DE69828137T2

DE69828137T2 - Karbonitrid-Cermet Schneidkörper und Verfahren seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69828137T2
Application number: DE69828137T
Authority: DE
Inventors: Kohei Komaki-shi Abukawa
Original assignee: NGK Spark Plug Co Ltd
Current assignee: Niterra Co Ltd
Priority date: 1997-10-28
Filing date: 1998-10-27
Publication date: 2005-12-01
Anticipated expiration: 2018-10-28
Also published as: JPH11131170A; US6231277B1; EP0913490A3; DE69828137D1; EP0913490A2; EP0913490B1; KR100313596B1; JP3652087B2; KR19990037425A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Metallkeramik-Werkzeug und insbesondere ein Metallkeramik-Werkzeug, daß eine ausgezeichneten thermischen Reißfestigkeit besitzt, während es eine plastische Verformungsfestigkeit, eine Abnutzungsfestigkeit und eine lange Lebensdauer beibehält, selbst wenn es zum intermittierenden Schneiden verwendet wird.
Ein gesintertes Produkt, das hier als eine Metallkeramik bezeichnet wird, umfaßt als eine Hartphasenkomponente, ein Carbid, ein Nitrid oder ein Carbonitrid aus Ti, welches als eine wesentliche Metallkomponente dient, und eine Gruppe (4a, 5a, 6a) aus einem anderen Metall als Ti, z. B. V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, oder W. Solche Materialien sind Hauptmaterialien für Schneidwerkzeuge geworden, aufgrund ihrer ausgezeichneten Eigenschaften im Verhältnis zu denjenigen von herkömmlichen superharten Legierungen, wie z. B. einer ausgezeichneten plastischen Verformungsfestigkeit. Um Bruchfestigkeit, Thermoschock-Widerstand und plastische Verformungsfestigkeit weiter zu erhöhen, wurde in den vergangenen Jahren vorgeschlagen, Ti-Carbid in die Hartphase von Ti-Nitrid oder Ti-Carbonitrid aufzunehmen, welches eine hohe Festigkeit und thermische Leitfähigkeit besitzt (siehe z. B. japanische Patentschrift (kokoku) Nr. 56-51201),
Des weiteren offenbart die offengelegte japanische Patentanmeldung (kokai) Nr. 8-24690 eine mikrokristalline Struktur, die Abnutzungsfestigkeit und Bruchfestigkeit der vorgenannten Ti-Nitrid enthaltenen Metallkeramik verbessern kann. Insbesondere ist eine Kern-Schale-Struktur offenbart, bei der der zentrale Abschnitt (hauptsächlich aus Ti-Carbonitrid gebildet) der Kern-enthaltenden Hartphase der Metallkeramik aus abgerundeten, blockartig geformten Körnern gebildet ist, die in erster Linie aus (Ti, M) CN gebildet sind und ein Seitenverhältnis von 1,4 oder weniger haben. Es wird ebenfalls die Struktur offenbart, in der die Kern-enthaltende Hartphase so gebildet wird, daß eine Ti-Carbonitridphase zu 90% oder weniger zum Volumens der Kern-enthaltenden Hartphase beiträgt. Diese mikrokristalline Struktur verbessert die Bruchfestigkeit eines Werkzeuges aufgrund einer Erhöhung der Stärke, während dessen Abnutzungsfestigkeit aufrecht erhalten wird.
Um die Stärke und Härte der Metallkeramik-Werkzeuge zu verbessern, die in den vorgenannten Publikationen offenbart sind, ist es vorteilhaft, den zentralen Abschnitt der Kern-enthaltenden Hartphase in einer abgerundeten blockartigen Form in der mikrokristallinen Struktur zu bilden. Jedoch reduziert sich daraufhin die Festigkeit, mit dem Ergebnis, daß sich die thermische Reißfestigkeit des Substrats verringert. Das Problem einer geringen Lebensdauer tritt also bei Anwendungen auf, die eine hohe thermische Reißfestigkeit erfordern, wie z. B. intermittierendem Schneiden von Stahl.
EP-A-775 755 offenbart ein Metallkeramik-Schneidwerkzeug vom Carbonitriol-Typ, bei dem die Haftphase eine Ni-Co-Legierung ist.
Dementsprechend ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Metallkeramik-Werkzeug mit herausragender thermischer Reißfestigkeit und langer Lebensdauer, selbst wenn das Werkzeug zum intermittierenden Schneiden, wie z. B. intermittierenden Schneiden von Stahl, verwendet wird, und ein Verfahren zum Herstellen desgleichen bereitzustellen, während plastische Verformungsfestigkeit und Abnutzungsfestigkeit als vorteilhafte Punkte von Metallkeramiken aufrecht erhalten werden.
Gemäß einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird ein Metallkeramik-Werkzeug mit einer Struktur, welche eine Haftphase und eine Hartphase aufweist, bereitgestellt, wobei die Haftphase vorwiegend aus Ni oder Ni und Co gebildet ist, und wobei die Hartphase auf einer Carbonitridphase gebildet ist, wobei die Carbonitridphase Ti und mindestens ein anderes Metall aus der Gruppe, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, und W und Mischungen daraus enthält, aufweist, wobei die Bestandteile der Metallkeramik wie folgt vorgesehen sind:
Ni oder Ni und Co in einem Gesamtbetrag von 4–20 Gew.-%,
Ti in einem Gesamtbetrag von 50–60 Gew.-%,
mindestens eines der Elemente aus V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W in einem Gesamtbetrag von 30–40 Gew.-%,
C in einem Betrag von 5–10 Gew.-%, und
N in einem Betrag von 3–8 Gew.-%,
und wobei die Carbonitridphase Körner aufweist (welche Kernabschnitte von Kern-Schale-Körnern sein können), in welchen die Ti-Komponente 90 Gew.-% oder mehr aller Metallkomponenten des Korns ausmacht, und wobei eine mikrokristalline Struktur der Metallkeramik im Querschnitt ein Verhältnis aufweist von:
Gesamtbereich der Körner der Carbonitridphase, in welcher die Ti-Komponente 90 Gew.-% oder mehr aller Metallkomponenten ausmacht, mit einem Verhältnis von D_max/D_min von 1,5 oder mehr
zu einem Gesamtbereich der Hartphase von 50% oder mehr,
wobei D_max als ein maximaler Durchmesser und D_min als ein minimaler Durchmesser der Körner der Titan-Carbonitridphase in der mikrokristallinen Struktur definiert sind, wobei der maximale Durchmesser einen maximalen Wert des Abstandes zwischen zwei parallelen Linien darstellt, welche tangential zur Umrisslinie des Korns verlaufen, das Korn in der Querschnittsansicht nicht schneiden, und der minimale Durchmesser den minimalen Wert des genannten Abstandes darstellt.
In einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung ist die Carbonitridphase vorwiegend gebildet aus ersten Kern-Schale-Körnern mit einem Kernabschnitt (I), welcher eine Ti-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr der Metallkomponenten in diesem Kernabschnitt umfaßt, und einem Schalenabschnitt (I), welcher um den Kernabschnitt (I) gebildet ist und eine erste (Ti, M)-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 40–50 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt und ein oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfaßt, in einem Betrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt aufweist; und
zweiten Kern-Schale-Körnern mit einem Kernabschnitt (II), welcher eine M-Carbonitridphase aufweist, deren Metallkomponente ein oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfaßt, in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr aufweist, und einen Schalenabschnitt (II) aufweist, welcher um den Kernabschnitt (II) gebildet ist und eine zweite (Ti, M)-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 20–30 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt und ein oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfaßt, in einem Betrag von 70–80 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt aufweist, und wobei
eine mikrokristalline Struktur dem Metallkeramik im Querschnitt das Verhältnis von "Gesamtbereich des Kernabschnittes (I) mit einem Verhältnis von D_max/D_min von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der ersten Kern-Schale-Körner und der zweiten Kern-Schale-Körner" von 50% oder mehr aufweist.
In einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird ein Metallkeramik-Werkzeug mit einer Struktur bereitgestellt, welche eine Haftphase aufweist, welche vorwiegend aus Ni und Co gebildet ist, und eine Hartphase aufweist, welche vorwiegend aus einer Carbonitridphase gebildet ist, welche Ti, das als eine wesentliche Metallkomponente dient, und mindestens ein anderes Metall aufweist, welches aus der Gruppe ausgewählt ist, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfaßt, wobei die Metallkeramik Ni oder Nl und Co in einem Gesamtbetrag von 4–20 Gew.-% umfaßt, wobei die Haftphase einen Betrag von 4–20 Gew.-% umfaßt und die Carbonitridphase vorwiegend gebildet ist aus
ersten Kern-Schale-Körnern mit einem Kernabschnitt (I), welcher eine Ti-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr der Metallkomponenten in diesem Kernabschnitt umfaßt, und einem Schalenabschnitt (I) welcher um den Kernabschnitt (I) gebildet ist und eine erste (Ti, M)-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt und ein oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfaßt, in einem Betrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt aufweist; und
zweiten Kern-Schale-Körner mit einem Kernabschnitt (II), welcher eine M-Carbonitridphase aufweist, deren Metallkomponenten ein Metall oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfaßt, in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr aufweist, und einen Schalenabschnitt (II) aufweist, welcher um den Kernabschnitt (II) gebildet ist und eine zweite (Ti, M)-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 20–30 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt und ein Metall oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Hf, Ta und W umfaßt, in einem Betrag von 70–80 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt aufweist, und wobei
eine mikrokristalline Struktur der Metallkeramik im Querschnitt das Verhältnis von „Gesamtbereich des Kernabschnitts (I) mit einem Verhältnis von D_max/D_min von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der ersten Kern-Schale-Körner und der zweiten Kern-Schale-Körner" von 50% oder mehr aufweist, wobei D_max als der maximale Durchmesser und D_min als der minimale Durchmesser der Körner der Carbonitridphase definiert sind, und wobei der maximale Durchmesser einen maximalen Wert des Abstandes zwischen zwei parallelen Linien darstellt, welche tangential zu der Umrißlinie des Korns verlaufen und das Korn in der Querschnittsansicht nicht schneiden, und der minimale Durchmesser den minimalen Wert des genannten Abstands darstellt.
Die Erfindung liefert auch ein Verfahren zum Herstellen eines Metallkeramik-Werkzeugs der ersten oder zweiten Ausführungsform. Das Verfahren umfaßt den Schritt des Mischens eines Metallpulvers, welches gebildet ist aus Ni oder Ni und Co in einem Betrag von 4–20 Gewichtsanteilen, einem Pulver aus einem Carbonitrid, dessen Metallkomponenten mindestens ein Metall, welches aus der Gruppe ausgewählt ist, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfaßt, in einem Betrag von 25–40 Gewichtsanteilen aufweist, und einem Pulver, welches entweder Ti-Carbonitrid mit optionalem Ti-Nitrid und Ti-Carbid-Zusätzen aufweist oder eine Kombination aus Ti-Nitrid und Ti-Carbid in einem Gesamtbetrag von 60–75 Gewichtsanteilen aufweist, um ein Gemisch aus Pulvern zu erhalten, das das Pulvergemisch bildet. Die Pulver werden dann in eine vorbestimmte Form gebildet und der resultierende Preßkörper wird bei 1400–1650°C gebrannt. Während des Brennens wird die Temperatur von einer ersten Temperatur von zwischen 1300–1400° C, d. h. einer Temperatur, die niedriger als die Brenntemperatur ist, auf die Brenntemperatur um 5–0°C pro Minute gesteigert oder erhöht.
In einem bevorzugten Verfahren zum Herstellen eines Metallkeramik-Werkzeuges gemäß der Erfindung wird die Temperatur von einer zweiten Temperatur, die auf 800°C oder mehr eingestellt ist, auf die erste Temperatur zwischen ungefähr 1350 und 1400°C mit 1–5°C pro Minute angehoben.
Die Erfindung wird anhand der folgenden Beschreibung, die nur beispielhaft gegeben wird, mit Bezug auf die Zeichnungen offenbart, in welchen:
1 eine schematische Illustration ist, die eine maximale Korngröße und eine minimale Korngröße zeigt, so wie sie verwendet werden, um ein Seitenverhältnis zu erhalten;
2a, b, c, c' schematische Ansichten sind, die einen Prozeß zum Bilden einer mikrokristallinen Struktur des Metallkeramik-Werkzeuges der vorliegenden Erfindung illustrieren;
3a eine Photomikroskopie oder eine Photographie eines Scan-Elektronenmikroskops (SEM) ist, die die mikrokristalline Struktur der gesinterten Metallkeramik des Beispiels Nr. 1 zeigt, das in dem Beispielexperiment hergestellt wurde;
3b eine vergrößere Skizze ist, die einen Teil der Photographie zeigt;
4 eine SEM-Photographie ist, die die mikrokristalline Struktur des Beispiels Nr. 5 zeigt, das in dem Beispielexperiment hergestellt wurde;
5a, b und c ein Probenstück zeigen, so wie es zum Bewerten einer Schneidleistung in Verbindung mit dem experimentellen Beispiel verwendet wird. 5a ist eine perspektivische Ansicht, 5b eine schematische Querschnittsansicht eines Seitenabschnitts und 5c eine vergrößerte perspektivische Ansicht des Abschnitts des Werkzeugs;
6a, b und c schematische Illustrationen eines Schneidtests sind; und
7a, b und c schematische Illustrationen sind, die die Beziehung der Positionen zwischen einem Probenstück und einem Werkstück zeigen.
Es wurde nun herausgefunden, daß ein Werkzeug mit herausragender thermischer Reißfestigkeit und Abnutzungsfestigkeit durch Steuern der mikrokristallinen Struktur der Metallkeramik erhalten werden kann, die den wesentlichen Abschnitt des Werkzeugs bildet. Die Metallkeramik, die gebildet wird, wird hauptsächlich aus einer Haftphase, die vorwiegend aus Ni oder Ni und Co gebildet ist, und einer Hartphase, die vorwiegend aus einer Carbonitridphase gebildet ist, aufgebaut, die im wesentlichen Ti und wenigstens ein Metall enthält, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfaßt (andere Metalle als Ti können generell als "M" bezeichnet werden). Die vorliegende Erfindung basiert auf diesen Befund. D. h., daß im Querschnitt der mikrokristallinen Struktur der Metallkeramik das Verhältnis von "Gesamtbereich der Ti-Carbonitridkörner in der Hartphase mit einem Verhältnis von D_max/D_min (auch als Seitenverhältnis bezeichnet) 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der Hartphase" gesteuert wird, um 50% oder mehr zu werden, wobei D_max als ein maximaler Durchmesser und D_min als ein minimaler Durchmesser von jedem Korn der Titanium-Carbonitridphase definiert ist.
Wie in 1 gezeigt wird, repräsentiert der maximale Durchmesser D_max eines Korns der Ti-Carbonitridphase einen maximalen Wert der Distanz zwischen zwei parallelen Linien, die tangential zu der Umrißlinie des Korns sind, und die den Kornbereich im Querschnitt (Ansicht) nicht schneiden, und der minimale Durchmesser D_min repräsentiert in ähnlicher Weise den minimalen Wert des Abstands.
