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Technisches Gebiet
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Die vorliegende Erfindung betrifft ein Sinterkarbid für ein Schneidwerkzeug und insbesondere ein Sinterkarbid für ein Schneidwerkzeug, das für Hochgeschwindigkeitsvorschub und Hochgeschwindigkeitszerspanung geeignet ist, bei dem, selbst wenn eine Schicht mit hoher Härte auf einem Sinterkarbid-Basismaterial ausgebildet ist, eine gute Aufprallfestigkeit sowie eine hervorragende Verschleißfestigkeit erzielt werden können, indem die Bildung einer unregelmäßigen rauen Cobaltstruktur (Co) in einer Schicht, die frei von der kubischen Phase ist (CFL) und die in dem Sinterkarbid ausgebildet ist, so stark wie möglich unterdrückt wird.
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Stand der Technik
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Sinterkarbide für Schneidwerkzeuge, wie beispielsweise Verbundmaterialien aus einer WC-Phase und einer Cobalt-(Co)Bindemetallphase sind repräsentative Dispersionslegierungen, wobei deren mechanische Eigenschaften von einem Partikeldurchmesser der WC-Hartphase und einer Menge der Co-Bindemetallphase abhängen, die Härte und die Zähigkeit insbesondere in einem umgekehrt proportionalen Verhältnis zueinander stehen, die erforderlichen Eigenschaften für die Sinterkarbide für Schneidwerkzeuge entsprechend den Bearbeitungsverfahren variieren, und folglich verschiedene Versuche unternommen wurden, um die mechanischen Eigenschaften der Sinterkarbide zu steuern.
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In jüngerer Zeit ist auf dem Gebiet der zerspanenden Bearbeitung eine wachsende Nachfrage nach einer kürzeren Zykluszeit entstanden, um die Wettbewerbsfähigkeit durch Kostenreduktion zu verbessern. Um die Zykluszeit zu reduzieren, müssen, da sich die Bearbeitungsbedingungen nach und nach zu Hochgeschwindigkeitsvorschub- und Hochgeschwindigkeitszerspanungsbedingungen geändert haben, die physikalischen Eigenschaften des entsprechenden Schneidwerkzeugs in zunehmendem Maße Merkmale aufweisen, bei welchen sowohl die Verschleißfestigkeit als auch die Zähigkeit gleichzeitig gut sind, so dass selbst unter Hochgeschwindigkeitsvorschub- und Hochgeschwindigkeitszerspanungsbedingungen eine gute Bearbeitung durchgeführt werden kann.
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Folglich wird hinsichtlich einer Hartschichtbeschichtung des Schneidwerkzeugs eine Beschichtung mit einer Alphaphasen-Aluminiumoxidschicht bevorzugt, die eine hervorragende Stabilität bei hohen Temperaturen aufweist, und hinsichtlich einer MT-TiCN layer, die als Unterschicht der Aluminiumoxidschicht ausgebildet wird, wird aufgrund einer Tendenz in Richtung hoher Härte eine feine und gleichförmige Säulenstruktur bevorzugt.
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Wenn eine ungleichförmige plastische Verformung in einem Basismaterial des Schneidwerkzeugs auftritt, da bei einer auf dem Basismaterial ausgebildeten Schicht mit hoher Härte leicht Abplatzungen auftreten, muss es die Stabilität der Basismaterialeigenschaften in einer Richtung lotrecht zu der Beschichtung zulassen, dass die physikalischen Eigenschaften der Beschichtung mit hoher Härte voll zum Tragen kommen.
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In einem Oberflächenabschnitt des Basismaterials, auf dem die Hartschicht ausgebildet ist, ist eine Zähigkeitverstärkungsschicht (Schicht, die frei von der kubischen Phase ist, nachfolgend als „CFL“ bezeichnet), in der ein kubisches Carbid, welches das Basismaterial bildet, nicht vorhanden ist, von einer Oberfläche zu einer Tiefe von etwa 10 μm bis etwa 40 μm ausgebildet, um einen Aufprall, wie er während der Zerspanung entsteht, zu absorbieren, wie in einer Patentschrift offenbart (Offenlegungsschrift der
koreanischen Patentanmeldung Nr. 2005-0110822 ), wobei eine Gleichförmigkeit der CFL (Gleichförmigkeit der Mikrostruktur nach Position, Gleichförmigkeit der Zusammensetzung nach Position) erforderlich ist, um die oben beschriebene Zähigkeitverstärkungsschicht zu erhalten.
