WO2004065045A1 - Keramisches schneidwerkzeug mit einer randzone, verfahren zur herstellung und verwendung - Google Patents

Keramisches schneidwerkzeug mit einer randzone, verfahren zur herstellung und verwendung Download PDF

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WO2004065045A1
WO2004065045A1 PCT/EP2004/000243 EP2004000243W WO2004065045A1 WO 2004065045 A1 WO2004065045 A1 WO 2004065045A1 EP 2004000243 W EP2004000243 W EP 2004000243W WO 2004065045 A1 WO2004065045 A1 WO 2004065045A1
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ceramic
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sintering
edge zone
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Wolfgang Hintze
Gerold Schneider
Arndt PÜSCHEL
Nils Claussen
Marie-Helene Berger
Christian Nedess
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Technische Universität Hamburg-Harburg
Tuhh Technologie Gmbh
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    • C04B41/89—Coating or impregnation for obtaining at least two superposed coatings having different compositions

Definitions

  • the invention relates to a ceramic cutting tool or a cutting ceramic with an edge zone or edge layer with improved wear resistance, toughness, strength and hardness, a method for its production and use.
  • Cutting ceramics are naturally hard materials based on oxide or nitride.
  • oxide ceramics are divided into so-called white oxide ceramics based on corundum (Al 2 O 3 ) with additives, mainly zirconium oxide (ZrO 2 ), and so-called black mixed ceramics with relatively high proportions of titanium carbide or titanium carbonitride. They are manufactured by sintering, hot isostatic pressing or hot pressing at temperatures from 1500 ° to 2000 ° C. The hardness of these materials only drops sharply at higher temperatures. As a result of high wear resistance, low tendency to diffusion and resistance to oxidation, oxide ceramics enable very high cutting speeds.
  • Ceramic composite bodies consisting of a basic structure and an outer edge layer are known from DE 41 19 705. These ceramic composite bodies have a gas-tight outer layer, which consists entirely of wear-resistant ceramic, in particular oxides, carbides, nitrides and / or borides of aluminum and zirconium, an inner structure made of metallic and ceramic phases (cermet) and an intermediate layer, which contains the ceramic Connects outer layer with the inner structure and forms a continuous transition from the outer layer to the metal-containing inner structure.
  • This ceramic body is said to be characterized by high strength, wear resistance as well as high thermal shock resistance and an outer layer that does not tend to flake off.
  • the grading of hard metals is also known; it enables a defined variation of the structural, thermal and functional properties of hard metals (Lengauer, W .; Dreyer, K .: Functionally graded hardmetals, Journal of Alloys and Compounds 338 (2002) 194-212, and Ucakar, V .; Kral, C; Dreyer, K .; Lengauer, W .: Near-surface microstructural modification of (Ti, W) (C, N) -based compacts with nitrogen, 15 th International Plansee Seminar, Eds. Kneringer, G .; Rödhammer , P. and Wildner, H .; Plansee Holding AG, Reuttle (2001) Vol. 2).
  • Coatings can also be used to improve the performance properties of hard metal and ceramic cutting materials.
  • the hardness, the coefficient of friction and the resistance to oxidation can be varied depending on the main application (DE 197 09 980 C1 and DE 36 08 734 C1).
  • whisker-reinforced ceramic cutting tools are known (EP 0 861 219).
  • Cutting ceramics made of Al 2 O 3 and TiC are known from US 3,580,708.
  • a disadvantage in the production of known cutting ceramics is the use of pure, preferably high-purity starting materials, for example oxygen-free TiC, likewise high sintering temperatures are necessary for the production of cutting ceramics according to the prior art, which require high energy expenditure and thus lead to high production costs for known mixing ceramics.
  • Another disadvantage is wear resistance that can be improved and, like hard metals, can be increased by coatings. Due to the process technologies used, there is an abrupt (non-graded) mass transfer from the material to be coated to the layer material which only allows a weak layer adhesion and can lead to flaking when used. In addition, with increasing layer thicknesses (also in multiple layers), the cutting edge is rounded, so that the cutting edge geometry previously worked out, usually worked out with diamond tools, is lost.
  • Known coating methods also require complex charging due to the process.
  • the functional behavior of the cutting ceramics is to be improved in particular in the finishing of hardened steels and the machining of cast materials.
  • an edge zone or edge layer which does not tend to flake off, in which the cutting edge geometry is retained, in particular sharp-edged cutting edges are not to be rounded.
  • the charging of the inserts for edge zone production / coating is to be simplified.
  • the ceramic cutting tool according to the invention is a multi-phase ceramic (starting ceramic), which consists of a basic ceramic and a sacrificial phase as well as optionally additives and primary hard material phases and a wear-resistant, hard, not deposited, possibly multi-layered edge zone or edge layer of at least one hard material phase, the edge zone being intimate with the original ceramic is growing, and is formed by aging the original ceramic in a defined atmosphere.
  • start ceramic consists of a basic ceramic and a sacrificial phase as well as optionally additives and primary hard material phases and a wear-resistant, hard, not deposited, possibly multi-layered edge zone or edge layer of at least one hard material phase, the edge zone being intimate with the original ceramic is growing, and is formed by aging the original ceramic in a defined atmosphere.
  • the multiphase cutting ceramic according to the invention consist in the use of inexpensive raw materials and low sintering temperatures due to the process.
  • the ceramic body is subjected to a temperature treatment, preferably pressure-assisted, after the hard machining to produce the cutting edge geometry, which is carried out in a reducing atmosphere and / or reducing sintered bed, the characteristic elements of the layer material, which are specified in more detail below, not being provided by secondary sources become.
  • the charging of the cutting bodies is very simple.
  • the edge zone is ideally connected to the structure of the multi-phase cutting ceramic, so that there is little tendency to flake off.
  • the wear and wear properties of the cutting ceramic are improved by the hard material edge layers produced according to the invention (cf.
  • the cutting edge geometry is generated in the green state of the ceramic cutting body, in order to simultaneously produce an edge zone during the sintering and thus further reduce the production costs.
  • a favorable composition of the multi-phase cutting ceramic also makes it possible to produce multi-layer coatings for a further advantageous embodiment of the cutting tool, in terms of improving its wear, friction and usage properties.
  • the multi-phase cutting tool according to the invention consists of a starting ceramic, which is composed of a basic ceramic with at most 50% by volume of one or more sacrificial phases and with at most 40% by volume additives and with at most 50% by volume of one or more primary hard material phases, as well as an edge zone ( or boundary layer or edge area).
  • the edge zone has grown into the base material / starting ceramic. Compared to the base material, the edge zone has no or a significantly reduced proportion of starting ceramics, in particular basic ceramics, and is realized after the usually last production step, the hard machining of ceramic cutting plates, by means of a subsequent, optionally pressure-assisted temperature treatment in a reducing atmosphere.
  • the base ceramic is a ceramic, preferably aluminum oxide, based on one or more metallic or semi-metallic compounds Aen with oxygen and / or nitrogen.
  • the sacrificial phase is the oxide and / or an oxygen-containing compound made of carbon and / or nitrogen and / or boron, one or more characteristic elements, especially titanium oxycarbide and / or titanium oxycarbonitride.
  • the characteristic elements are preferably elements of the 3rd or 4th or 5th period, the IV or V or VI subgroup of the periodic table of the elements and / or boron and / or silicon, preferably titanium and / or zirconium and / or vanadium and / or Tungsten and / or boron and / or silicon, especially titanium and / or zirconium.
  • Additives denote desired or tolerated, but also inevitably present additives in the form of additives, sintering aids and impurities which are contained in the starting powders, added to the powder versa or added as a result of the powder preparation or caused by abrasion; preferably ZrO 2 .
  • the primary hard material phase is the carbide and / or nitride and / or boride, and / or carbonitride and / or carboboride and / or boron nitride and / or Carbobomitride of one or more characteristic elements, preferably titanium carbide and / or titanium carbonitride, especially titanium carbide.
  • the edge zone consists of one or more hard material phase (s), the carbide and / or nitride and / or boride and / or their mixtures of one or more characteristic elements, is constructed in one or more layers and has no or a significantly reduced proportion compared to the base material on basic ceramics.
  • the starting ceramic used in the ceramic cutting tool is provided by an aluminothermic production and / or conventional, pressure-free, possibly vacuum-assisted sintering and / or hot-isostatic pressing and / or hot pressing and / or microwave sintering and / or laser sintering in a reducing atmosphere.
  • the multiphase ceramic consists of at least two characteristic structural components (phases), preferably Al 2 O 3 (as basic ceramic) and a sacrificial phase, preferably an oxide and / or oxy-nitride and / or oxynitride and / or oxy-boride and / or oxy-carbonitride and / or oxy-carboboride and / or Oxiborn trid and / or Oxikarbobomitrid, especially an Oxikarbid and / or Oxin trid and / or Oxikarbonitrid, whereby the following phases, preferably Al 2 O 3 (as basic ceramic) and a sacrificial phase, preferably an oxide and / or oxy-nitride and / or oxynitride and / or oxy-boride and / or oxy-carbonitride and / or oxy-carboboride and / or Oxiborn trid and / or Oxikarbobomitrid, especially an Oxikarbid and
  • Al 2 O 3 phase preferably made of Al 2 O 3 without impurities, especially high-purity Al 2 O 3 .
