbiegung) der Sinterkörper auf cBN-Basis verbessert werden, wenn sich der Anteil der das Kornwachstum unterdrückenden Bindemittelphase erhöht (siehe Tabelle 8). Dies wird so verstanden, dass Bindemittelphasen mit feineren Strukturen erhalten wurden, aufgrund der Wirkung der das Kornwachstum unterdrückenden Bindemittelphasen. Bei diesem Beispiel zeigen die Proben, bei denen der Gehalt der das Kornwachstum unterdrückenden Bindemittelphase nicht mehr als 25 Vol.-% betrug, überragende Verschleißbeständigkeit, da die gleichen das Verhältnis der Bindemittelphase beibehalten, bestehend aus den Nitriden von Ti und TiAl, welche eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit oberhalb der konstanten Maße aufweisen.
Bei den Proben Nr. 6 und 7, werden WC, ZrO₂ und dergleichen in der das Kornwachstum unterdrückenden Bindemittelphase gebildet. Die Ähnlichkeit mit der restlichen Bindemittelphase der Sinterkörper auf cBN-Basis in diesem Beispiel ist gering im Vergleich mit der Zusammensetzung der das Kornwachstum unterdrückenden Bindemittelphase gemäß der vorliegenden Erfindung, und daher konnte keine Verbesserung der Verschleißbeständigkeit beobachtet werden, obwohl die gleichen eine homogene Struktur im Vergleich mit dem Sinterkörper auf cBN-Basis der Probe Nr. 8 aufweisen.
Die zu diesem Zeitpunkt offenbarten Beispiele sind illustrativ und sollen in keinster Weise beschränken. Der Umfang der Erfindung wird nicht durch die obige Beschreibung sondern durch den Umfang der Ansprüche angegeben, und es ist beabsichtigt, dass alle Modifikationen der Bedeutung und des Umfangs äquivalent zu dem Umfang der Ansprüche umfasst sind.
Gemäß der vorliegenden Erfindung, wie hier beschrieben, konnte ein Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid mit hoher Härte und hoher Festigkeit für Schneidwerkzeuge, dargestellt durch ein Fräswerkzeug und einen Spannfräser, welcher eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit aufweist, bereitgestellt werden.
Industrielle Eignung
Wie hier beschrieben, ist der Sinterkörper auf der Basis von Hochdruckphasenbornitrid gemäß der vorliegenden Erfindung als ein Bestandteil eines Schneidwerkzeuges geeignet, dargestellt durch ein Fräswerkzeug und eine Spannfräse oder dergleichen, als ein Bestandteil für ein verschleißbeständiges Teil, bereitgestellt auf einem Gleitelement und des Weiteren als ein Bestandteil für ein schockbeständiges Teil, eingesetzt als eine Schutzwand oder dergleichen und insbesondere geeignet als ein Bestandteil eines Schneidwerkzeuges, von welchem eine ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit und Abplatzbeständigkeit gefordert wird.

Claims

Sintermaterial auf der Basis von Hochdruckphasenbordnitrid, umfassend eine Vielzahl von Körnern (1) aus Hochdruckphasenbordnitrid und eine Bindemittelphase (2, 3) wobei der Gehalt der Körner (1) wenigstens 20,0 Vol.-% und nicht mehr als 99,7 Vol.-% beträgt, die Bindemittelphase (2, 3) eine erste Bindemittelphase (2) enthält, welche die Körner (1) umschließt und eine zweite Bindemittelphase (3), welche sich von der ersten Bindemittelphase (2) unterscheidet, wobei die erste Bindemittelphase (2) aus wenigstens entweder einem Nitrid von wenigstens einem aus Ti, TiAl, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser besteht, die zweite Bindemittelphase (3) eine das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase (4), zwischen einer Vielzahl dieser Körner (1) umfasst und einen anderen Bereich als die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase (4), wobei die Körner (1) homogen in dem anderen Bereich als die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase (4) dispergiert sind und die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase (4) aus wenigstens entweder einen Borid von wenigstens einem aus Ti, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser besteht, oder wenigstens entweder einem Nitrid oder einem Borid von Al oder einer festen Lösung dieser.