Die Lebensdauer eines Werkzeugs während z. B. intermittierendem Schneiden von Stahl tendiert dazu, von dem Bruch einer Werkzeugspitze beeinflußt zu werden, der durch Auftreten von thermischen Rissen bewirkt wird. Deshalb muß die thermische Reißfestigkeit der Metallkeramik verbessert werden, um die Lebensdauer des Werkzeugs während intermittierendem Schneiden zu verbessern. Wenn nun wie in der vorliegenden Erfindung Körner der Ti-Carbonitridphase mit großem Seitenverhältnis mit einem D_max/D_min Wert von 1,5 oder mehr in der mikrokristallinen Struktur homogen verteilt sind, wird ein Auftreten von thermischen Rissen durch die Körner von großem Seitenverhältnis verhindert. Es werden also Werkzeuge mit einer langen Lebensdauer und herausragender Zuverlässigkeit und geeignet für einen intermittierenden Schneidprozeß erhalten, wie z. B. intermittierendem Schneiden von Stahl.
Die Gründe, warum das Seitenverhältnis der Körner der Ti-Carbonitridphase und deren Anteilsverhältnis gemäß der oben beschriebenen Weise ermittelt werden, sind wie folgt. Bei Proben, deren Ti-Carbonitridphasen-Körner eine Vielzahl von Seitenverhältnissen aber ein konstantes Anteilsverhältnis haben, wurde herausgefunden, daß ein Bruch einer Werkzeugspitze, der durch Auftreten von thermischen Rissen verursacht wurde, regelmäßig während eines Schneidens auftrat, wenn das Seitenverhältnis weniger als 1,5 war. Deshalb wurde das Seitenverhältnis auf 1,5 oder mehr festgelegt. Auf der anderen Seite, wenn Proben verglichen wurden, deren Ti-Carbonitridphasen-Körner ein konstantes Seitenverhältnis aber eine Vielzahl von Anteilsverhältnissen hatten, wurde herausgefunden, daß die thermische Reißfestigkeit nicht verbessert wurde, falls das Verhältnis des Gesamtbereichs der Körner der Ti-Carbonitridphase zu dem Gesamtbereich der Hartphase 50% oder weniger war. Deshalb wurde das Anteilsverhältnis auf 50% oder mehr festgelegt.
Außerdem wurde ein Bilden der Haftphase in der mikrokristallinen Struktur schlecht, wenn der Gesamtanteil von Ni und Co in der Metallkeramik weniger als 4 Gew.-% war, was in einer ungenügenden Bruchfestigkeit der Metallkeramik resultiert. Des weiteren, wenn der Gesamtanteil von Ni und Co 20 Gew.-% überschreitet, wird ein Bilden der Hartphase schlecht, was in einer ungenügenden Abnutzungsfestigkeit der Metallkeramik resultiert. Dementsprechend ist der Gesamtanteil von Ni und Co in der Metallkeramik zwischen 4 und 20 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 8 und 13 Gew.-%.
Wenn der Anteil von Ti 50 Gew.-% oder weniger ist oder der Gesamtanteil von M 40 Gew.-% übersteigt, wird ein Bilden von Körnern der Ti-Carbonitridphase schlecht, was in einer Abnahme der thermischen Reißfestigkeit und der Abnutzungsfestigkeit der Metallkeramik resultiert. Wenn jedoch der Anteil von Ti 60 Gew.-% überschreitet oder der Gesamtanteil von M weniger als 30 Gew.-% ist, reduziert sich der Anteil der nachbeschriebenen (Ti, M)-Carbonitridphase (I), die um die Körner mit großem Seitenverhältnis der Ti-Carbonitridphase gebildet ist, mit dem Ergebnis, daß sich die Festigkeit der Metallkeramik verringern kann. Dementsprechend ist der Anteil von Ti zwischen ungefähr 50 und ungefähr 60 Gew.-% und der Gesamtanteil von M ist 30 bis 40 Gew.-%, besonders bevorzugt ungefähr 54 bis ungefähr 57 Gew.-% Ti und 32 bis 34 Gew.-% M.
Um die obige Ti-Komponente und M-Komponente als grundlegende Elemente in die Carbonitridphase einzubinden, muß des weiteren der Kohlenstoffanteil (C) 5–10 Gew.-% sein, vorzugsweise 8–9 Gew.-%. Der Anteil von N (Stickstoff) muß aus dem selben Grund 3–8 Gew.-% sein, vorzugsweise 5–6 Gew.-%.
Die Charakteristik der mikrokristallinen Struktur der Metallkeramik, die im Werkzeug der vorliegenden Erfindung verwendet wird, kann auch im Hinblick auf eine dreidimensionale Struktur beschrieben werden, so daß das Verhältnis von "Gesamtvolumen der Körner der Ti-Carbonitridphase mit einem Verhältnis von d_max/d_min (ein maximaler Durchmesser zu einem minimalen Durchmesser) von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtvolumen der Hartphase" 50% oder mehr ist. In diesem Fall kann d_max als der maximale Wert und d_min als der minimale Wert der Distanz zwischen zwei parallelen Ebenen definiert werden, die tangential zu dem Korn sind und das Korn nicht schneiden.
Wenn z. B. ein Korn betrachtet wird, ist das Seitenverhältnis D_max/D_min des Korns in einem beliebigen Querschnitt, der durch das Verhältnis von D_max zu D_min repräsentiert wird, nicht immer gleich dem Seitenverhältnis d_max/d_min des Korns, welches dreidimensional wie oben beschrieben ermittelt wird. Statistisch ausgedrückt kann jedoch ein Zustand, bei dem das Verhältnis von "Gesamtbereich des Korns mit einem Verhältnis von D_max/D_min von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der Hartphase" 50% oder mehr ist, ungefähr äquivalent zu einem Zustand sein, bei dem das Verhältnis von "Gesamtvolumen von Körnern mit einem Verhältnis von d_max/d_min von 1,5 oder mehr " zu "Gesamtvolumen der Hartphase" 50% oder mehr ist, unter der Bedingung, daß eine Anzahl von Körnern aus Ti-Carbonitrid nicht in eine bestimmte Richtung orientiert sind und homogen verteilt sind.
Das Metallkeramik-Werkzeug der vorliegenden Erfindung kann auch in einer anderen Weise beschrieben werden; d. h. im Hinblick auf eine Charakteristik der mikrokristallinen Struktur. D. h., daß in der Metallkeramik des Werkzeugs die Haftphase mit 4–20 Gew.-% zu dem Gesamtgewicht beiträgt und die Hartphase vorwiegend aus den folgenden beiden Typen von Kern-Schale-Körnern gebildet ist.
Der erste Typ von Kern-Schale-Körnern: hat einen Kernabschnitt (I), der eine Ti-Carbonitridphase aufweist, die Ti in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr der Metallkomponenten in der Phase umfaßt, und einen Schalenabschnitt (I), der um den Kernabschnitt (I) gebildet ist und eine erste (Ti, M)-Carbonitridphase umfaßt, welche Ti in einem Betrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in der Phase umfaßt, und ein oder mehrere Elemente aus M in einem Gesamtbetrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in der Phase umfaßt.
Der zweite Typ von Kern-Schalen-Körnern: umfaßt einen Kernabschnitt (II), welcher eine M-Carbonitridphase umfaßt, die ein oder mehrere Elemente aus M in einem Gesamtbetrag von 90 Gew.-% oder mehr umfaßt, und einen Schalenabschnitt (II) umfaßt, welcher um den Kernabschnitt (II) gebildet ist und eine zweite (Ti, M)-Carbonitridphase umfaßt, welche Ti in einem Betrag von 20–30 Gew.-% der Metallkomponenten in der Phase umfaßt, und eines oder mehrere Elemente aus M in einem Gesamtbetrag von 70–80 Gew.-% der Metallkomponenten in der Phase umfaßt.