  • the multiphase ceramic which is preferably based on Al 2 O 3 , has a structure which has an average grain size between 100 nm and 10 ⁇ m, preferably between 300 nm and 5 ⁇ m, especially between 500 nm and 3 ⁇ m.
  • the edge zone of the cutting tool has a thickness between 0.1 ⁇ m and 20 ⁇ m, preferably between 0.5 ⁇ m and 8 ⁇ m, especially between 1 ⁇ m and 4 ⁇ m; a transition zone with a thickness of 50 nm to 5 ⁇ m is formed with the base material.
  • the sacrificial phase consists in particular of titanium oxycarbide and / or titanium oxynitride and / or titanium oxycarbonitride and, in a preferred embodiment, has a lower nanohardness than AI 2 O 3 , at most 26 GPa (measured with Berkovichindenter, at 3 mN), preferably at most 25 GPa, exactly 23 GPa.
  • the edge zone of the ceramic cutting tool or the cutting ceramic consists in particular of titanium carbide and / or titanium carbonitride and has a higher nanohardness than Al 2 O 3 , preferably in the range from 27 GPa to 35 GPa (measured with Berkovich indenter at 3 mN), especially 29 GPa up to 32 GPa.
  • a further embodiment of the ceramic cutting tool provides that the edge zone is produced like a coating or a coating scheme (multi-layer coating from the same and / or different materials) or, by means of chemical and / or physical deposition, influences the properties of the cutting tool, preferably the hardness and changed the wear resistance, especially the usage properties improved.
  • the cutting ceramic according to the invention is u. a. used as a cutting tool for processing metallic materials with a hardness greater than 50 HRC, preferably hardened steel and / or cast materials.
  • the cutting edge of the cutting ceramic is formed by a rake face and a free face when the rake face and the free face meet; it is preferably chamfered.
  • a transition zone of between 50 nm and 5 ⁇ m is formed between the edge zone and the starting material, in which they are intimately grown.
  • the structure of the multiphase starting ceramic has an average grain size between 100 nm and 10 ⁇ m, preferably between 300 nm and 5 ⁇ m, especially between 500 nm and 3 ⁇ m.
  • the sacrificial phase consists of titanium oxycarbide and has a lower nanohardness (measured with Berkovichindenter, at 3 mN) than Al 2 O 3 , at most 26 GPa, preferably 23 GPa.
  • the edge zone or edge layer mainly contains titanium carbide, which has a higher nanohardness (measured with Berkovichindenter, at 3 mN) than Al 2 O 3 , preferably between 27 GPa to 35 GPa, especially 29 GPa to 32 GPa.
  • a single-layer or multi-layer coating is applied to the edge zone or the edge region by means of physical and / or chemical deposition from the same and / or different materials, the performance properties of the cutting tool being improved.
  • the method according to the invention for producing the cutting tool comprises the following steps:
  • the starting powders are prepared, green bodies are produced and compressed into semi-finished products using known sintering processes;
  • the method comprises the following steps:
  • the starting powders are prepared and green bodies are produced using known powder metallurgical processes
  • a third embodiment of the method according to the invention for producing the ceramic cutting body with improved wear resistance, toughness, strength and hardness of the edge zone or the edge layer consists in that a multiphase starting ceramic / base material is provided which consists of at most 50% by volume of sacrificial phase and at most 40 % By volume of additives and at most 50% by volume of primary hard material phase, and the rest of the base ceramic consists of
  • a hard machining of the sintered ceramic body is carried out, preferably by grinding, in particular the rake face, protective chamfer and free face, and
  • the starting powders are prepared and green bodies are produced using known powder metallurgical processes; the composition of the starting powders is preferably chosen with regard to reaction sintering, especially with regard to aluminothermic reaction sintering;
  • Pre-sintering of the green body preferably below the intended maximum sintering temperature, preferably in the temperature range from 200 ° and 1500 ° C., especially 300 and 800 ° C., preferably at a pressure between 0.001 mbar and 1 bar, especially between 0.01 mbar and 100 mbar, preferably using a purge gas, especially argon, preferably in a defined atmosphere, preferably in a reducing, especially in a carbon-containing atmosphere;
  • Second sintering or dense sintering of the pre-sintered and hard-worked semi-finished product with simultaneous or subsequent aging in a defined atmosphere to produce an edge zone or edge layer.
  • the sintering or the pre-sintering and / or the second sintering of the ceramic cutting body is carried out by means of aluminothermic or reactive or conventional pressure-less, possibly vacuum-assisted Sintering and / or by means of hot isostatic pressing and / or hot pressing and / or microwave sintering and / or laser sintering.
  • the edge zone is formed by thermal, optionally pressure-supported outsourcing or sintering of the cutting body.
  • the edge zone can also be formed by aging in a defined, preferably reducing, especially carbon-containing atmosphere, preferably in an oven with heating elements containing carbon or carbon. Furthermore, the formation of the edge zone is possible by aging in a defined, preferably reducing, especially nitrogen-containing atmosphere.
  • the edge zone is preferably by aging at maximum temperatures between 1000 ° C and 2500 ° C, preferably between 1300 ° C and 2000 ° C, especially between 1550 ° and 1650 ° C and by thermal or thermal pressure-supported aging at a pressure of between 0.001 mbar and 4000 bar, preferably at a pressure between 100 bar and 3000 bar.
  • the edge zone is preferably formed by aging using purging and / or compressed gases, preferably argon and / or nitrogen, especially argon.
  • the edge zone is further formed by aging with holding times between 1 min and 300 min, preferably between 5 min and 180 min, especially between 10 min and 60 min, at a pressure selected according to claim 23 and / or a temperature selected according to claim 22.
  • the aging takes place in a sintered bed, preferably a carbon-containing sintered bed.
  • the outsourcing creates an outer zone that is discolored, preferably a golden yellow on the surface.
  • the invention provides for the use of a ceramic cutting tool with improved wear resistance, toughness, strength and hardness of the edge zones or edge layer, as part according to one of claims 1 to 13 in apparatus and machine construction, in particular as a cutting plate.
  • a ceramic cutting tool is created which has high wear resistance, toughness, strength and hardness, in particular in the edge zone or edge layer.
  • the wear resistance of such mixed ceramic cutting materials is increased, with the lowest possible production outlay being achieved.
  • the functional behavior of the cutting ceramic is improved, in particular when finishing hardened steels and machining cast materials.
  • a sharp-edged cutting edge and an edge zone or edge layer or edge area which is not prone to flaking is achieved.
  • the charging of the inserts for edge zone production / coating is simplified.
  • phase inventory sacrificial phase
  • simple charging the marginal zone production / coating is simplified.
  • the method according to the invention offers the possibility or the cutting bodies according to the invention offer the advantage that the hardness / wear and toughness / bending strength properties of base material and surface layer can be optimized separately. For example, the free-space wear that determines the tool life in hard finishing can be reduced without reducing the toughness.
  • Show it: 1 is a schematic view of the composition and structure of a ceramic cutting body with a specially designed edge zone,
  • FIG. 3 shows an exemplary embodiment of the process sequence for producing a ceramic cutting body in a schematic illustration with process parameters
  • FIG. 4 shows a more general schematic representation of the exemplary embodiment of the method sequences for producing a ceramic cutting body shown in FIG. 3, FIG.
  • FIG. 5 is a scanning electron micrograph of an oblique grinding of the edge zone of a ceramic cutting body with basic structure, hard material layer (TiC), transition zone (hard material layer base material) and cutting body surface (posthip surface),
  • FIG. 6 shows a scanning electron microscopic representation of the structure of a ceramic cutting body, with an element mapping on a cross section of a cutting body with a specially designed edge zone, and
  • the ceramic cutting body shown in FIGS. 1 and 2 has a wear-resistant edge zone 20, which is present in full, with increased wear resistance. Furthermore, the phase inventory of the ceramic is exemplified in FIG. 1. 2 shows in the micrograph the starting ceramic 10 consisting of Al 2 O 3 , ZrO 2 and Ti (0, C) as well as the through a high content of TIC marked edge zone 20, which has grown together with the original ceramic and has a thickness of about 2-3 microns.
  • the process is initially based on an exothermic reduction of a metal oxide by metallic aluminum with the formation of Al 2 O 3 in situ.
  • Various mixed ceramics can be produced by adding primary ceramic hard material phases, eg TiC, Ti (C, N), TiN, to the starting powder mixture.
  • the aluminothermic production of mixed ceramics is shown schematically in FIGS. 3 and 4.
  • the powder batch (A) is composed of reactive and inert components.
  • the reactive components aluminum and TiO 2 realize the in situ formation of Al 2 O 3 .
  • the reactants are not in a stoichiometric ratio, so that no metallic titanium remains, but a titanium mixed phase of a titanium oxycarbide or titanium oxycarbonate from the primary constituents TiO 2 and the carbon of the furnace atmosphere, from the graphite heating elements of the furnace or one of them Sample surrounding graphite or graphite-containing sintered bed, as well as the optionally used primary hard material, for example. TiC, Ti (C, N) or TiN is formed.