Sintermaterial auf Basis von Hochdruckphasenbornnitrid umfassend eine Vielzahl von Körnern (1) aus Hochdruckphasenbornnitrid und eine Bindemittelphase (2, 3), wobei der Gehalt dieser Körner (1) wenigstens 20,0 Vol.-% und nicht mehr als 99,7 Vol.-% beträgt, die Bindemittelphase (2, 3) eine erste Bindemittelphase (2) enthält, welche die Körner (1) umschließt und eine zweite Bindemittelphase (3), welche sich von der ersten Bindemittelphase (2) unterscheidet, wobei die erste Bindemittelphase (2) eine dritte Bindemittelphase (5) umfasst, welche sich in Kontakt mit den Körnern (1) befindet und diese umschließt und eine vierte Bindemittelphase (6), welche die dritte Bindemittelphase (5) umhüllt, wobei die dritte Bindemittelphase (5) aus wenigstens entweder einen Nitrid oder einem Borid von wenigstens einem aus Ti, Zr, Hf und Al oder einer festen Lösung dieser besteht, wobei die vierte Bindemittelphase (6) wenigstens entweder aus einem Nitrid, einem Karbid oder einem Oxid von wenigstens einem aus Ti, TiAl, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser besteht, wobei die zweite Bindemittelphase (3) eine das Körnerwachstum unterdrückende Bindemittelphase (4) zwischen einer Vielzahl dieser Körner (1) enthält und einen anderen Bereich als die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase (4), wobei die Körner (1) homogen in diesem anderen Bereich als die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase (4) dispergiert sind, die das Kornwachstum unterdrückende Bindemittelphase (4) aus wenigstens einem Borid von wenigstens einem aus Ti, Zr und Hf oder einer festen Lösung dieser besteht, oder aus wenigstens einem Nitrid oder einem Borid von Al oder einer festen Lösung dieser.
Sinterkörper nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Bindemittelphase (2, 3) eine Al-Verbindung enthält, welche während des Sinterns mit wenigstens einem aus Al-Metall, TiAl oder einer sintermetallischen Verbindung, welche Al als ein Ausgangsmaterial enthält, reaktiv gebildet ist.
Sinterkörper nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei der Gehalt eines Bindemittelphasenanteils bestehend aus dieser Al-Verbindung wenigstens 0,1 Vol.-% und weniger als 30,0 Vol.-% beträgt.
Sinterkörper nach einem der vorangehenden Ansprüche, des weiteren umfassend unvermeidbare Verunreinigungen und eine andere zurückbleibende Bindemittelphase als die Al-Verbindung, wobei Gehalt der unvermeidlichen Verunreinigungen nicht mehr als 5,0 Vol.-% beträgt.
Sinterkörpern nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die Bruchdurchbiegung des Körpern wenigstens 120 kgf/mm² beträgt, wobei diese Festigkeit mit einem 4 mm Abstand mit einer Probe mit 6 mm Länge, 3 mm Breite und wenigstens 0,4 mm und nicht mehr als 0,45 mm Dicke gemessen ist.
Sinterkörper nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei das Verhältnis der Anzahl der Körner, welche sich in Kontakt mit den anderen dieser Körner (1) in einen Bereich befinden, welcher wenigstens 100 dieser Körner (1) aus dem Hochdruckphasenbornnitrid enthält, wenigstens 0,1% und weniger als 20,0% beträgt.
Sinterkörper nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei, nach der Durchführung einer Auflösungsbehandlung, wenigstens mehr als 90% der übrigen dieser Körner (1) als einzelne Körner vorliegen, wobei diese Auflösungsbehandlung für wenigstens 3 Stunden und nicht mehr als fünf Stunden bei wenigstens 120° und nicht mehr als 150°C durchgeführt wird, wobei der Sinterkörper in der Form eines Viereckes vorliegt, mit einer Seite mit wenigstens 3 mm und nicht mehr als 7 mm und einer Dicke von wenigstens 0,3 mm und nicht mehr als 0,5 mm und wobei die Auflösungsbehandlung unter Verwendung von Fluorsalpetersäure durchgeführt wird, welche hergestellt wird durch Vermischen von 40 ml dieser durch doppeltes Verdünnen von wenigstens 60,0 Gew.-% und nicht mehr als 65,0 Gew.-% Salpetersäure hergestellten und 10 ml Flusssäure mit wenigstens 45,0 Gew.-% und nicht mehr als 50,0 Gew.-% in einem geschlossenen Behälter gemischt werden.