Des weiteren weist eine mikrokristalline Struktur der Metallkeramik im Querschnitt das Verhältnis von "Gesamtbereich des Kernabschnitts (I) mit einem Verhältnis von D_max/D_min von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der ersten Kern-Schale-Körner und der zweiten Kern-Schale-Körner" von 50% oder mehr auf.
Aufgrund der oben beschriebenen Kern-Schale-Struktur wird der Kernabschnitt (I), der aus der Ti-Carbonitridphase mit einem großen Seitenverhältnis gebildet ist, mit dem Schalenabschnitt (I) bedeckt, der die erste (Ti, M)-Carbonitridphase umfaßt, so daß das Gesamtseitenverhältnis der Körner ungefähr eins wird. Deshalb verbessert die Ti-Carbonitridphase mit großem Seitenverhältnis die thermische Reißfestigkeit. Weil das Gesamtseitenverhältnis der Kern-Schale-Körner nicht so hoch ist, wird zusätzlich ein Abschnitt unregelmäßig gebildet, bei dem Spannung leicht konzentriert wird, wie z. B. ein spitzwinkliger Abschnitt. Es wird also ein Metallkeramik-Werkzeug mit herausragender Stärke und Festigkeit realisiert.
Wenn die Metallkeramik die Haftphase in einem Betrag von weniger als 4 Gew.-% umfaßt, hat die Metallkeramik eine schlechte Bruchfestigkeit, wogegen wenn der Anteil der Haftphase 20 Gew.-% überschreitet, umfaßt die Metallkeramik die Hartphase in einem nicht ausreichenden Betrag, was in einem schlechten Abnutzungswiderstand resultiert. Dementsprechend ist die Haftphase in einem Anteil von 4–20 Gew.-% enthalten, vorzugsweise 8–13 Gew.-%.
Die Haftphase kann außer Abschnitten, die durch unvermeidbare Verunreinigungen belegt sind, aus Ni gebildet sein. Z. B. kann Ni teilweise durch Co ersetzt werden. Das Ersetzen hat den Effekt des Verbesserns einer Verdichtung während eines Sinterns. In diesem Fall wird Ni mit Co vorzugsweise in einem Betrag von 50–70 Gew.-% ersetzt. Wenn der Betrag des Ersetzens von Ni durch Co weniger als 50% ist, ist der obige Effekt, der durch Ersetzen durch Co bewirkt wird, nicht auffällig, wohingegen wenn der Ersetzungsbetrag 70% überschreitet, kann der Korrosionswiderstand der Metallkeramik abnehmen und die Kosten können sich aufgrund des Ansteigens des Anteils des relativ teuren Co übermäßig erhöhen.
Um nun die thermische Reißfestigkeit der Metallkeramik zu verbessern wurde die Carbonitridphase in der mikrokristallinen Struktur der Metallkeramik üblicherweise aus groben Körnern gebildet. In diesem Fall wird die Bruchfestigkeit verbessert, so daß als sekundärer Effekt die thermische Reißfestigkeit verbessert wird. Wenn die Carbonitridphase jedoch aus groben Körnern gebildet ist, erhöht sich die Oberflächenrauhigkeit einer bearbeiteten Fläche eines Werkstücks und eine Abnutzung der Spitze eines Schneidwerkzeugs schreitet voran, was in einer verkürzten Lebensdauer resultiert. Demgegenüber wird die thermische Reißfestigkeit des Metallkeramik-Werkzeugs der vorliegenden Erfindung durch Erhöhen des Seitenverhältnisses von Körnern der Ti-Carbonitridphase verbessert. Deshalb überwindet das Werkzeug in einem gewissen Grad das oben beschriebene Problem, wenn die Körner der Ti-Carbonitridphase Mikrokörner sind. Paradoxerweise kann der Abnutzungswiderstand der Spitze des Werkzeugs und die Lebensdauer des Werkzeuges erhöht werden, wenn die Ti-Carbonitridphase aus Mikrokörnern gebildet ist, insbesondere aus Mikrokörnern mit einer durchschnittlichen Korngröße von 2 m oder weniger (vorzugsweise 1 m oder weniger). Die durchschnittliche Korngröße der Gesamt-Hartphase ist vorzugsweise 1,5 m oder weniger (besonders bevorzugt 0,5 m oder weniger) im Hinblick auf eine Verbesserung des Abnutzungswiderstands der Spitze des Werkzeugs.
Das Metallkeramik-Werkzeug der vorliegenden Erfindung kann als ein Schneidwerkzeug dienen, bei dem ein Kantenabschnitt, der als Schneidkante dient, in dem Kantenabschnitt gebildet ist, und in diesem Fall kann der Winkel, der zwischen der Abschrägung und der Fläche gebildet ist, innerhalb des Bereichs von 20–35° eingestellt sein. Wenn der Winkel weniger als 20° ist, tritt ein Absplittern der Schneidkante an der Flankenseite leicht auf, wohingegen wenn er 35° überschreitet das Absplittern leicht an der Seite auftritt.
Um das oben beschriebene Metallkeramik-Werkzeug zu erhalten, wird das folgende Verfahren effektiv angewendet. Das Verfahren umfaßt die folgenden Schritte: Mischen eines Metallpulvers, das weitestgehend aus Ni oder Ni und Co in einem Betrag von 5–20 Gewichtsanteilen gebildet ist, eines Carbonitrid-Pulvers, das ein oder mehrere Elemente aus M als Metallkomponente(n) (nachfolgend als M-Carbonitrid-Pulver bezeichnet) umfaßt, in einem Betrag von 25–40 Gewichtsanteilen. Ein Pulver, das im wesentlichen Ti-Carbonitrid und optional Ti-Nitrid und/oder Ti-Carbid umfaßt oder ein Pulver, das Ti- und Ti-Carbid (nachfolgend als Ti-Carbonitrid bildendes Pulver bezeichnet) in einem Gesamtbetrag von 60–70 Gewichtsanteilen umfaßt, wird hinzugefügt, um eine Mischung aus Pulvern oder ein Pulvergemisch bereitzustellen. Diese Mischung aus Pulver wird dann in eine vorgegebenen Form geformt, und der geformte Preßkörper wird bei einer Brenntemperatur von 1400–1650°C gebrannt. Die Brenntemperatur wird erreicht durch Anheben der Temperatur um 5–10°C pro Minute von einer ersten Temperatur von ungefähr 1300–1400°C, d. h., einer Temperatur, die geringer als die Brenntemperatur ist, auf die Temperatur von 1400–1650°C.
Der Temperaturbereich, in dem die erste Temperatur vorgegeben wird, korrespondiert nahezu mit der Flüssigenphasen-erzeugenden Temperatur wenn die Haftphase überwiegend Ni oder Ni und Co umfaßt. Wenn das M-Carbonitrid-Pulver und das Ti-Carbonitrid-Pulver als Rohpulver der Hartphase verwendet werden und die Temperaturerhöhung von dem obigen Temperaturbereich auf die Brenntemperatur mit der oben erwähnten Temperaturerhöhungsrate durchgeführt wird, werden Körner der Ti-Carbonitridphase so gebildet, daß das Verhältnis von "Gesamtbereich der Körner in der Phase mit einem Seitenverhältnis von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der Hartphase" 50% oder mehr wird.