  • the sintered cutting plate blanks are preferably hard-machined by grinding on the flank face, rake face and cutting edge (F) and provided with the desired cutting edge geometry.
  • edge zones are formed from hard materials such as TiC x with a significantly reduced Al 2 ⁇ 3 content.
  • 5 shows the edge zone 20 in the oblique section of a cutting body with a significantly reduced Al 2 O 3 content compared to the basic structure 10, and the transition zone in which the basic structure and edge zone have grown together intimately.
  • 6 shows SEM images of a cross section as well as distributions of the elements Al, O, Ti and Zr in the starting ceramic 10 and the edge zone 20.
  • edge zone or the top layer of a multi-layer edge zone favorable friction behavior and, due to the color, a clear detection of the cutting edge wear is achieved.
  • the advantage of the method for producing mixed ceramic cutting materials with an edge zone or edge layer is a simple charging of the cutting bodies for edge zone or layer production.
  • the process enables the cutting bodies to be packed / charged tightly in the process of creating edge zones.
  • the cutting bodies can be stacked directly on top of one another, so that the diffusion reactions which produce the edge zones only take place at the accessible areas near the cutting edges and, accordingly, the edge zones are preferably formed in the area of the cutting edges.
  • cutting bodies can be used to further increase the use properties with known variants of conventional coating processes, e.g. PVD and / or CVD can be coated subsequently.
  • a cutting body is produced in the stages shown in FIG. 3, reference being made to the respective process conditions indicated in FIG. 3, which represent an exemplary embodiment.
  • the powder batch is produced, ie for example a mixture of 35% by volume Al 2 O 3 , 15% by volume TiC, 21.5% by volume A1 and 28.5% by volume TiO 2 .
  • stage B powder preparation by attrition.
  • the powder batch is attracted for 7 hours at 700 rpm in acetone using Y-TZP grinding balls and Y-TZP grinding disks in an Al 2 ⁇ 3 container.
  • stage C powder conditioning takes place by drying and sieving with a mesh size of 200 ⁇ m.
  • stage D the base body is first produced by uniaxal pressing at 5 MPa and then cold isostatic pressing at 900 MPa.
  • Stage E includes reaction sintering in a vacuum (after argon purge) in a graphite-heated gas sintering furnace, the sintering program includes the following heating rates and holding times:
  • step F is followed in step F by hard machining by means of grinding, and finally, in accordance with the method according to the invention, step G is followed by hot isostatic pressing, especially at 1625 ° C., with argon as compressed gas, especially at 200 MPa, in a heated with graphite elements hot isostatic press over a period of 10 minutes, so that a ceramic cutting body with the properties specified above is obtained in the edge zone or edge layer.
  • step G is followed by hot isostatic pressing, especially at 1625 ° C., with argon as compressed gas, especially at 200 MPa, in a heated with graphite elements hot isostatic press over a period of 10 minutes, so that a ceramic cutting body with the properties specified above is obtained in the edge zone or edge layer.
  • 5 and 6 show an oblique cut of an edge zone according to the invention.
  • stage E The process stages specified in FIG. 3 are shown as a schematic sequence in FIG. 4, stage E with the reaction sintering illustrating the sequence of sintering via the phase development of the starting powder.
  • stage E The temperature and pressure ranges and process times indicated in FIGS. 3 and 4 do not represent a range limitation; process conditions deviating from the specified value ranges are also possible; compressed gases other than those specified can also be used.
  • a further embodiment of the process processes for producing a cutting body according to the invention according to FIGS. preparation of the green body before process step (E), for example by grinding the rake face, free surface and protective chamfer to form a cutting edge, in which case process step (F) can be dispensed with.
  • process steps (E) and (G) can be combined, thereby reducing process times and costs.
  • the green body is preferably pre-sintered in a first sintering process below the intended maximum sintering temperature.
  • This presintering preferably takes place in a vacuum and in a reducing atmosphere.
  • the semi-finished product is then hard-machined, taking into account any porosity that may still be present, and is densely sintered in a second sintering process at maximum temperatures in the range from 1550-1650 ° C and a holding time of 30-60 min in an evacuated, preferably graphite-heated, sintering furnace and then or subsequently in a defined atmosphere thermally outsourced.
  • the sealing sintering is followed by hot isostatic pressing in a defined atmosphere.
  • the atmosphere is reducing, preferably containing carbon and / or nitrogen.
  • This variant enables a reduction in hard machining costs by generating the geometry of the cutting body on a semi-finished product of lower strength, whereby in comparison to green body processing, smaller shrinkage-related dimensional deviations, higher cutting edge qualities and a lower sensitivity of the semi-finished products during handling are achieved due to the presintering.
  • the green body is reactively presintered in a first sintering process in a temperature range of 500-800 ° C., preferably at a heating rate of 1 K / min between 550 and 700 ° C., whereby the aluminothermic reaction is at least partially or completely completed.
  • the semi-finished product is hard-machined taking into account the existing porosity, subjected to a second sintering process or hot-isostatically pressed and thermally aged or subsequently in a defined atmosphere.

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Abstract

Ein keramisches als mehrphasige Keramik ausgebildetes Schneidwerkzeug mit verbesserter Verschleissfestigkeit der Randzone bzw. Randschicht besteht aus einer Basiskeramik und einer Opferphase sowie gegebenenfalls Additiven und primären Hartstoffphasen und einer verschleissfesten, harten, nicht abgeschiedenen, gegebenenfalls mehrlagigen Randzone bzw. Randschicht aus mindestens einer Hartstoffphase, wobei die Randzone infolge von Diffusions- und Umlagerungsprozessen innig mit der Ausgangskeramik verwachsen ist, und durch Auslagerung der Ausgangskeramik in definierter Atmosphäre gebildet wird.

Description

Keramisches Schneidwerkzeug mit einer Randzone. Verfahren zur Herstellung und Verwendung
Anwendungsgebiet
Die Erfindung betrifft ein keramisches Schneidwerkzeug bzw. eine Schneidkeramik mit einer Randzone bzw. Randschicht mit verbesserter Verschleißfestigkeit, Zähigkeit, Festigkeit und Härte, ein Verfahren zu dessen Herstellung und Verwendung.
Schneidkeramiken sind naturharte Werkstoffe auf Oxid- bzw. Nitridbasis. Oxidkeramiken werden je nach ihrer Zusammensetzung in sogenannte weiße Oxidkeramiksorten auf der Basis von Korund (AI2O3) mit Zusätzen, hauptsächlich Zirkonoxid (ZrO2), und den sogenannten schwarzen Mischkeramiken mit relativ hohen Anteilen an Titankarbid bzw. Titankarbonitrid unterschieden. Ihre Herstellung erfolgt durch Sintern, Heiß-Isostatisches Pressen oder Heißpressen bei Temperaturen von 1500° bis 2000 °C. Die Härte dieser Materialien sinkt erst bei höheren Temperaturen stark ab. Infolge hoher Verschleißfestigkeit, geringer Diffusionsneigung und Oxida- tionsbeständigkeit ermöglichen Oxidkeramiken sehr hohe Schnittgeschwindigkeiten.
Keramische Verbundkörper aus einem Grundgefüge und einer äußeren Randschicht sind durch DE 41 19 705 bekannt. Diese keramischen Verbundkörper weisen eine gasdichte Außenschicht, die vollständig aus verschleißfester Keramik, insbesondere aus Oxiden, Carbiden, Nitriden und/oder Boriden des Aluminiums und Zirkoniums besteht, ein Innengefü- ge aus metallischen und keramischen Phasen (Cermet) sowie eine Zwischenschicht, welche die keramische Außenschicht mit dem Innengefüge verbindet und einen kontinuierlichen Übergang von der Außenschicht zum metallhaltigen Innengefüge bildet, auf. Dieser keramische Körper soll sich durch hohe Festigkeit, Verschleißfestigkeit sowie eine hohe Thermo- schockbeständigkeit auszeichnen und eine Außenschicht aufweisen, die nicht zum Abplatzen neigt.
Auch die Gradierung von Hartmetallen ist bekannt; sie ermöglicht eine definierte Variation der strukturellen, thermischen und funktioneilen Eigenschaften von Hartmetallen (Lengauer, W.; Dreyer, K.: Functionally graded hardmetals, Journal of Alloys and Compounds 338 (2002) 194-212, sowie Ucakar, V.; Kral, C; Dreyer, K.; Lengauer, W.: Near-surface microstructu- ral modification of (Ti,W)(C,N)-based compacts with nitrogen, 15th International Plansee Seminar, Eds. Kneringer, G.; Rödhammer, P. and Wildner, H.; Plansee Holding AG, Reuttle (2001) Vol. 2). Ebenso kann eine Verbesserung der Gebrauchseigenschaften von Hartmetall- und Keramikschneidstoffen durch Beschichtungen realisiert werden. Je nach Anwendungsschwerpunkt kann die Härte, der Reibungsbeiwert sowie die Oxida- tionsbeständigkeit variiert werden (DE 197 09 980 C1 und DE 36 08 734 C1). Des weiteren sind whiskerverstärkte keramische Schneidwerkzeuge bekannt (EP 0 861 219).