Sinterkörper nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei das Hochdruckphasenbornnitrid kubisches Bornnitrid ist und die Halbwertbreite der maximalen Stärkelinie unter den Beugungslinien eines Bestandteils, welcher als Hauptbestandteil in der Bindemittelphase (2, 3) erkennbar ist, wenigstens 1,4 × der Halbwertbreite einer (111) Beugungslinie des kubischen Bornnitrids in einen Röntgenstrahlbeugungsmuster entspricht.
Sinterkörper nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei die mittlere Korngröße der Körner (1) nicht mehr als 3 μm beträgt, und die Bruchdurchbiegung des Sinterkörpers wenigstens 140 kgf/mm² beträgt, wobei die festigkeit messbar ist mit einem 4 mm Abstand mit einer Probe von 6 mm Länge, 3 mm Breite und wenigstens 0,7 mm jedoch nicht mehr als 0,45 mm Dicke.
Sinterkörper nach Anspruch 1, wobei die mittlere Dicke der ersten Bindemittelphase (2) wenigstens 5 nm und nicht mehr als 3000 nm beträgt.
Sinterkörper nach Anspruch 2, wobei die mittlere Dicke der dritten Bindemittelphase (5) wenigstens 5 nm und nicht mehr als 500 nm beträgt, und die mittlere Dicke der vierten Bindemittelphase (6) wenigstens 5 nm und nicht mehr als 3000 nm beträgt.
Sinterkörpern nach Anspruch 1, des weiteren umfassend unvermeidbare Verunreinigungen, einen Bindemittelphasenteil bestehend aus einer Al-Verbindung, reaktiv gebildet durch das Sintern von wenigstens einem aus Al, TiAl, Ti₂AlN, Ti₃Al und TiAl₃, welches als ein Ausgangsmaterial dient, und eine weitere andere Bindemittelphase als die Al-Verbindung wobei das Hochdruckphasenbornnitrid kubisches Bornnitrid ist, die erste Bindemittelphase (2) aus wenigstens einem der Nitride von Ti und TiAl besteht, der Gehalt dieser Körner (1) wenigstens 45,0 Vol.-% und nicht mehr als 75,0 Vol.-% beträgt, der Gehalt der Bindemittelphase, welcher aus dieser Al-Verbindung besteht, wenigstens 1,0 Vol.-% und nicht mehr als 20,0 Vol.-% beträgt, der Gehalt der unvermeidbaren Verunreinigung nicht mehr als 3,0 Vol.-% beträgt und die mittlere Dicke der ersten Bindemittelphase (2) wenigstens 5 nm und nicht mehr als 500 nm beträgt.
Sinterkörper nach Anspruch 2, des weiteren umfassend unvermeidbare Verunreinigungen, einen Bindemittelphasenanteil bestehend aus einer Al-Verbindung, reaktiv gebildet während des Sinterns von wenigstens einem aus Al, TiAl, Ti₂AlN, Ti₃Al und TiAl₃, welches aus Ausgangsmaterial dient, und eine weitere andere Bindemittelphase als die Al-Verbindung, wobei das Hochdruckphasenbornnitrid kubischen Bornnitrid ist, die dritte Bindemittelphase (5) aus wenigstens entweder einem Nitrid oder einem Borid aus wenigstens einem aus Ti und Al oder einer festen Lösung dieser besteht, die vierte Bindemittelphase (6) aus wenigstens einem Nitrid, Karbid oder einem Oxid aus wenigstens einem aus Ti, TiAl, Cr und Af oder einer festen Lösung dieser besteht, der Gehalt der Körner (1) wenigstens 45,0 Vol.-% und nicht mehr als 75,0 Vol.-% beträgt, der Gehalt der Bindemittelphase bestehend aus der Al-Verbindung wenigstens 1,0 Vol.-% und nicht mehr als 20,0 Vol.-% beträgt, der Gehalt der unvermeidbaren Verunreinigungen nicht mehr als 3,0 Vol.-% beträgt, die mittlere Dicke der dritten Bindemittelphase (5) wenigstens 5 nm nicht mehr als 200 nm beträgt, und die mittlere Dicke der vierten Bindemittelphase (6) wenigstens 5 nm und nicht mehr als 500 nm beträgt.