Es wird gegenwärtig davon ausgegangen, daß der Grund, warum das Verhältnis von "Gesamtbereich der Körner in der Phase mit einem Seitenverhältnis von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der Hartphase" 50% oder mehr wird, ist, daß die Anwendung der oben beschriebenen Temperaturerhöhungsrate ein Auflösen des Ti-Carbonitrid in eine Flüssigphase während eines Sinterns verhindert, mit dem Ergebnis, daß eine große Anzahl von Körnern der Ti-Carbonitridphase mit großen Seitenverhältnissen in der mikrokristallinen Struktur verbleibt. Die Breite des Temperaturbereichs (Bereich von einer ersten Temperatur zu einer Brenntemperatur), in dem die Temperaturanhebung mit einer Rate von 5–10°C pro Minute durchgeführt wird, wird vorzugsweise innerhalb von 50–350°C eingestellt. Wenn die Breite des Temperaturbereichs weniger als 50°C ist, ist die Anzahl von Körnern der Ti-Carbonitridphase, die in der mikrokristallinen Struktur mit einem großen Seitenverhältnis verbleiben, manchmal nicht ausreichend. Um die Brenntemperatur unterdessen innerhalb von 1400–1650°C und die erste Temperatur innerhalb von 1300–1400°C einzustellen, muß die Breite des oben beschriebenen Temperaturbereichs 350°C oder weniger sein.
Das Ti-Carbonitrid-bildende Pulver kann aus einem Ti-Carbonitrid-Pulver alleine oder in Kombination mit einem beliebigen Ti-Nitrid-Pulver oder einem Ti-Carbid-Pulver mit einem geeigneten Betrag gebildet sein. Alternativ kann das Ti-Carbonitrid-bildende Pulver aus einer Mischung aus einem Ti-Nitrid-Pulver und einem Ti-Carbid-Pulver gebildet sein. Bei einem M-Carbonitrid-Pulver, bei dem M eines oder mehrere der vorgenannten Vielzahl von Metallen umfaßt, wird ein festes Lösungspulver, in dem diese Metallkomponenten vorher wechselseitig eine feste Lösung bilden, vorzugsweise im Hinblick auf ein Vergrößern des Seitenverhältnisses der schließlich erhaltenen Ti-Carbonitridphase verwendet.
2 ist eine schematische Ansicht eines angenommenen Prozesses einer mikrokristallinen Strukturbildung, wenn ein Ti-Carbonitrid-Pulver als ein Ti-Carbonitrid-bildendes Pulver verwendet wird. D. h., wenn die obigen Rohpulver so wie in 2(a) gezeigt gemischt und erhitzt werden, wird das Metallpulver bei einer Flüssigphasen-erzeugenden Temperatur aufgelöst, um eine Flüssigphase zu bilden, und M-Carbonitrid-Körner und Ti-Carbonitrid-Körner werden aufgelöst und in der Flüssigphase verteilt. Dann wird wie in 2(b) gezeigt eine Teilkomponente der aufgelösten M-Carbonitrid-Körner auf der Oberfläche jedes Ti-Carbonitrid-Korns angebracht, um die Ti-Komponente darin einzuschließen und um einen Schalenabschnitt (I) zu bilden, der aus einer ersten (Ti, M)-Carbonitridphase gebildet ist. Gleichzeitig bildet die verbleibende Ti-Carbonitridphase einen Kernabschnitt (I). Es werden also erste Kern-Schalen-Körner gebildet. In einigen Fällen kann die Metallkomponente der Ti-Carbonitridphase eine verteilte M-Komponente enthalten. Selbst in einem solchen Fall trägt Ti mit 90 Gew.-% oder mehr zu der Metallkomponente bei. Auf der anderen Seite wird eine Teilkomponente der aufgelösten Ti-Carbonitrid-Körner auf der Oberfläche jedes M-Carbonitrid-Korns angeordnet, um die M-Komponente darin einzuschließen und um einen Schalenabschnitt (II) zu bilden, der aus einer zweiten (Ti, M)-Carbonitridphase gebildet ist. Gleichzeitig bildet die verbleibende M-Carbonitridphase einen Kernabschnitt (II), um zweite Kern-Schalen-Körner bereitzustellen. In einigen Fällen kann die Metallkomponente der M-Carbonitridphase eine verteilte Komponente aus Ti enthalten. Selbst in einem solchen Fall trägt M mit 90 Gew.-% oder mehr zu der Metallkomponente bei. Da die Konzentration von Ti in der Schale der M-Carbonitrid-Körner geringer ist als in der Schale der Ti-Carbonitrid-Körner, ist die Konzentration von Ti in der gebildeten zweiten (Ti, M)-Carbonitridphase grundsätzlich geringer als diejenige in der ersten (Ti, M)-Carbonitridphase.
Wie in 2(c) gezeigt ist, wird übermäßiges Auflösen von Ti-Carbonitrid-Körnern verhindert durch Einstellen der Rate der Temperaturerhöhung von der Flüssigphasen-erzeugenden Temperatur zu der Brenntemperatur auf 5–10°C pro Minute. Deshalb wird das Seitenverhältnis des Ti-Carbonitridphasenkorns, das als ein Kernabschnitt verbleibt, vergrößert. Wenn die obige Temperaturanhebungsrate auf weniger als 5°C pro Minute eingestellt wird, werden die Ti-Carbonitridphasenkörner schrittweise gebildet, so daß das Seitenverhältnis 1 erreicht. Das Ergebnis ist, daß die thermische Reißfestigkeit eines erhaltenen Metallkeramik-Werkzeugs schlecht wird. Dies kann durch übermäßige Auflösung der Ti-Carbonitridphase bewirkt werden, so wie es in 2(d) gezeigt wird. Wenn die Temperaturerhöhungsrate auf mehr als 10°C pro Minute eingestellt ist, tendiert die erhaltene Metallkeramik dazu, verbleibende geschlossene Löcher zu haben, was in einer verminderten Stärke resultiert. Deshalb wird die Temperaturerhöhungsrate vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 6–8°C pro Minute eingestellt.
Um nun ein Verhältnis von "Gesamtbereich der Körner in der Hartphase mit einem Seitenverhältnis von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der Hartphase" von 50% oder mehr zu realisieren, wird bevorzugt, ein Ti-Carbonitrid-Pulver mit einem Korn-Seitenverhältnis von 1,5 oder mehr (vorzugsweise 2 oder mehr) zu verwenden. Um die Abnutzungsfestigkeit der Spitze eines Werkzeugs durch Einstellen der durchschnittlichen Korngröße von Ti-Carbonitrid-Körnern oder der Gesamthartphase auf die oben beschriebenen Werte oder weniger zu verbessern, werden dann vorzugsweise ein Ti-Carbonitrid-Pulver und ein M-Carbonitrid-Pulver verwendet, die beide eine durchschnittliche Korngröße von 2 m oder weniger haben.
Des weiteren wird der Preskörper vorzugsweise in einer Gasatmosphäre unter reduziertem Druck gebrannt, um zu verhindern, daß die Haftphase oxidiert. Ein Anwenden einer Stickstoffgasatmosphäre unter reduziertem Druck bietet eine Anzahl von Vorteilen. Z. B. wird ein Auflösen von Ti-Carbonitrid-Körnern in einer Flüssigphase durch Verwenden einer Stickstoffatmosphäre verhindert, und Körner aus Ti-Carbonitrid mit einem großen Seitenverhältnis werden also einfacher gebildet. Dies kann bewirkt werden durch eine Verringerung der Benetzbarkeit der Haftphase mit Ti-Carbonitrid-Körnern in einer Stickstoffatmosphäre. Eine Behandlung in einer Stickstoffatmosphäre wird auch bevorzugt, um ein Zerfallen der Carbonitride zu verhindern, was durch Dispersion einer Stickstoffkomponente bewirkt wird. Wenn eine Stickstoffgasatmosphäre unter reduziertem Druck angewandt wird, wird ein Partialdruck von Stickstoff vorzugsweise auf 8–12 Torr eingestellt. Wenn der Partialdruck weniger als 8 Torr ist, verhindert er nicht ein Auflösen von Ti-Carbonitrid-Körnern in einer Flüssigphase oder ein Zerfallen von Carbonitriden. Andererseits, wenn der Partialdruck 12 Torr oder mehr ist, wird eine freie Kohlenstoffphase in einem gesinterten Presskörper nachteilig gebildet, was in Schwierigkeiten beim Erhalten einer normalen Mikrokristallinstruktur resultiert.