Durch US 3 580 708 sind Schneidkeramiken aus AI2O3 und TiC (Mischkeramiken) bekannt.
Nachteilig bei der Herstellung bekannter Schneidkeramiken ist die Verwendung reiner, vorzugsweise hochreiner Ausgangsstoffe, beispielsweise sauerstofffreies TiC, ebenso sind hohe Sintertemperaturen zur Herstellung von Schneidkeramiken nach dem Stand der Technik notwendig, die einen hohen Energieaufwand erfordern und damit zu hohen Herstellungskosten bekannter Mischkeramiken führen. Ein weiterer Nachteil liegt in einer zu verbessernden Verschleißfestigkeit, die wie bei Hartmetallen durch Beschichtungen gesteigert werden kann. Bedingt durch die dabei verwendeten Verfahrenstechnologien besteht ausgehend vom zu beschichtenden Material zum Schichtwerkstoff ein abrupter (nichtgradierter) Stoffübergang der nur eine schwache Schichthaftung ermöglicht und zu Abplatzungen bei der Verwendung führen kann. Außerdem tritt bei zunehmenden Schichtdicken (auch mehrlagig) eine Verrundung der Schneidkante auf, so dass die zuvor aufwendig, meist mit Diamantwerkzeugen erarbeitete Schneidkantengeometrie verloren geht. Weiterhin erfordern bekannte Be- schichtungsmethoden verfahrensbedingt eine aufwendige Chargierung.
Aufgabe, Lösung, Vorteil
Es ist Aufgabe der Erfindung, die Verschleißbeständigkeit keramischer bzw. mischkeramischer Schneidstoffe zu steigern und einen möglichst niedrigen Herstellungsaufwand zu erzielen. Insbesondere bei der Schlichtbearbeitung gehärteter Stähle und der Bearbeitung von Gusswerkstoffen soll das Funktionsverhalten der Schneidkeramik verbessert werden. Weiterhin soll eine nicht zur Abplatzung neigende Randzone bzw. Randschicht erreicht werden, bei der die Schneidkantengeometrie erhalten bleibt, insbesondere scharfkantige Schneiden nicht verrundet werden. Außerdem soll die Chargierung der Schneidplatten zur Randzonenherstellung/Beschichtung vereinfacht werden.
Gelöst wird diese Aufgabe bei einem keramischen Schneidwerkzeug mit den im Anspruch 1 angegebenen Merkmalen und mit einem Verfahren gemäß Anspruch 14 zur Herstellung des keramischen Schneidwerkzeuges.
Das erfindungsgemäße keramische Schneidwerkzeug ist eine mehrphasige Keramik (Ausgangskeramik), die aus einer Basiskeramik und einer Opferphase sowie gegebenenfalls Additiven und primären Hartstoffphasen und einer verschleißfesten, harten, nicht abgeschiedenen, gegebenenfalls mehrlagigen Randzone bzw. Randschicht aus mindestens einer Hartstoffphase besteht, wobei die Randzone innig mit der Ausgangskeramik ver- wachsen ist, und durch Auslagerung der Ausgangskeramik in definierter Atmosphäre gebildet wird.
Vorteile der erfindungsgemäßen mehrphasigen Schneidkeramik bestehen in der Verwendung kostengünstiger Rohstoffe und verfahrensbedingt niedrigen Sintertemperaturen. Zur Erzeugung der Randschicht wird der Keramikkörper nach der Hartbearbeitung zur Erstellung der Schneidkantengeometrie einer Temperaturbehandlung, vorzugsweise druckunterstützt unterzogen, die in reduzierender Atmosphäre und/oder reduzierendem Sinterbett erfolgt, wobei die charakteristischen Elemente des Schichtmaterials, die nachfolgend genauer spezifiziert werden, nicht durch sekundäre Quellen bereitgestellt werden. Die Chargierung der Schneidkörper erfolgt dabei denkbar einfach. Die Randzone ist infolge von Diffusions- und Umlagerungsprozessen ideal mit dem Gefüge der mehrphasigen Schneidkeramik verbunden, so dass eine geringe Neigung zum Abplatzen vorhanden ist. Durch die erfindungsgemäß erzeugten Hartstoffrandschichten werden die Verschleiß- und Gebrauchseigenschaften der Schneidkeramik verbessert (vgl. Fig. 7). In einer weiteren Verfahrensvariante wird die Schneidkantengeometrie im Grünzustand des keramischen Schneidkörpers erzeugt, um während der Sinterung gleichzeitig die Erzeugung einer Randzone zu realisieren und damit die Herstellungskosten weiter zu senken. Durch eine günstige Zusammensetzung der mehrphasigen Schneidkeramik ist auch die Erzeugung mehrlagiger Beschichtungen zur weiteren vorteilhaften Ausgestaltung des Schneidwerkzeuges, hinsichtlich der Verbesserung seiner Verschleiß-, Reibungs- und Gebrauchseigenschaften möglich.
Das erfindungsgemäße mehrphasige Schneidwerkzeug besteht aus einer Ausgangskeramik, die sich aus einer Basiskeramik mit höchstens 50 Vol-% einer oder mehrerer Opferphasen und mit höchstens 40 Vol-% Additiven und mit höchstens 50 Vol-% einer oder mehrerer primärer Hartstoffphasen zusammensetzt, sowie einer Randzone (bzw. Randschicht bzw. Randbereich). Die Randzone ist dabei innig mit dem Grundmaterial/Ausgangskeramik verwachsen. Die Randzone weist gegenüber dem Grundmaterial keinen bzw. einen erheblich reduzierten Anteil an Ausgangskeramik, im besonderen an Basiskeramik auf und wird nach dem üblicherweise letzten Herstellungsschritt, der Hartbearbeitung keramischer Schneid platten, durch eine nachträgliche, gegebenenfalls druckunterstützte Temperaturbehandlung in reduzierender Atmosphäre realisiert.
Die Basiskeramik ist eine auf einer oder mehreren metallischen oder halbmetallischen VerbindungAen mit Sauerstoff und/oder Stickstoff basierende Keramik, bevorzugterweise Aluminiumoxid.
Die Opferphase ist das Oxid und/oder eine Sauerstoff-haltige Verbindung aus Kohlenstoff und/oder Stickstoff und/oder Bor, eines oder mehrerer charakteristischer Elemente, speziell Titanoxikarbid und/oder Titanoxykar- bonitrid.
Die charakteristischen Elemente sind vorzugsweise Elemente der 3. oder 4. oder 5. Periode, der IV oder V oder VI Nebengruppe des Periodensystems der Elemente und/oder Bor und/oder Silizium, vorzugsweise Titan und/oder Zirkonium und/oder Vanadium und/oder Wolfram und/oder Bor und/oder Silizium, speziell Titan und/oder Zirkonium.
Additive bezeichnen gewünschte bzw. geduldete, aber auch zwangsweise vorhandene Zusätze in Form von Additiven, Sinterhilfsmitteln und Verunreinigungen, die in den Ausgangspulvern enthalten, dem Pulverversat∑ zugesetzt oder infolge der Pulveraufbereitung zugesetzt sind oder durch Abrieb entstehen; wobei es sich vorzugsweise um ZrO2 handelt.
Die primäre Hartstoffphase ist das Karbid und/oder Nitrid und/oder Borid, und/oder Karbonitrid und/oder Karboborid und/oder Bornitrid und/oder Karbobomitrid eines oder mehrerer charakteristischer Elemente, vorzugsweise Titankarbid und/oder Titankarbonitrid, speziell Titankarbid.
Die Randzone besteht aus einer oder mehreren Hartstoffphase/-n, dem Karbid und/oder Nitrid und/oder Borid und/oder deren Mischungen eines oder mehrerer charakteristischer Elemente, ist ein- oder mehrlagig aufgebaut und weist gegenüber dem Grundmaterial keinen oder einen erheblich reduzierten Anteil an Basiskeramik auf.
Die bei dem keramischen Schneidwerkzeug eingesetzte Ausgangskeramik wird durch eine aluminothermische Herstellung und/oder konventionelle, drucklose, eventuell vakuumunterstützte Sinterung und/oder heiß- isostatisches Pressen und/oder Heißpressen und/oder Mikrowellensintern und/oder Lasersintern in reduzierender Atmosphäre bereitgestellt.
Die mehrphasige Keramik besteht aus mindestens zwei charakteristischen Gefügebestandteilen (Phasen), vorzugsweise AI2O3 (als Basiskeramik) und einer Opferphase, vorzugsweise einem Oxid und/oder Oxikarbid und/oder Oxinitrid und/oder Oxi borid und/oder Oxikarbonitrid und/oder Oxikarboborid und/oder Oxiborn trid und/oder Oxikarbobomitrid, speziell einem Oxikarbid und/oder Oxin trid und/oder Oxikarbonitrid, wobei die
AI2O3-Phase, vorzugsweise aus AI2Ü3 ohne Verunreinigungen, speziell aus hochreinem AI2O3 besteht.
Die vorzugsweise auf AI2O3 basierende mehrphasige Keramik besitzt ein Gefüge, das eine mittlere Korngröße zwischen 100 nm bis 10 μm, vorzugsweise zwischen 300 nm und 5 μm, speziell zwischen 500 nm und 3 μm aufweist.