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Allerdings ist bezüglich einer CFL eines gegenwärtig im Handel erhältlichen Sinterkarbids eine Co-Struktur in Richtung einer Oberfläche tendenziell klein und weist eine unregelmäßige raue Co-Struktur auf, je weiter man zur Innenseite der CFL vordringt, und da die unregelmäßig ausgebildete raue Co-Struktur die Gleichförmigkeit der CFL unterbricht, kann eine Herabminderung der gesamten physikalischen Eigenschaften des Schneidwerkzeugs verursacht werden.
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Aus diesem Grund konzentrieren sich die gegenwärtigen technologischen Entwicklungen auf eine Reduzierung der Dicke der CFL, während gleichzeitig die Schicht mit hoher Härte verwendet wird, um die Verschleißfestigkeit und die Festigkeit gegenüber plastischer Verformung des Schneidwerkzeugs zu verbessern. Wenn allerdings die Dicke der CFL, die als die Zähigkeitverstärkungsschicht dient, welche einen Aufprall von außen absorbiert, übermäßig reduziert wird, kann die Funktion der CFL als stoßabsorbierende Schicht stark beeinträchtigt sein, so dass die Zähigkeit des Schneidwerkzeugs vermindert wird.
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Offenbarung der Erfindung
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Technische Aufgabe
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Das Ziel der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein Sinterkarbid mit hervorragender Verschleißfestigkeit und Aufprallfestigkeit bereitzustellen, selbst wenn eine Schicht mit hoher Härte auf einem Sinterkarbid-Basismaterial ausgebildet ist.
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Technische Lösung
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Gemäß einem Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung wird ein Sinterkarbid bereitgestellt, das Partikel einschließlich Wolframcarbid (WC) als Hauptkomponente enthält, eine Bindephase mit Cobalt (Co) als Hauptkomponente, und Partikel, die ein Carbid oder Carbonitrid aus mindestens einem enthalten, das aus der Gruppe gewählt wird, die aus Elementen der Gruppe 4a, 5a und 6a besteht, oder eine feste Lösung daraus, wobei eine Schicht, die frei von der kubischen Phase ist (CFL), in der das Carbid oder das Carbonitrid nicht ausgebildet ist, von einer Oberfläche zu einer Tiefe von 5 μm bis 50 μm ausgebildet ist, und, wenn ein Abschnitt von einer Mitte der CFL bis zu einer Oberfläche der CFL als oberer Abschnitte der CFL bezeichnet wird, ein Abschnitt von der Mitte der CFL zu einem Rand eines Bodens eines Basismaterials als ein unterer Abschnitt der CFL bezeichnet wird, und eine Länge der Hauptachse einer Co-Struktur, in der ein Verhältnis der Länge der Hauptachse der Co-Struktur, die in der CFL ausgebildet ist, zu einer Länge einer Nebenachse 5 oder weniger beträgt, als eine Größe der Co-Struktur bezeichnet wird, eine Größe einer größten Co-Struktur in dem unteren Abschnitt der CFL einen zweifachen oder geringeren Wert einer Größe einer größten Co-Strukturen im oberen Abschnitt der CFL aufweist.
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Gemäß der obigen Konfiguration wird eine Ungleichförmigkeit der Co-Struktur entsprechend einer Dicke der CFL signifikant reduziert, indem eine maximale Größe der Co-Struktur an dem unteren Abschnitt, basierend auf der Mitte der CFL, mit einem zweifachen oder geringeren Wert einer maximalen Größe der Co-Struktur ausgebildet wird, die an dem oberen Abschnitt basierend auf der Mitte der CFL angeordnet ist (das heißt, die Gleichförmigkeit der Co-Struktur wird in einer Dickenrichtung der CFL erhöht). Da folglich eine Ungleichförmigkeit des Basismaterials reduziert wird, selbst wenn eine Schicht mit hoher Härte auf der CFL ausgebildet ist, können die Aufprallfestigkeit sowie die Verschleißfestigkeit eines Schneidwerkzeugs gut aufrechterhalten werden.