Die Temperatur wird vorzugsweise von einer zweiten Temperatur (voreingestellt auf 800°C oder mehr) auf die erste Temperatur von 1300°–1400°C mit einer Temperaturerhöhungsrate von 1,5°C pro Minute während eines Erhöhens der Temperatur auf die Brenntemperatur erhöht. Ein Einstellen der Temperaturerhöhungsrate auf weniger als 1°C pro Minute resultiert in einer extrem langen Zeit zum Erreichen der ersten Temperatur, was die Effizienz beim Herstellen von Metallkeramik-Werkzeugen vermindert. Wenn sie 5°C pro Minute überschreitet, können Probleme auftreten. Z. B. schreitet ein Sintern bei einem inneren Abschnitt und einem Abschnitt, der in der Nähe der Oberfläche des gesinterten Preßkörpers ist, mit unterschiedlichen Geschwindigkeiten fort, und Carbonitride werden aufgrund von Dispersion der Stickstoffkomponente teilweise abgebaut.
Das Metallkeramik-Werkzeug der vorliegenden Erfindung wird als nächstes im Wege des Beispiels im Detail beschrieben.
Die folgenden Pulver wurden als Rohmaterialien verwendet: ein Ti-Carbonitrid-Pulver (durchschnittliche Korngröße: 1,5 m, Ti-Carbid/Ti-Nitrid = 70/30), ein Ti-Carbid-Pulver (durchschnittliche Korngröße: 1,0 m), ein Ti-Nitrid-Pulver (durchschnittliche Korngröße: 1,4 m), ein Nb-Carbid-Pulver (durchschnittliche Korngröße: 1,4 m), ein Ta-Carbid-Pulver (durchschnittliche Korngröße: 1,6 m), ein Mo-Carbid- (Mo₂C)-Pulver (durchschnittliche Korngröße: 3,3 m), ein W-Carbid-Pulver (durchschnittliche Korngröße: 1,6 m), ein Ni-Pulver (durchschnittliche Korngröße; 3,0 m) und ein Co-Pulver (durchschnittliche Korngröße: 1,5 m). Pulver aus Nb-Carbid (NbC), Ta-Carbid (TaC), Mo-Carbid (Mo₂C) und W-Carbid (WC) wurden in zwei verschiedenen Verhältnissen (A, B) gemischt, die in Tabelle 1 spezifiziert sind. Jeder der Mischungen wurde unter Verwendung einer Kugelmühle trocken gemischt und mit 1 Tonne/cm² komprimiert, um einen Pulverpreßkörper zu bilden. Die resultierenden Preßkörper wurden bei 1700°C für 15 Stunden in einer Stickstoffatmosphäre mit einem Partialdruck von Stickstoff von ungefähr 500 Torr hitzebehandelt. Dies verursachte eine Carbonitridation der Rohmaterialien und daraus eine Bildung einer festen Lösung. Die kalzinierten Preßkörper wurden wieder zerstoßen, um dadurch M-Carbonitrid-Pulver (M = Nb, Ta, Mo oder W) mit Zusammensetzungen (A und B) zu erhalten, die in Tabelle 1 spezifiziert sind.
Tabelle 1
Wie in Tabelle 2 gezeigt wird, wurde jedes Pulver aus einer Ti-Carbonitridbildenden Komponente, d. h., Ti-Carbonitrid (TiCN), Ti-Carbid (TiC), Ti-Nitrid (TiN), den oben beschriebenen M-Carbonitriden, Ni und Co in den Verhältnissen gemischt, die in Tabelle 2 spezifiziert sind. Jede der Mischungen wurde für 72 Stunden mit Aceton als Lösungsmittel und unter Verwendung einer Kugelmühle gemischt. Das resultierende Pulver wurde getrocknet und mit einem Kleber von Mikrowax-Typ geknetet. Das geknetete Produkt wurde dann bei 1,5 Tonnen/cm² in eine vorgegebene Werkzeugform pressgeformt und entwachst (Beispiel: Probe Nr. 1–4).
Tabelle 2
Diese Preßkörper wurden zum Brennen in einen Brennofen gegeben und von Zimmertemperatur auf 800°C mit einem durchschnittlichen Temperaturgradient von 1–3°C pro Minute und von 800°C auf 1000°C mit einem durchschnittlichen Temperaturgradient von 1–3°C pro Minute erhitzt, während die Stickstoffatmosphäre in dem Brennofen bei ungefähr 100 Torr oder weniger gehalten wurde. Diese Preßkörper wurden für eine Stunde zum Ausgasen bei 1000°C gehalten und die Temperatur wurde von 1000°C (die zweite Temperatur) auf 1350°C (die erste Temperatur; Flüssigphasenerzeugende Temperatur) mit dem gleichen durchschnittlichen Temperaturgradienten erhöht. Danach wurde der Stickstoffdruck in dem Brennofen auf 8–12 Torr eingestellt und die Temperatur wurde mit einer Temperaturanhebungsrate von 6–8°C pro Minute auf die Brenntemperatur (maximale Temperatur 1500°C) erhöht, der diese Preßkörper für eine Stunde ausgesetzt wurden. Die gebrannten Preßkörper wurden in einer Argon-Atmosphäre bei ungefähr 650 Torr abgekühlt, um dadurch gesinterte Metallkeramik-Preßkörper zu erhalten.
Vergleichsproben wurden aus Mischungen von Carbid-Pulvern angefertigt, die individuelle Metallkomponenten ohne die Verwendung eines M-Carbonitrid-Pulvers enthielten (Vergleichsbeispiele: Probe Nr. 5–8). Ein Anfertigen von Proben für die Vergleichsbeispiele wurde gemäß des gleichen Prozesses durchgeführt, der zum Anfertigen der anderen Proben verwendet wurde, einschließlich eines Anfertigens von Preßkörpern durch Preßformen und Entwachsen, ausgenommen des Bildens der Mischung. Brennen wurde unter den folgenden Bedingungen durchgeführt. Insbesondere wurden Preßkörper von Zimmertemperatur auf 1200°C in einer Stickstoffatmosphäre bei 10^–2 Torr erhitzt und bei 1200°C für eine Stunde beibehalten. Die Temperatur wurde dann mit einer Temperaturerhöhungsrate von 2°C pro Minute auf maximal 1500°C erhöht, bei der diese Preßkörper für eine Stunde verblieben. Sie wurden dann in einer Argon-Atmosphäre bei ungefähr 650 Torr gekühlt.
Jeder der gesinterten Metallkeramik-Preßkörper wurde halbiert und die Schnittfläche wurde spiegelpoliert, um den Aufbau durch fluoreszierende Röntgenanalyse zu ermitteln. Die Resultate zeigten, daß der Aufbau aller gesinterten Proben und ihrer entsprechenden Vergleichsproben im Mischungsaufbau fast identisch waren und bestätigten, daß es keinen Unterschied zwischen dem Aufbau der Proben und ihrer Vergleichsproben gab. Die Verhältnisse von "Gesamtbereich der Körner in der Ti-Carbonitridphase mit einem Seitenverhältnis (D_max/D_min) von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der Hartphase" wurden gemäß eines herkömmlichen Analyseverfahrens und durch die Verwendung von Photographien der mikrokristallinen Strukturen gemessen, die unter Verwendung eines Scan-Elektronenmikroskops erhalten wurden.