Die Randzone des Schneidwerkzeuges weist eine Dicke zwischen 0,1 μm und 20 μm, vorzugsweise zwischen 0,5 μm und 8 μm, speziell zwischen 1 μm und 4 μm auf; mit dem Grundmaterial wird eine Übergangszone einer Dicke von 50 nm bis 5 μm gebildet.
Die Opferphase besteht im speziellen aus Titanoxikarbid und/oder Ti- tanoxinitrid und/oder Titanoxikarbonitrid und weist in einer bevorzugten Ausführung eine geringere Nanohärte als AI2O3, höchstens 26 GPa (gemessen mit Berkovichindenter, bei 3 mN), vorzugsweise höchstens 25 GPa, genau 23 GPa auf. Die Randzone des keramischen Schneidwerkzeuges bzw. der Schneidkeramik besteht im speziellen aus Titankarbid und/oder Titankarbonitrid und weist eine höhere Nanohärte als AI2O3, vorzugsweise im Bereich von 27 GPa bis 35 GPa (gemessen mit Berkovichindenter bei 3 mN), speziell 29 GPa bis 32 GPa auf. Eine weitere Ausgestaltung des keramischen Schneidwerkzeuges sieht vor, dass die Randzone wie eine Beschichtung bzw. ein Beschichtungschema (mehrlagige Beschichtung aus gleichen und/oder verschiedenen Materialien) hergestellt bzw. mittels chemischer und/oder physikalischer Abscheidung ergänzt die Eigenschaften des Schneidwerkzeuges beeinflusst, bevorzugt die Härte und die Verschleißfestigkeit verändert, speziell die Gebrauchseigenschaften verbessert.
Die erfindungsgemäße Schneidkeramik wird u. a. als Zerspanungswerkzeug zur Bearbeitung metallischer Werkstoffe mit einer Härte größer 50 HRC eingesetzt, vorzugsweise gehärteter Stahl- und/oder Gusswerkstoffe. Die Schneidkante der Schneidkeramik wird durch eine Spanfläche und eine Freifläche am Zusammentreffen der Spanfläche und der Freifläche gebildet; sie ist vorzugsweise gefast.
Zwischen der Randzone und dem Ausgangsmaterial wird eine Übergangszone von zwischen 50 nm und 5 μm gebildet, in der diese innig verwachsen sind. Das Gefüge der mehrphasigen Ausgangskeramik weist eine mittlere Korngröße zwischen 100 nm und 10 μm, vorzugsweise zwischen 300 nm und 5 μm, speziell zwischen 500 nm und 3 μm auf.
Die Opferphase besteht aus Titanoxikarbid und weist eine geringere Nanohärte (gemessen mit Berkovichindenter, bei 3 mN) als AI2O3, höchstens 26 GPa, vorzugsweise 23 GPa auf.
Die Randzone bzw. Randschicht enthält hauptsächlich Titankarbid, das eine höhere Nanohärte (gemessen mit Berkovichindenter, bei 3 mN) als AI2O3, vorzugsweise zwischen 27 GPa bis 35 GPa, speziell 29 GPa bis 32 GPa aufweist.
Auf die Randzone bzw. den Randbereich ist eine ein- bzw. mehrlagige Beschichtung mittels physikalischer und/oder chemischer Abscheidung aus gleichen und/oder verschiedenen Materialien aufgebracht, wobei die Gebrauchseigenschaften des Schneidwerkzeuges verbessert werden.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung des Schneidwerkzeuges umfasst nach einer ersten Ausführungsform folgende Schritte:
- Nach bekannten pulvermetallurgischen Verfahren werden die Ausgangspulver aufbereitet, Grünkörper hergestellt und mit bekannten Sinterverfahren zu Halbzeugen verdichtet;
- Herstellung der gewünschten Schneidkantengeometrie, vorzugsweise durch Schleifen, im besonderen der Spanfläche, Freifläche und cπutzτ3Sθ,
- Erzeugung von Randzonen bzw. Randschichten nach der Hartbearbeitung des Schneidwerkzeuges durch nachträgliche Auslagerung in definierter Atmosphäre. Nach einer zweiten Ausführungsform umfasst das Verfahren folgende Schritte:
- Nach bekannten pulvermetallurgischen Verfahren werden die Ausgangspulver aufbereitet und Grünkörper hergestellt;
- Herstellung der gewünschten Schneidkantengeometrie bzw. -fasologie im Grünzustand unter Berücksichtigung des Sinterschwundes, vorzugsweise durch Schleifen, im besonderen der Spanfläche, Freifläche und Schutzfase;
- Sinterung mit Auslagerung des bearbeiteten Grünkörpers und gleichzeitige Erzeugung von Randzonen bzw. Randschichten durch bekannte Verfahren in definierter Atmosphäre.
Eine dritte Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung des keramischen Schneidkörpers mit verbesserter Verschleißfestigkeit, Zähigkeit, Festigkeit und Härte der Randzone bzw. der Randschicht, besteht darin, dass eine mehrphasige Ausgangskeramik/Grundmaterial bereitgestellt wird, die aus höchstens 50 Vol-% Opferphase und höchstens 40 Vol-% Additiven und höchstens 50 Vol-% primärer Hartstoffphase, und der Rest Basiskeramik besteht, wobei
- nach der Pulveraufbereitung eine Grünkörperherstellung mit anschließendem Reaktionssintern erfolgt,
- anschließend eine Hartbearbeitung des gesinterten Keramikkörpers, vorzugsweise durch Schleifen, im besonderen der Spanfläche, Schutzfase und Freifläche vorgenommen wird, und
- nach der Hartbearbeitung des keramischen Schneidkörpers eine thermische, vorzugsweise thermisch druckunterstützte Auslagerung in reduzierender, vorzugsweise Kohlenstoff- und/oder Stickstoff-haltiger Atmosphäre, speziell ein heiß-isostatisches Pressen, vorzugsweise bei 1550°-1650°C oder anderen geeigneten Temperaturen zur Erzeugung einer Randzone bzw. Randschicht auf einer mehrphasigen, vorzugsweise auf AI2θ3 basierenden Keramik erfolgt.
Eine vierte Ausführungsform des Verfahrens zur Herstellung eines Schneidwerkzeuges mit verbesserter Verschleißfestigkeit der Randzone bzw. Randschicht umfasst folgende Schritte:
- Nach bekannten pulvermetallurgischen Verfahren werden die Ausgangspulver aufbereitet und Grünkörper hergestellt; vorzugsweise wird die Zusammensetzung der Ausgangspulver hinsichtlich einer Reaktionssinterung, speziell hinsichtlich einer aluminothermischen Reaktionssinterung gewählt;
- Vorsinterung des Grünkörpers vorzugsweise unterhalb der vorgesehenen maximalen Sintertemperatur, vorzugsweise im Temperaturbereich von 200° und 1500° C, speziell 300 und 800° C, vorzugsweise bei einem Druck zwischen 0,001 mbar und 1 bar, speziell zwischen 0,01 mbar und 100 mbar, vorzugsweise unter Verwendung eines Spülgases, speziell Argon, vorzugsweise in einer definierten Atmosphäre, vorzugsweise in reduzierender, speziell in kohlenstoffhaltiger Atmosphäre;
- Bearbeitung des vorgesinterten Schneidkörpers zur Herstellung der gewünschten Schneidkantengeometrie, vorzugsweise durch Schleifen, im besonderen der Freifläche und/oder der Schutzfase und/oder der Spanfläche;
- Zweite Sinterung (bzw.) oder Dichtsinterung des vorgesinterten und hartbearbeiteten Halbzeuges mit gleichzeitiger oder anschließender Auslagerung in definierter Atmosphäre zur Erzeugung einer Randzone bzw. Randschicht.
Die Sinterung oder die Vorsinterung und/oder die zweite Sinterung des keramischen Schneidkörpers erfolgt mittels aluminothermischer bzw. reaktiver oder konventioneller druckloser, eventuell vakuumunterstützter Sinterung und/oder mittels heißisostatischem Pressen und/oder Heißpressen und/oder Mikrowellensintern und/oder Lasersintern. Die Randzone wird dabei durch thermische, gegebenenfalls druckunterstützte Auslagerung bzw. Sinterung des Schneidkörpers gebildet. Die Randzone kann auch durch Auslagerung in definierter, vorzugsweise reduzierender, speziell Kohlenstoff-haltiger Atmosphäre gebildet werden, vorzugsweise in einem Ofen mit Kohlenstoff- oder kohlenstoffhaltigen Heizelementen. Des weiteren ist die Bildung der Randzone durch Auslagerung in definierter, vorzugsweise reduzierender, speziell Stickstoff-haltiger Atmosphäre möglich. Bevorzugterweise wird die Randzone durch Auslagerung bei Maximaltemperaturen zwischen 1000° C und 2500° C, vorzugsweise zwischen 1300° C und 2000° C, speziell zwischen 1550° und 1650° C und durch thermische oder thermisch druckunterstützte Auslagerung bei einem Druck von zwischen 0,001 mbar und 4000 bar, vorzugsweise bei einem Druck zwischen 100 bar und 3000 bar gebildet. Bevorzugterweise wird die Randzone durch Auslagerung unter Verwendung von Spül- und/oder Druckgasen, vorzugsweise Argon und/oder Stickstoff, speziell Argon gebildet. Die Randzone wird ferner durch Auslagerung bei Haltezeiten zwischen 1 min und 300 min, vorzugsweise zwischen 5 min und 180 min, speziell zwischen 10 min und 60 min, bei entsprechend Anspruch 23 gewähltem Druck und/oder entsprechend Anspruch 22 gewählter Temperatur gebildet. Die Auslagerung erfolgt dabei in einem Sinterbett, vorzugsweise einem Kohlenstoff-haltigen Sinterbett. Durch die Auslagerung wird eine außen verfärbte, vorzugsweise eine an der Oberfläche goldgelbe Randzone erzeugt.