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Vorteilhafte Effekte
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Da ein Sinterkarbid gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung eine gleichförmige Cobaltstruktur (Co) in einer Schicht aufweisen kann, die frei von einer kubischen Phase ist (CFL), kann eine Dicke der CFL dick gehalten werden, während gleichzeitig eine Schicht mit hoher Härte auf dem Sinterkarbid ausgebildet wird. Somit können eine hervorragende Verschleißfestigkeit und Aufprallfestigkeit für Hochgeschwindigkeitsvorschub und Hochgeschwindigkeitszerspanung bereitgestellt werden.
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Kurze Beschreibung der Zeichnungen
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1 ist eine Mikrofotografie eines Sinterkarbids gemäß dem Beispiel 2 der Erfindung; und
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2 ist eine Mikrofotografie eines Sinterkarbids gemäß dem Vergleichsbeispiel 2 der Erfindung.
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Ausführungsmodus der Erfindung
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Nachfolgend werden Ausführungsbeispiele der Erfindung unter Bezugnahme auf die begleitenden Zeichnungen im Detail beschrieben. Allerdings kann die Erfindung in zahlreichen verschiedenen Formen ausgeführt werden und ist nicht als beschränkt auf die hier dargelegten Ausführungsbeispiele aufzufassen. Vielmehr dienen diese Ausführungsbeispiele einer sorgfältigen und umfänglichen Beschreibung, und dafür, dass sich Fachleuten der Geltungsbereich der Erfindung vollständig offenbart.
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In der Erfindung kennzeichnet der Ausdruck „Schicht ohne kubische Phase (CFL)“ eine Oberflächenregion, in der eine Bindephase reichhaltig ist und eine kubische Carbidphase abwesend ist, ab einer Oberfläche eines Basismaterials eines Sinterkarbid-Sinterkörpers bis zu einer vorgegebenen Tiefe.
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Außerdem kennzeichnet der Ausdruck „Größe einer Co-Struktur“ eine Länge einer Hauptachse der Co-Struktur mit Ausnahme einer Co-Struktur, in der ein Verhältnis einer Länge der längsten Hauptachse zu einer Länge der kürzesten Nebenachse größer als 5 ist, unter den Co-Strukturen, die in der CFL zu beobachten sind. Dabei besteht der Grund für den Ausschluss der langgestreckten Co-Struktur, in dem das Verhältnis der Länge der Hauptachse zur Länge der Nebenachse größer als 5 ist, darin, die Co-Struktur von einer unregelmäßigen rauen Co-Struktur zu unterscheiden, die eine starke Auswirkung auf die physikalischen Eigenschaften der CFL aufweist.
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Ein Schneidwerkzeug gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung beinhaltet ein Sinterkarbid, das Partikel einschließlich eines Wolframcarbids (WC) als Hauptkomponente enthält; eine Bindephase mit Cobalt (Co) als Hauptkomponente; und Partikel, die ein Carbid oder Carbonitrid aus mindestens einem enthalten, das aus der Gruppe gewählt wird, die aus Elementen der Gruppe 4a, 5a und 6a besteht, oder eine feste Lösung daraus, wobei eine Schicht, die frei von der kubischen Phase ist (CFL), in der das Carbid oder das Carbonitrid nicht ausgebildet ist, von einer Oberfläche zu einer Tiefe von 5 μm bis 50 μm ausgebildet ist, und, wenn ein Abschnitt von einer Mitte der CFL bis zu einer Oberfläche der CFL als oberer Abschnitte der CFL bezeichnet wird, ein Abschnitt von der Mitte der CFL zu einem Rand eines Bodens eines Basismaterials als ein unterer Abschnitt der CFL bezeichnet wird, und eine Länge einer Hauptachse einer Co-Struktur, die in der CFL ausgebildet ist, als eine Größe der Co-Struktur bezeichnet wird, eine Größe einer größten Co-Struktur in dem unteren Abschnitt der CFL einen zweifachen oder geringeren Wert einer Größe einer größten Co-Struktur im oberen Abschnitt der CFL aufweist.