3(a) ist eine scan-elektronenmikroskopische Photographie einer mikrokristallinen Struktur der Probe 1 des Beispiels und 4 ist eine SEM-Photographie der Probe 5 des Vergleichsbeispiels (Vergrößerung: 5000-fach, in beiden Fällen). Eine Haftphase (1), ein erstes Kern-Schalen-Korn (ein Kernabschnitt (I) (3) + ein Schalenabschnitt (I) (2)) und ein zweites Kern-Schalen-Korn (ein Kernabschnitt (II) (5) + ein Schalenabschnitt (II) (4)) können anhand von Unterschieden in der Grobheit zwischen diesen Phasen auf den Photographien identifiziert werden. 3(b) ist eine Skizze, die eine vergrößerte Ansicht dieser Phasen zeigt, die in den rechteckigen Bereichen in 3(a) erkannt werden. Tabelle 3 zeigt ein Beispiel des Metallkomponentenaufbaus jeder der Phasen, der durch Analyse unter Verwendung eines TEM (Transmissionselektronenmikroskop) und eines EDX (energiedispersive Röntenspektroskop) erhalten wurde. Alle diese Proben haben Aufbauten, die in den Schutzbereich fallen, der in den Ansprüchen beschrieben ist.
Einheit: Gew.-%
Tabelle 3
Ein Stück mit einer Form, die in JIS R 1601 beschrieben ist, wurde von jedem der gesinterten Proben abgeschnitten und spiegelpoliert, um als ein Teststück für die folgende Messung der physikalischen Eigenschaften zu dienen.
Teststücke zum Beurteilen einer Schneidleistung wurden durch Spiegelpolieren der obigen gesinterten Proben vorbereitet, die dann in eine in 5 gezeigten Werkzeugform gebildet wurden (SNGN120308, definiert durch ISO-Standard). Insbesondere ist ein Teststück zum Bewerten der Schneidleistung 1 (Metallkeramik-Werkzeug) eine flache Prismaform mit einer Dicke von ungefähr 3,18 mm und einem etwa quadratischen Querschnitt, wobei jede seiner Seiten eine Länge von ungefähr 12,7 mm hat. Jeder Eckenabschnitt 1a des Teststücks wurde abgerundet, um einen Radius von ungefähr 8 mm zu erhalten. Jeder Eckbschnitt 1b wurde abgekantet, um eine Breite t, gemessen von der Seite der Hauptfläche 1c, von ungefähr 0,1 mm zu erhalten und einen Neigungswinkel θ von ungefähr 25°C in Bezug auf die Hauptfläche 1c.
Zunächst wurden Bruchfestigkeit (Kc), Vicker-Härte und Transversal-Stärke als physikalische Eigenschaften gemessen. Die Bruchfestigkeit (Kc) wurde mittels eines IF-Verfahrens gemessen, das in JIS R 1607 beschrieben ist, unter den Bedingungen einer Vicker-Eindruckstest von 30 kgf und einer Eindruckszeit von 30 Sekunden. Die Vicker-Härte wurde ebenfalls aus dem Eindrucksbereich und der -last gemessen.
Des weiteren wurde die Schneidleistung dieser Proben (Werkzeuge) unter den folgenden Bedingungen bewertet. Insbesondere wurde ein stabähnliches Werkstück W, das in 6(b) gezeigt ist, um dessen Achse gedreht und das Teststück 1, das in 5 gezeigt ist, wurde mit der äußeren Umfangfläche des Werkstücks in einer Art und Weise in Kontakt gebracht, die in 6(b) gezeigt ist. Während eine der Hauptflächen 1c als eine Fläche verwendet wird (nachfolgend durch 1c' repräsentiert) und eine Seitenfläche 1e als eine Flanke verwendet wird, wurde die äußere Umfangsfläche des Werkstücks kontinuierlich in einer nassen Weise unter den folgenden Bedingungen geschnitten.
Werkstück: Mn-Stahl für Maschinenstrukturen (SNCM439), eine Stange mit drei vertikalen Einkerbungen, die in Längsrichtung gleich beabstandet sind, Außendurchmesser: 240 mm, Länge: 200 mm, Einkerbungstiefe: 50 mm, Einkerbungsbreite: 10 mm
Schneidgeschwindigkeit V: 300 mm/min,
Vorschubrate f: 0,25 mm/Rotation,
Tiefe des Schnitts d: 1,5 mm,
Schneidöl: Wasserabweisendes Schneidöl wie W1-1-Z (spezifiziert in JIS K 2241 (1986), oder ein Öl, das nicht-volatile Komponenten in Emulsion in einem Umfang von 90% oder mehr umfaßt und mit einem pH von 8,5–10,5, wobei die nicht-volatilen Komponenten Fettsäuren (0–30 Gew.-%), Mineralöl (50–80 Gew.-%) und ein Surfactant (15–35%) umfassen,
Schneidzeit: 4 Minuten.
7 zeigt die spezifische positionsbedingte Beziehung zwischen dem Teststück 1 und dem Werkstück. In 7 repräsentieren 1g und 1f jeweils eine Seitenflanke und eine Frontflanke. Die Bedeutungen der anderen Bezugszeichen sind wie folgt:
O: Mittelachse des Werkstücks W,
D: Linie, die durch die Mitte des Teststücks parallel zur Fläche 1c' und durch die Schneidecke und die Ecke gegenüber der Schneidecke des Werks (O schneidend) verläuft,
E. Schnitt zwischen D und äußerer umfänglicher Oberfläche des Werkstücks W (Punkt des Schneidens durch Teststück),
J: Linie, die senkrecht zu O ist und E schneidet,
K: Linie, die durch die Mitte des Teststücks verläuft, parallel zur Fläche 1c',
α: Schnittwinkel zwischen J und D,
δ: Neigungswinkel von K und O.
Nach Beendigung des Schneidens wurde eine Flankenabnutzung der Werkzeugspitze Vn gemessen (die Höhe einer abgenutzten Region der Seitenflanke 1g, so wie in der Drehrichtung gemessen: siehe 6(c)). Diese Resultate sind in der Tabelle 4 gezeigt.
Tabelle 4
Wie in den Ergebnissen gezeigt ist, umfassen alle Probenwerkzeuge des Beispiels Körner der Ti-Carbonitridphase mit einem Verhältnis von "Gesamtbereich von Körnern mit einem Seitenverhältnis von 1,5 oder mehr" zu "Gesamtbereich der Hartphase" von 50% oder mehr. Die Werkzeuge behalten eine ausreichende Härte und, verglichen mit den Probenwerkzeugen der Vergleichsbeispiele, eine bessere Bruchfestigkeit.
Während eines nassen intermittierenden Hochgeschwindigkeits-Schneidens von Stahl, welches eine hohe Festigkeit erfordert, weisen die Werkzeuge des Beispiels also herausragende thermische Risscharakteristika auf und behalten einen ausreichenden Abnutzungswiderstand, so daß kein Bruch oder ein Absplittern der Werkzeugspitze auftrat und keine unnormale Abnutzung in der Werkzeugspitze auftritt. Im Gegensatz dazu, treten bei den Werkzeugen des Vergleichsbeispiels Bruch oder Absplittern der Werkzeugspitzen auf und es wird angenommen, daß die Werkzeuge des Vergleichsbeispiels eine relativ kurze Lebensdauer haben werden.
Während die Erfindung im Zusammenhang mit ihren bevorzugten Ausführungsformen beschrieben wurde, sollte zur Kenntnis genommen werden, daß Veränderungen und Modifikationen durchgeführt werden können, ohne von dem Umfang der Ansprüche abzuweichen.