Des weiteren sieht die Erfindung die Verwendung eines keramischen Schneidwerkzeuges mit verbesserter Verschleißfestigkeit, Zähigkeit, Festigkeit und Härte der Randzonen bzw. Randschicht, als Teil gemäß einem der Ansprüche 1 bis 13 im Apparate- und Maschinenbau, insbesondere als Schneidplatte, vor. Aufgrund der erfindungsgemäßen Ausgestaltung wird ein keramisches Schneidwerkzeug geschaffen, das eine hohe Verschleißfestigkeit, Zähigkeit, Festigkeit und Härte, insbesondere in der Randzone bzw. Randschicht, aufweist. Die Verschleißbeständigkeit derartiger mischkeramischer Schneidstoffe wird gesteigert, wobei ein möglichst niedriger Herstellungsaufwand erreicht wird. Insbesondere bei der Schlichtbearbeitung gehärteter Stähle und der Bearbeitung von Gusswerkstoffen wird das Funktionsverhalten der Schneidkeramik verbessert. Weiterhin wird eine scharfkantige Schneide und eine nicht zur Abplatzung neigende Randzone bzw. Randschicht bzw. Randbereich erreicht. Außerdem wird die Chargierung der Schneidplatten zur Randzonenherstellung/Beschichtung vereinfacht.
Aufgrund des Phasenbestandes (Opferphase), einer einfach zu realisierenden Ofenatmosphäre sowie einer einfachen Chargierung wird die Randzonenherstellung/Beschichtung vereinfacht.
Das erfindungsgemäße Verfahren bietet die Möglichkeit bzw. die erfindungsgemäßen Schneidkörper bieten den Vorteil, dass die Härte- /Verschleiß- und Zähigkeits-/Biegefestigkeitseigenschaften von Grundmaterial und Randschicht separat optimiert werden können. So kann beispielsweise der in der Hartschlichtbearbeitung standzeitbestimmende Freiflächenverschleiß vermindert werden, ohne die Zähigkeit zu reduzieren.
Kurzbeschreibunq der Zeichnung
Die Erfindung wird anhand von Ausführungsbeispielen nachstehend in Verbindung mit den Figuren erläutert.
Es zeigen: Fig. 1 in einer schematischen Ansicht die Zusammensetzung sowie den Aufbau eines keramischen Schneidkörpers mit besonders ausgebildeter Randzone,
Fig. 2 eine rasterelektronenmikroskopische Wiedergabe des Gefü- ges eines keramischen Schneidkörpers mit besonders ausgebildeter Randzone,
Fig. 3 ein Ausführungsbeispiel für den Verfahrensablauf zur Herstellung eines keramischen Schneidkörpers in einer schematischen Darstellung mit Prozessparametern,
Fig. 4 eine allgemeinere schematische Darstellung des in Fig. 3 dargestellten Ausführungsbeispieles der Verfahrensabläufe zur Herstellung eines keramischen Schneidkörpers,
Fig. 5 eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen eines schrägen Anschliffes der Randzone eines keramischen Schneidkörpers mit Grundgefüge, Hartstoffschicht (TiC), Übergangszone (Hartstoffschicht-Grundmaterial) und Schneidkörper Oberfläche (posthip-Oberfläche),
Fig. 6 eine rasterelektronenmikroskopische Wiedergabe des Gefü- ges eines keramischen Schneidkörpers, mit einem Element- Mapping an einem Querschliff eines Schneidkörpers mit besonders ausgebildeter Randzone, und
Fig. 7 das Verschleißverhalten keramischer Schneidkörper im Vergleich zum Stand der Technik.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung und bester Weg zur Ausführung der Erfindung
Der in den Fig. 1 und 2 dargestellte keramische Schneidkörper weist eine verschleißfeste Randzone 20, die auf vollem Umfang vorhanden ist, mit erhöhter Verschleißbeständigkeit auf. Weiterhin ist der Phasenbestand der Keramik in Fig. 1 beispielhaft erläutert. Fig. 2 zeigt im Schliffbild die aus AI2O3, ZrO2 und Ti(0,C) bestehende Ausgangskeramik 10 sowie die durch einen hohen Gehalt von TIC gekennzeichnete Randzone 20, welche innig mit der Ausgangskeramik verwachsen ist und eine Dicke von etwa 2-3 μm aufweist.
Eine Technologie zur Herstellung einer derartigen erfindungsgemäßen Mischkeramik wird nachstehend beispielhaft beschrieben:
Dem Verfahren liegt zunächst eine exotherme Reduktion eines Metalloxides durch metallisches Aluminium unter in-situ-Bildung von AI2O3 zugrunde. Durch Zugabe primärer keramischer Hartstoffphasen z.B. TiC, Ti(C,N), TiN in die Ausgangspulvermischung können verschiedene Mischkeramiken hergestellt werden. Die aluminothermische Herstellung von Mischkeramiken ist in den Fig. 3 und 4 schematisch dargestellt. Der Pulveransatz (A) setzt sich aus reaktiven und inerten Bestandteilen zusammen. Die reaktiven Bestandteile Aluminium und TiO2 realisieren die in-situ-Bildung von AI2O3. Die Reaktionspartner befinden sich jedoch nicht in einem stöchiometrischen Verhältnis, so dass kein metallisches Titan verbleibt, sondern eine Titan-Mischphase eines Titanoxikarbides bzw. Titanoxikar- bonitrides aus den primären Bestandteilen TiO2 sowie dem Kohlenstoff der Ofenatmosphäre, aus den Graphitheizelementen des Ofens oder einem die Probe umgebenden Graphit- bzw. graphithaltigen Sinterbett, sowie dem optional verwendeten primären Hartstoff, bspw. TiC, Ti(C,N) bzw. TiN gebildet wird.
Die gesinterten Schneidplattenrohlinge werden vorzugsweise mittels Schleifen an Freifläche, Spanfläche und Schneidkante hartbearbeitet (F) und mit der gewünschten Schneidkantengeometrie versehen.
Erfindungsgemäß folgt der Hartbearbeitung als letzter Herstellungsschritt ein nachträgliches heiß-isostatisches Pressen (G). Überraschenderweise entstehen, wie in den Fig. 5 und 6 dargestellt, Randzonen aus Hartstoffen wie TiCx mit erheblich reduziertem AI2θ3- Gehalt. Fig. 5 zeigt im Schrägschliff eines Schneidkörpers die Randzone 20 mit gegenüber dem Grundgefüge 10 erheblich reduziertem AI2O3- Gehalt sowie die Übergangszone, in welcher Grundgefüge und Randzone innig verwachsen sind. In Fig. 6 sind REM-Aufnahmen eines Querschliffes sowie Verteilungen der Elemente AI, O, Ti und Zr in der Ausgangskeramik 10 sowie der Randzone 20 gezeigt. Gemäß Fig. 6 unten rechts liegt eine Schichtfolge von TiCx und ZrCx, ausgehend vom Grundmaterial in der Randzone vor, wobei das Zirkonoxid des konkret in Fig. 3 dargestellten Herstellungsweges aus dem Abrieb des Mahlbesteckes bzw. der Mahlkugeln stammt. In Fig. 5 ist die dünne ZrCx-Deckschicht hell auf der posthip- Oberfläche zu sehen. Infolge der Beschaffenheit der aluminothermisch gesinterten Mischkeramik sowie einer reduzierenden Kohlenstoff- (infolge der Graphitheizelemente des Ofens und/oder des die Probe umgebenden Graphit- bzw. graphitbeinhaltenden Sinterbettes) bzw. Stickstoff-haltigen (infolge des verwendeten Spül- bzw. Druckgases) Atmosphäre erfolgt die Bildung einer TiCx, TiNx bzw. Ti(Cx,Ny)z-Randzone.
Die vorteilhafte Wirkung der verschleißfesten Randzone auf die Gebrauchseigenschaften zeigt sich in Zerspanversuchen im Vergleich zu mischkeramischen Schneidkörpern nach dem Stand der Technik; siehe Fig. 7. So ergibt sich beim Hartdrehen des Stahles 100Cr6 ein deutlich langsamerer Anstieg der Verschleißmarkenbreite, die zur Schädigung der Bauteiloberfläche führen kann und daher die Gebrauchsdauer des Schneidkörpers begrenzt.