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Wenn eine Dicke der CFL weniger als 5 μm beträgt, wirkt die CFL kaum als Zähigkeitverstärkungsschicht, und wenn die Dicke der CFL mehr als 50 μm beträgt, ist die Verschleißfestigkeit stark reduziert. Somit kann die Dicke der CFL in einem Bereich von 5 μm bis 50 μm, beispielsweise 10 μm bis 30 μm liegen.
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Das Sinterkarbid kann beispielsweise 1, 5 Gew.-% bis 20 Gew.-% des Carbids oder des Carbonitrids einschließlich mindestens einem aus Tantal (Ta), Niob (Nb) und Titan (Ti) enthalten, 4 Gew.-% bis 10 Gew.-% des Co, und das WC sowie unvermeidbare Verunreinigungen als einen Rest. Wenn eine Menge des Carbids oder des Carbonitrids weniger als 1,5 Gew.-% beträgt, wird die Verschleißfestigkeit stark reduziert, und wenn die Menge des Carbids oder des Carbonitrids mehr als 20 Gew.-% beträgt, werden der Schweißwiderstand und die Kantenfestigkeit stark herabgesetzt. Somit kann die Menge des Carbids oder des Carbonitrids im Bereich von 1,5 Gew.-% bis 20 Gew.-% liegen. Wenn eine Menge des Co weniger als 4 Gew.-% beträgt, ist, da die Bindephase ungenügend ist, außerdem eine Bindekraft zwischen WC-Partikeln schwach, so dass die Kantenfestigkeit herabgesetzt wird, und wenn die Menge des Co mehr als 10 Gew.-% beträgt, wird die Verschleißfestigkeit stark herabgesetzt, da die Bindephase übermäßig ist. Somit kann die Menge des Co im Bereich von 4 Gew.-% bis 10 Gew.-% liegen.
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[Beispiel 1]
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Als Basismaterial für das Schneidwerkzeug gemäß Beispiel 1 der Erfindung wurden 83 Gew.-% WC-Pulver, 8 Gew.-% Co-Pulver, 3 Gew.-% Ti-Carbonitrid-Pulver und 6 Gew.-% Niob-Carbidpulver (Nb) abgewogen und gemischt, und anschließend wurde durch ein Sinterverfahren ein Sinterkarbid hergestellt.
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Das Sinterverfahren wurde solcherart durchgeführt, dass ein Entwachsungsverfahren durch Wärmebehandlung bei einer niedrigen Temperatur von 250 °C für 2 Stunden durchgeführt wurde, vorläufiges Sintern bei 1.200 °C für 1 Stunde durchgeführt wurde, Hauptsintern bei 1.500°C für 1 Stunde durchgeführt wurde, Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 13,3°C/min von 1.500 °C auf 1.100 °C unter einem Vakuumdruck von 6 mbar und anschließend eine natürliche Kühlung auf Raumtemperatur durchgeführt wurde.
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Da im Allgemeinen während der Abkühlung von 1.500 °C auf 1.100 °C Denitrifizierung auftrat, bewegten sich andere Carbide in das Basismaterial, um eine CFL zu bilden. Die Erstarrung erfolgte von einer Oberfläche bei einer Temperatur von 1.100 °C oder mehr, und Unterschiede in der Dicke der CFL und der Größe einer Co-Struktur traten in Abhängigkeit von einem Ausmaß auf, in dem sich die Carbide bewegten.
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In Beispiel 1 der Erfindung wurde die Abkühlungsgeschwindigkeit auf 1.100 °C als Erstarrungsabschlusspunkt nach dem Hauptsintern auf eine hohe Geschwindigkeit gesteuert, während gleichzeitig der Vakuumdruck so gesteuert wurde, dass eine Gleichförmigkeit der in der CFL ausgebildeten Co-Struktur erhöht wurde.