Claims

Metallkeramik-Werkzeug mit einer Struktur, welche eine Haftphase und eine Hartphase aufweist, wobei die Haftphase vorwiegend aus Ni oder Ni und Co gebildet ist, und wobei die Hartphase aus einer Carbonitridphase gebildet ist, wobei die Carbonitridphase Ti und mindestens ein anderes Metall aus der Gruppe, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W und Mischungen daraus enthält, aufweist, wobei die Bestandteile der Metallkeramik wie folgt vorgesehen sind: Ni oder Ni und Co in einem Gesamtbetrag von 4–20 Gew.-%, Ti in einem Gesamtbetrag von 50–60 Gew.-%, mindestens eines der Elemente aus V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W in einem Gesamtbetrag von 30–40 Gew.-%, C in einem Betrag von 5–10 Gew.-%, und N in einem Betrag von 3–8 Gew.-%, und wobei die Carbonitridphase Körner aufweist, welche Kernabschnitte von Kern-Schale-Körnern sein können, in welchen die Ti-Komponente 90 Gew.-% oder mehr aller Metallkomponenten des Korns ausmacht, und wobei eine mikrokristalline Struktur der Metallkeramik im Querschnitt ein Verhältnis aufweist von: Gesamtbereich der Körner der Carbonitridphase, in welcher die Ti-Komponente 90 Gew.-% oder mehr aller Metallkomponenten ausmacht, mit einem Verhältnis von D_max/D_min von 1,5 oder mehr zu einem Gesamtbereich der Hartphase von 50% oder mehr, wobei D_max der maximale Durchmesser und D_min der minimale Durchmesser der Körner der Titan-Carbonitridphase in der mikrokristallinen Struktur sind, wobei der maximale Durchmesser einen maximalen Wert des Abstandes zwischen zwei parallelen Linien darstellt, welche tangential zur Umrisslinie des Korns verlaufen und das Korn in der Querschnittsansicht nicht durchqueren, und der minimale Durchmesser den minimalen Wert des genannten Abstandes darstellt.
Metallkeramik-Werkzeug nach Anspruch 1, wobei die Carbonitridphase vorwiegend gebildet ist aus ersten Kern-Schale-Körnern mit einem Kernabschnitt (I), welcher eine Titan-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr der Metallkomponenten in diesem Kernabschnitt umfasst, und einem Schalenabschnitt (I), welcher um den Kernabschnitt (I) gebildet ist und eine erste (Ti, M)-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt und ein Metall oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfasst, in einem Betrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt aufweist; und zweiten Kern-Schale-Körnern mit einem Kernabschnitt (II), welcher eine M-Carbonitridphase aufweist, deren Metallkomponenten ein Metall oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfasst, in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr aufweist, und einen Schalenabschnitt (II) aufweist, welcher um den Kernabschnitt (II) gebildet ist und eine zweite (Ti, M)-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 20–30 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt und ein Metall oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfasst, in einem Betrag von 70–80 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt aufweist, und wobei eine mikrokristalline Struktur der Metallkeramik im Querschnitt das Verhältnis von „Gesamtbereich des Kernabschnittes (I) mit einem Verhältnis von D_max/D_min von 1,5 oder mehr" zu „Gesamtbereich der ersten Kern-Schale-Körner und der zweiten Kern-Schale-Körner" von 50% oder mehr aufweist.
Metallkeramik-Werkzeug mit einer Struktur, welche eine Haftphase aufweist, welche vorwiegend aus Ni und Co gebildet ist, und eine Hartphase aufweist, welche vorwiegend aus einer Carbonitridphase gebildet ist, welche Ti, welche als eine wesentliche Metallkomponente dient, und mindestens ein anderes Metall aufweist, welches aus der Gruppe ausgewählt ist, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfasst, wobei die Metallkeramik Ni oder Ni und Co in einem Gesamtbetrag von 4–20 Gew.-%, die Haftphase in einem Betrag von 4–20 Gew.-% umfasst und die Carbonitridphase vorwiegend gebildet ist aus ersten Kern-Schale-Körnern mit einem Kernabschnitt (I), welcher eine Titan-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr der Metallkomponenten in diesem Kernabschnitt umfasst, und einem Schalenabschnitt (I), welcher um den Kernabschnitt (I) gebildet ist und eine erste (Ti, M)-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt und ein Metall oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfasst, in einem Betrag von 40–60 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt aufweist; und zweiten Kern-Schale-Körnern mit einem Kernabschnitt (II), welche eine M-Carbonitridphase aufweist, deren Metallkomponenten ein Metall oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfasst, in einem Betrag von 90 Gew.-% oder mehr aufweist, und einen Schalenabschnitt (II) aufweist, welcher um den Kernabschnitt (II) gebildet ist und eine zweite (Ti, M)-Carbonitridphase aufweist, welche Ti in einem Betrag von 20–30 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt und ein Metall oder mehrere Metalle, welche aus der Gruppe ausgewählt sind, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfasst, in einem Betrag von 70–80 Gew.-% der Metallkomponenten in dem Schalenabschnitt aufweist, und wobei eine mikrokristalline Struktur der Metallkeramik im Querschnitt das Verhältnis von „Gesamtbereich des Kernabschnittes (I) mit einem Verhältnis von D_max/D_min von 1,5 oder mehr" zu „Gesamtbereich der ersten Kern-Schale-Körner und der zweiten Kern-Schale-Körner" von 50% oder mehr aufweist, wobei D_max als der maximale Durchmesser und D_min als der minimale Durchmesser der Körner der Carbonitridphase definiert sind, und wobei der maximale Durchmesser einen maximalen Wert des Abstandes zwischen zwei parallelen Linien darstellt, welche tangential zur Umrisslinie des Korns verlaufen und das Korn in der Querschnittsansicht nicht durchqueren, und der minimale Durchmesser den minimalen Wert des genannten Abstandes darstellt.
Metallkeramik-Werkzeug nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Werkzeug ein Schneidwerkzeug mit einem Kantenabschnitt ist, welcher als eine Schneidkante dient, welche zwischen einer Fläche und einer Flanke gebildet ist, wobei eine Fase am Kantenabschnitt gebildet ist, und wobei ein Winkel zwischen der Fase und deren Fläche auf 20–35° eingestellt ist.
Verfahren zum Herstellen des Metallkeramik-Werkzeuges nach irgendeinem der vorherigen Ansprüche, welches die Schritte aufweist: Mischen eines Metallpulvers, welches gebildet ist aus Ni oder Ni und Co in einem Betrag von 4–20 Gewichtsanteilen, einem Pulver aus einem Carbonitrid, dessen Metallkomponenten mindestens ein Metall, welches aus der Gruppe ausgewählt ist, welche V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W umfasst, in einem Betrag von 25–40 Gewichtsanteilen aufweist, und einem Pulver, welches entweder Ti-Carbonitrid mit optionalem Ti-Nitrid und Ti-Carbid-Zusätzen aufweist oder eine Kombination aus Ti-Nitrid und Ti-Carbid in einem Gesamtbetrag von 60–75 Gewichtsanteilen aufweist, um ein Pulvergemisch zu erzielen; Bilden des Pulvergemisches in eine vorbestimmte Form; und Brennen des resultierenden Presskörpers bei 1400–1650°C, nach Anheben der Temperatur von einer ersten Temperatur, welche im Bereich von 1300–1400°C gesetzt ist, um niedriger als die Brenntemperatur zu sein, auf die Brenntemperatur mit 5–10°C/Minute.
Verfahren nach Anspruch 5, wobei die Temperatur von einer Temperatur um 800°C auf die erste Temperatur mit 1–5°C/Minute angehoben wird.