Im Fall von TiN als Randzone bzw. oberste Schicht einer mehrlagigen Randzone wird ein günstiges Reibungsverhalten sowie aufgrund der Farbe eine deutliche Erkennung des Schneidenverschleißes erreicht. Der Vorteil des Verfahrens zur Herstellung mischkeramischer Schneidstoffe mit einer Randzone bzw. Randschicht ist eine einfache Chargierung der Schneidkörper zur Randzonen- bzw. Schichterzeugung. Das Verfahren ermöglicht eine dichte Packung/Chargierung der Schneidkörper beim Randzonen-erzeugenden Prozess. Beispielsweise können die Schneidkörper direkt aufeinander gestapelt werden, so dass die die Randzonen erzeugenden Diffusionsreaktionen nur an den zugänglichen Bereichen nahe der Schneidkanten ablaufen und dementsprechend die Randzonen vorzugsweise im Bereich der Schneidkanten ausgebildet sind.
Selbstverständlich können Schneidkörper zur weiteren Steigerung der Gebrauchseigenschaften mit bekannten Varianten üblicher Beschich- tungsverfahren, z.B. PVD und/oder CVD nachträglich beschichtet werden.
Die Herstellung eines Schneidkörpers erfolgt in den in Fig. 3 dargestellten Stufen, wobei auf die in Fig. 3 angegebenen jeweiligen Verfahrensbedingungen bezug genommen wird, die eine beispielhafte Ausgestaltung darstellen. In Stufe A erfolgt die Herstellung des Pulversatzes, d.h. beispielsweise einer Mischung aus 35 Vol-% AI2O3, 15 Vol-% TiC, 21.5 Vo.-% A1 und 28,5 Vol-% TiO2. Hieran schließt sich in Stufe B die Pulveraufbereitung durch Attritieren an. Dabei wird der Pulverversatz 7 Stunden bei 700 U/min in Aceton mittels Y-TZP-Mahlkugeln und Y-TZP-Mahlscheiben in einem AI2θ3-Behälter attritiert. Der durch den Einsatz von Y-TZP- Mahlscheiben und -Mahlkugeln entstehende ZrO2-Abrieb kann anhand röntgenographischer Untersuchungen sowie durch Mikrosondenuntersu- chungen wie in Fig. 6 dargestellt festgestellt werden. Es findet dann in Stufe C die Pulverkonditionierung durch Trocknen und Sieben bei einer Maschenweite von 200 μm statt. In Stufe D wird der Grundkörper zunächst durch uniaxales Pressen mit 5 MPa und anschließendes kalt- isostatisches Pressen mit 900 MPa hergestellt. Stufe E beinhaltet das Reaktionssintern im Vakuum (nach Argon-Spülung) in einem graphitbeheiz- ten Gasdrucksinterofen, wobei das Sinterprogramm folgende Heizraten und Haltezeiten beinhaltet :
RT bis 300 °C mit 6 K/min,
300 °C bis 550 °C mit 3 K/min,
550 °C bis 700 °C mit 1 K/min,
700 °C bis 1625 °C mit 30 K/min, bei 1625 °C 1 Stunde Haltezeit,
1625 °C bis 575 °C mit 10 K/min und
575 °C bis RT mit natürlicher Abkühlung.
Es schließt sich dann in Stufe F die Hartbearbeitung mittels Schleifen an, und letztlich erfolgt entsprechend dem erfindungsgemäßen Verfahren in Stufe G das heiß-isostatische Pressen, speziell bei 1625 °C, mit Argon als Druckgas, speziell bei 200 MPa, in einer mit Graphitelementen beheizten heiß-isostatischen Presse über einen Zeitraum von 10 Minuten, so dass ein keramischer Schneidkörper mit den vorangehend angegebenen Eigenschaften in der Randzone bzw. Randschicht erhalten wird. Die Fig. 5 und 6 geben einen Schrägschliff einer erfindungsmäßen Randzone wieder.
Die in Fig. 3 angegebenen Verfahrensstufen sind als schematischer Ablauf in Fig. 4 wiedergegeben, wobei die Stufe E mit dem Reaktionssintern den Ablauf der Sinterung über die Phasenentwicklung des Ausgangspulvers verdeutlicht. Die in den Fig. 3 und 4 angegebenen Temperatur- und Druckbereiche sowie Prozesszeiten stellen keine Bereichsbegrenzung dar, auch von den angegebenen Wertebereichen abweichende Prozessbedingungen sind möglich; ebenso können auch andere als die angegebenen Druckgase verwendet werden.
Eine weitere Ausgestaltung der Verfahrensprozesse zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Schneidkörpers nach Fig. 3 und 4, sieht eine Bear- beitung des Grünkörpers vor Prozessschritt (E), beispielsweise durch Schleifen der Spanfläche, Freifläche und Schutzfase zur Ausbildung einer Schneidkante vor, wobei dann auf Prozessschritt (F) verzichtet werden kann. Dies ermöglicht, die Prozessschritte (E) und (G) zusammenzufassen, wodurch Prozesszeiten und -kosten gesenkt werden.
Bei einer weiteren Ausgestaltung der Verfahrensprozesse zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Schneidkörpers wird der Grünkörper in einem ersten Sinterprozess vorzugsweise unterhalb der vorgesehenen maximalen Sintertemperatur vorgesintert. Dieses Vorsintern findet vorzugsweise in Vakuum und bei reduzierender Atmosphäre statt. Anschließend wird das Halbzeug unter Berücksichtigung eventuell noch vorhandener Porosität hartbearbeitet und in einem zweiten Sinterprozess bei Maximaltemperaturen im Bereich von 1550-1650° C sowie einer Haltezeit von 30-60 min in einem evakuierten vorzugsweise graphitbeheizten Sinterofen dicht gesintert und dabei oder im Anschluss bei definierter Atmosphäre thermisch ausgelagert. Alternativ schließt sich dem Dichtsintern ein heißi- sostatisches Pressen bei definierter Atmosphäre an. Die Atmosphäre ist reduzierend, vorzugsweise kohlenstoff- und/oder stickstoffhaltig. Diese Variante ermöglicht eine Senkung der Hartbearbeitungskosten durch die Geometrieerzeugung des Schneidkörpers an einem Halbzeug geringerer Festigkeit, wobei im Vergleich zur Grünkörperbearbeitung aufgrund der Vorsinterung geringere schwindungsbedingte Maßabweichungen, höhere Schneidkantenqualitäten und eine geringere Empfindlichkeit der Halbzeuge bei der Handhabung erzielt werden.
Bei einer speziellen Ausgestaltung der Verfahrensprozesse zur alumi- nothermischen Herstellung eines erfindungsgemäßen Schneidkörpers wird der Grünkörper in einem ersten Sinterprozess in einem Temperaturbereich von 500-800° C, vorzugsweise mit einer Heizrate von 1 K/min zwischen 550 und 700° C reaktiv vorgesintert, wobei die aluminothermische Reaktion zumindest teilweise oder aber vollständig abgeschlossen ist. An- schließend wird das Halbzeug unter Berücksichtigung vorhandener Porosität hartbearbeitet, einem zweiten Sinterprozess unterzogen oder heißi- sostatisch gepresst und dabei oder im Anschluss bei definierter Atmosphäre thermisch ausgelagert.

Claims

A n s p r ü c h e
1. Keramisches Schneidwerkzeug mit verbesserter Verschleißfestigkeit der Randzone bzw. Randschicht, dadurch gekennzeichnet, dass das Schneidwerkzeug eine mehrphasige Keramik (Ausgangskeramik) ist, die aus einer Basiskeramik und einer Opferphase sowie gegebenenfalls Additiven und primären Hartstoffphasen und einer verschleißfesten, harten, nicht abgeschiedenen, gegebenenfalls mehrlagigen Randzone bzw. Randschicht aus mindestens einer Hartstoffphase besteht, wobei die Randzone innig mit der Ausgangskeramik verwachsen ist, und durch Auslagerung der Ausgangskeramik in definierter Atmosphäre gebildet wird.
2. Schneidwerkzeug nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Ausgangskeramik aus höchstens 50 Vol-% Opferphase und gegebenenfalls höchstens 40 Vol-% Additiven und gegebenenfalls höchstens 50 Vol-% primärer Hartstoffphase, Rest Basiskeramik besteht.
3. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Basiskeramik aus AI2O3 besteht.
4. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Opferphase aus dem Oxid und/oder einer Sauerstoff- haltigen Verbindung aus Kohlenstoff und/oder Stickstoff und/oder Bor eines oder mehrerer charakteristischer Elemente, im speziellen aus Titanoxid und/oder Titanoxikarbid und/oder Titanoxinitrid und/oder Titanoxikarbonitrid besteht.
5. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die charakteristischen Elemente Elemente der 3. oder 4. oder 5. Periode, der IV oder V oder VI Nebengruppe des Periodensystems der Elemente und/oder Bor und/oder Silizium, vorzugsweise Titan und/oder Zirkonium und/oder Vanadium und/oder Wolfram und/oder Bor und/oder Silizium, speziell Titan und/oder Zirkonium sind.
6. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass als Additiv Zirkoniumoxid verwendet wird.
7. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die primäre Hartstoffphase das Karbid und/oder Nitrid und/oder Borid und/oder deren Mischungen eines oder mehrerer charakteristischer Elemente, vorzugsweise Titankarbid und/oder Titankarbonitrid, speziell Titankarbid ist.
8. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone bzw. Randschicht hauptsächlich aus Karbiden und/oder Nitriden und/oder Boriden und/oder deren Mischungen eines oder mehrerer charakteristischer Elemente besteht, und eine Dicke zwischen 0,1 μm und 20 μm, vorzugsweise 0,5 μm und 8 μm, speziell zwischen 1 μm und 4 μm aufweist.
9. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen der Randzone und dem Ausgangsmaterial eine Übergangszone von zwischen 50 nm und 5 μm gebildet wird, in der diese innig verwachsen sind.
10. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge der mehrphasigen Keramik eine mittlere Korngröße zwischen 100 nm und 10 μm, vorzugsweise zwischen 300 nm und 5 μm, speziell zwischen 500 nm und 3 μm aufweist.
11. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Opferphase aus Titanoxikarbid besteht und eine geringere Nanohärte (gemessen mit Berkovichindenter, bei 3 mN) als AI2O3, höchstens 26 GPa, vorzugsweise 23 GPa aufweist.
12. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 11 , dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone bzw. Randschicht hauptsächlich Titankarbid enthält, das eine höhere Nanohärte (gemessen mit Berkovichindenter, bei 3 mN) als AI2O3, vorzugsweise zwischen 27 GPa bis 35 GPa, speziell 29 GPa bis 32 GPa aufweist.
13. Schneidwerkzeug nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass auf die Randzone bzw. den Randbereich eine ein- bzw. mehrlagige Beschichtung mittels physikalischer und/oder chemischer Abscheidung aus gleichem und/oder verschiedenen Materialien aufgebracht ist, wobei die Gebrauchseigenschaften des Schneidwerkzeuges verbessert werden.
14. Verfahren zur Herstellung eines Schneidwerkzeuges mit verbesserter Verschieißfestigkeit der Randzone bzw. Randschicht nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Verfahren folgende Schritte umfasst:
- Nach bekannten pulvermetallurgischen Verfahren werden die Ausgangspulver aufbereitet, Grünkörper hergestellt und mit bekannten Sinterverfahren zu Halbzeugen verdichtet,
- Herstellung der gewünschten Schneidkantengeometrie, vorzugsweise durch Schleifen, im besonderen der Spanfläche, Freifläche und Schutzfase;
- Erzeugung von Randzonen bzw. Randschichten nach der Hartbearbeitung des Schneidwerkzeuges durch nachträgliche Auslagerung in definierter Atmosphäre.
15. Verfahren zur Herstellung eines Schneidwerkzeuges mit verbesserter Verschleißfestigkeit der Randzone bzw. Randschicht nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Verfahren folgende Schritte umfasst:
- Nach bekannten pulvermetallurgischen Verfahren werden die Ausgangspulver aufbereitet und Grünkörper hergestellt;
- Herstellung der gewünschten Schneidkantengeometrie bzw. -fasologie im Grünzustand unter Berücksichtigung des Sinterschwundes, vorzugsweise durch Schleifen, im besonderen der Spanfläche, Freifläche und Schutzfase;
- Sinterung mit Auslagerung des bearbeiteten Grünkörpers und gleichzeitige Erzeugung von Randzonen bzw. Randschichten durch bekannte Verfahren in definierter Atmosphäre.
16. Verfahren zur Herstellung eines Schneidwerkzeuges mit verbesserter Verschleißfestigkeit der Randzone bzw. Randschicht nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass eine mehrphasige Ausgangskeramik/Grundmaterial bereitgestellt wird, die aus höchstens 50 Vol-% Opferphase und höchstens 40 Vol-% Additiven und höchstens 50 Vol-% primärer Hartstoffphase, und der Rest Basiskeramik besteht, wobei
- nach der Pulveraufbereitung eine Grünkörperherstellung mit anschließendem Reaktionssintern erfolgt,
- anschließend eine Hartbearbeitung des gesinterten Keramikkörpers, vorzugsweise durch Schleifen, im besonderen der Spanfläche, Schutzfase und Freifläche vorgenommen wird, und
- nach der Hartbearbeitung des keramischen Schneidkörpers eine thermische, vorzugsweise thermisch druckunterstützte Auslagerung in reduzierender, vorzugsweise Kohlenstoff- und/oder Stickstoff-haltiger Atmosphäre, speziell ein heiß-isostatisches Pressen, vorzugsweise bei 1550°-1650°C oder anderen geeigneten Temperaturen zur Erzeugung einer Randzone bzw. Randschicht auf einer mehrphasigen, vorzugsweise auf AI2O3 basierenden Keramik erfolgt.
17. Verfahren zur Herstellung eines Schneidwerkzeuges mit verbesserter Verschleißfestigkeit der Randzone bzw. Randschicht nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Verfahren folgende Schritte umfasst:
- Nach bekannten pulvermetallurgischen Verfahren werden die Ausgangspulver aufbereitet und Grünkörper hergestellt; vor- zugsweise wird die Zusammensetzung der Ausgangspulver hinsichtlich einer Reaktionssinterung, speziell hinsichtlich einer aluminothermischen Reaktionssinterung gewählt;
- Vorsinterung des Grünkörpers vorzugsweise unterhalb der vorgesehenen maximalen Sintertemperatur, vorzugsweise im Temperaturbereich von 200° und 1500° C, speziell 300 und 800° C, vorzugsweise bei einem Druck zwischen 0,001 mbar und 1 bar, speziell zwischen 0,01 mbar und 100 mbar, vorzugsweise unter Verwendung eines Spülgases, speziell Argon, vorzugsweise in einer definierten Atmosphäre, vorzugsweise in reduzierender, speziell in kohlenstoffhaltiger Atmosphäre;
- Bearbeitung des vorgesinterten Schneidkörpers zur Herstellung der gewünschten Schneidkantengeometrie, vorzugsweise durch Schleifen, im besonderen der Freifläche und/oder der Schutzfase und/oder der Spanfläche;
- Zweite Sinterung (bzw.) oder Dichtsinterung des vorgesinterten und hartbearbeiteten Halbzeuges mit gleichzeitiger oder anschließender Auslagerung in definierter Atmosphäre zur Erzeugung einer Randzone bzw. Randschicht.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Sinterung oder die Vorsinterung und/oder die zweiter Sinterung des keramischen Schneidkörpers mittels aluminothermischer bzw. reaktiver oder konventioneller druckloser, eventuell vakuumunterstützter Sinterung und/oder mittels heißisostatischem Pressen und/oder Heißpressen und/oder Mikrowellensintem und/oder Lasersintern erfolgt.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone durch thermische, gegebenenfalls druckunterstützte Auslagerung (bzw. Sinterung laut Anspruch 17) des Schneidkörpers gebildet wird.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone durch Auslagerung in definierter, vorzugsweise reduzierender, speziell Kohlenstoff-haltiger Atmosphäre gebildet wird, vorzugsweise in einem Ofen mit Kohlenstoff- oder kohlenstoffhaltigen Heizelementen.
21. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone durch Auslagerung in definierter, vorzugsweise reduzierender, speziell Stickstoff-haltiger Atmosphäre gebildet wird.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 21 , dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone durch Auslagerung bei Maximaltemperaturen zwischen 1000° C und 2500° C, vorzugsweise zwischen 1300° C und 2000° C, speziell zwischen 1550° und 1650° C gebildet wird.
23. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone durch thermische oder thermisch druckunterstützte Auslagerung bei einem Druck von zwischen 0,001 mbar und 4000bar, vorzugsweise bei einem Druck zwischen 100 bar und 3000 bar gebildet wird.
24. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone durch Auslagerung unter Verwendung von Spül- und/oder Druckgasen, vorzugsweise Argon und/oder Stickstoff, speziell Argon gebildet wird.
25. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass die Randzone durch Auslagerung bei Haltezeiten zwischen 1 min und 300 min, vorzugsweise zwischen 5 min und 180 min, speziell zwischen 10 min und 60 min, bei entsprechend Anspruch 23 gewähltem Druck und/oder entsprechend Anspruch 22 gewählter Temperatur gebildet wird.
26. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 25, dadurch gekennzeichnet, dass die Auslagerung in einem Sinterbett, vorzugsweise einem Kohlenstoff-haltigen Sinterbett erfolgt.
27. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass durch die Auslagerung eine außen verfärbte, vorzugsweise eine an der Oberfläche goldgelbe Randzone erzeugt wird.
28. Verwendung eines keramischen Schneidwerkzeuges mit verbesserter Verschleißbeständigkeit der durch Auslagerung des keramischen Ausgangsmaterials erzeugten Randzone bzw. Randschicht, als Teil gemäß einem der Ansprüche 1 bis 13 im Apparate- und Maschinenbau; im besonderen als Schneid körper, der zur Bearbeitung metallischer Werkstoffe mit einer Härte größer 50 HRC, vorzugsweise gehärtetem Stahl oder Gusswerkstoffen eingesetzt wird, wobei der Schneidkörper eine Spanfläche und eine Freifläche und eine am Zusammentreffen der Spanfläche und der Freifläche gebildeten Schneidkante, die vorzugsweise gefast (Schutzfase) ist, aufweist.
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