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Eine Hartschicht mit einer mehrlagigen Struktur wurde durch sequenzielles Schichten einer 2,5 μm dicken TiN-Schicht, einer 7 μm dicken MT-TiCN-Schicht, einer 6 μm ticken α-Al2O3-Schicht und einer 1,5 μm dicken TiN-Schicht auf einer Oberfläche einer Schneidplatte, die unter Verwendung des solcherart hergestellten Sinterkarbids als Basismaterial vorbereitet wurde, durch ein chemisches Aufdampfungsverfahren (CVD) ausgebildet.
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[Beispiel 2]
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Als Basismaterial für ein Schneidwerkzeug gemäß Beispiel 2 der Erfindung wurden 87,5 Gew.-% WC-Pulver, 6,5 Gew.-% Co-Pulver, 1,8 Gew.-% Ti-Carbonitrid-Pulver und 4,2 Gew.-% Niob-Carbidpulver (Nb) abgewogen und gemischt, und anschließend wurde ein Sinterkarbid unter den selben Sinterbedingungen wie in Beispiel 1 hergestellt.
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Auf einer Oberfläche einer Schneidplatte, die unter Verwendung des solcherart hergestellten Sinterkarbids als Basismaterial vorbereitet wurde, wurde dieselbe Hartschicht wie aus Beispiel 1 der Erfindung ausgebildet.
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[Beispiel 3]
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Als Basismaterial für ein Schneidwerkzeug gemäß Beispiel 3 der Erfindung wurden 78,8 Gew.-% WC-Pulver, 5 Gew.-% Co-Pulver, 1,2 Gew.-% Ti-Carbonitrid-Pulver, 6,8 Gew.-% Tantal-Carbidpulver (Ta) und 8,2 Gew.-% Nb-Carbidpulver abgewogen und gemischt, und anschließend wurde ein Sinterkarbid unter den selben Sinterbedingungen wie in Beispiel 1 hergestellt.
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Auf einer Oberfläche einer Schneidplatte, die unter Verwendung des solcherart hergestellten Sinterkarbids als Basismaterial vorbereitet wurde, wurde dieselbe Hartschicht wie aus Beispiel 1 der Erfindung ausgebildet.
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[Vergleichsbeispiel 1]
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Als Basismaterial für ein Schneidwerkzeug gemäß Vergleichsbeispiel 1 wurden 83 Gew.-% WC-Pulver, 8 Gew.-% Co-Pulver, 3 Gew.-% Ti-Carbonitrid-Pulver und 6 Gew.-% Nb-Carbidpulver auf dieselbe Weise wie in Beispiel 1 abgewogen und gemischt, und anschließend wurde durch ein Sinterverfahren ein Sinterkarbid hergestellt.
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Das Sinterverfahren wurde solcherart durchgeführt, dass ein Entwachsungsverfahren durch Wärmebehandlung bei einer niedrigen Temperatur von 250 °C für 2 Stunden durchgeführt wurde, vorläufiges Sintern bei 1.200 °C für 1 Stunde durchgeführt wurde, Hauptsintern bei 1.500°C für 1 Stunde durchgeführt wurde, Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 3,3°C/min von 1.500 °C auf 1.100 °C unter einem Vakuumdruck von 4 mbar und anschließend eine natürliche Kühlung auf Raumtemperatur durchgeführt wurde.
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Das heißt, im Vergleich zu Beispiel 1 wurde das Sinterkarbid in Vergleichsbeispiel 1 unter anderen Abkühlungsbedingungen von 1500 °C auf 1100 °C hergestellt.
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Auf einer Oberfläche einer Schneidplatte, die unter Verwendung des solcherart hergestellten Sinterkarbids als Basismaterial vorbereitet wurde, wurde dieselbe Hartschicht wie aus Beispiel 1 der Erfindung ausgebildet.
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[Vergleichsbeispiel 2]
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Als Basismaterial für ein Schneidwerkzeug gemäß Vergleichsbeispiel 2 wurden 87,5 Gew.-% WC-Pulver, 6,5 Gew.-% Co-Pulver, 1,8 Gew.-% Ti-Carbonitrid-Pulver und 4,2 Gew.-% Nb-Carbidpulver abgewogen und gemischt, und anschließend wurde ein Sinterkarbid unter denselben Sinterbedingungen wie in Vergleichsbeispiel 1 hergestellt.
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Auf einer Oberfläche einer Schneidplatte, die unter Verwendung des solcherart hergestellten Sinterkarbids als Basismaterial vorbereitet wurde, wurde dieselbe Hartschicht wie aus Beispiel 1 der Erfindung ausgebildet.
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[Vergleichsbeispiel 3]
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Als Basismaterial für ein Schneidwerkzeug gemäß Vergleichsbeispiel 3 wurden 78,8 Gew.-% WC-Pulver, 5 Gew.-% Co-Pulver, 1,2 Gew.-% Ti-Carbonitrid-Pulver, 6,8 Gew.-% Ta-Carbidpulver und 8,2 Gew.-% Nb-Carbidpulver abgewogen und gemischt, und anschließend wurde ein Sinterkarbid unter denselben Sinterbedingungen wie in Vergleichsbeispiel 1 hergestellt.
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Auf einer Oberfläche einer Schneidplatte, die unter Verwendung des solcherart hergestellten Sinterkarbids als Basismaterial vorbereitet wurde, wurde dieselbe Hartschicht wie aus Beispiel 1 der Erfindung ausgebildet.
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Mikrostruktur
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1 ist eine Mikrofotografie eines Sinterkarbids gemäß Beispiel 2 der Erfindung. Wie in 1 dargestellt, wurden andere Carbidpartikel mit einer hellgrauen Farbe in einer vorgegebenen Tiefe des Sinterkarbids beobachtet, und eine CFL, in der die anderen Carbidpartikel nicht beobachtet wurden, wurde oberhalb der anderen Carbidpartikel ausgebildet.
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Bei der Co-Struktur handelte es sich um eine Struktur mit einer fast schwarzen Farbe, die in dem „oberen Abschnitt der CFL“ auf einer Oberflächenseite basierend auf der Mitte der CFL und dem „unteren Abschnitt der CFL“ ausgebildet war, wobei bezüglich des Sinterkarbids gemäß Beispiel 2 der Erfindung eine unregelmäßig ausgebildete, raue Co-Struktur in dem unteren Abschnitt der CFL kaum beobachtet wurde.
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2 ist eine Mikrofotografie eines Sinterkarbids gemäß Vergleichsbeispiel 2 der Erfindung. Wie in 2 dargestellt, wurde bezüglich des Sinterkarbids gemäß Vergleichsbeispiel 2 teilweise eine Co-Struktur in dem unteren Abschnitt der CFL beobachtet, die rauer als eine Co-Struktur in dem oberen Abschnitt der CFL ausgebildet war.
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Eine Dicke der CFL, gemessen jeweils in den Sinterkarbiden, die gemäß Beispiel 1 bis 3 der Erfindung und Vergleichsbeispiel 1 bis 3 hergestellt wurden, sowie die Messergebnisse eines Verhältnisses einer maximalen Größe der unteren Co-Struktur zu einer maximalen Größe der oberen Co-Struktur aus jeder Mikrofotografie unter Verwendung einer Bildanalysevorrichtung sind in Tabelle 1 unten zusammengefasst. [Tabelle 1]
| Probe | Dicke der CFL (μm) | Größe der Co-Struktur (unterer Abschnitt/oberer Abschnitt) |
| Beispiel 1 | 32 | 1,2 |
| Beispiel 2 | 25 | 1,2 |
| Beispiel 3 | 14 | 1,3 |
| Vergleichsbeispiel 1 | 32 | 4 |
| Vergleichsbeispiel 2 | 25 | 3,4 |
| Vergleichsbeispiel 3 | 14 | 2,1 |
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Wie in Tabelle 1 dargestellt, wurde die Dicke der CFLs aus Beispiel 1 und Vergleichsbeispiel 1, bei der der Co-Gehalt groß war, auf eine Größe von 32 Mikrometer ausgebildet. Dagegen betrug die Dicke der CFLs aus Beispiel 2 Vergleichsbeispiel 2, bei welcher die Menge des Co mittgroß war, 25 μm, und die Dicke der CFLs aus Beispiel 3 und Vergleichsbeispiel 3, in welchen die Menge an Co am geringsten war, betrug 14 μm.
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Das Verhältnis der maximalen Größe der unteren Co-Struktur zu der maximalen Größe der oberen Co-Struktur in der CFL der jeweils nach Beispiel 1 bis 3 der Erfindung ausgebildeten Sinterkarbide war klein in einem Bereich von 1,2 bis 1,3, doch das Verhältnis der maximalen Größe der unteren Co-Struktur zu der maximalen Größe der oberen Co-Struktur in der CFL der jeweils gemäß Vergleichsbeispiel 1 bis 3 ausgebildeten Sinterkarbide lag in einem Bereich von 2,1 bis 4, was doppelt so groß wie das obige Verhältnis in den Sinterkarbiden gemäß Beispiel 1 bis 3 war.
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Dies wies darauf hin, dass in dem unteren Abschnitt der CFL der Vergleichsbeispiele 1 bis 3 jeweils eine unregelmäßig ausgebildete, raue Co-Struktur entstand.
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Ergebnisse der Zerspanungsleistungsevaluierung
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Um die Auswirkungen des oben beschriebenen Unterschiedes der Co-Struktur auf die Zerspanungsleistungen zu untersuchen, wurden Zerspanungsleistungsversuche für die Verschleißfestigkeit und die Aufprallfestigkeit für die einzelnen Schneidwerkzeuge unter den folgenden zwei Bedingungen durchgeführt.
- (1) Verschleißfestigkeit-Zerspanungsbedingung für legierten Stahl
– Zerspanung Verfahren: Drehen (kontinuierliche Bearbeitung des Außendurchmessers)
– Werkstück: SCM440
– Vc (Bearbeitungsgeschwindigkeit): 280 mm/min
– fn (Vorschubgeschwindigkeit): 0,25 mm/min
– ap (Schnitttiefe): 2 mm
– trocken/nass: nass
- (2) Kohlenstoffstahl-Aufprallfestigkeit-Zerspanungsbedingung
– Zerspanung Verfahren: Drehen (unterbrochene Bearbeitung des Außendurchmessers)
– Werkstück: SM45C-V Nut
– Vc (Bearbeitungsgeschwindigkeit): 300 mm/min
– fn (Vorschubgeschwindigkeit): 0,3 mm/min
– ap (Schnitttiefe): 2 mm
– trocken/nass: nass
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Die Ergebnisse der Zerspanungsleistungsversuche, die unter den oben beschriebenen Bedingungen durchgeführt wurden, sind in Tabelle 2 unten aufgeführt. [Tabelle 2]
| Probe | CFL-Dicke (μm) | Verhältnis der Größe der Co-Strukturen (unterer Abschnitt/oberer Abschnitt) | Legierungsstahl-Verschleißfestigkeit | Kohlenstoffstahl-Aufprallfestigkeit |
| Beispiel 1 | 32 | 1,2 | 1.370 mm | 360 mm |
| Beispiel 2 | 25 | 1,2 | 1.650 mm | 260 mm |
| Beispiel 3 | 14 | 1,3 | 1.980 mm | 180 mm |
| Vergleichsbeispiel 1 | 32 | 4 | 1.150 mm | 270 mm |
| Vergleichsbeispiel 2 | 25 | 3,4 | 1.400 mm | 150 mm |
| Vergleichsbeispiel 3 | 14 | 2,1 | 1.740 mm | 100 mm |
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Wie Tabelle 2 zu entnehmen, zeigten die Ergebnisse der Zerspanungsleistungsversuche für die Verschleißfestigkeit des Stahls eine generelle Tendenz zu einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit und zu einer Verringerung der Aufprallfestigkeit, wenn die Menge des Co in dem Sinterkarbid reduziert wurde.
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Im Vergleich von Beispiel 1 und Vergleichsbeispiel 1, welche dieselbe Dicke der CFL aufwiesen, hinsichtlich der Evaluierungsergebnisse der Verschleißfestigkeit lag Beispiel 1 bei 1,370 mm, Vergleichsbeispiel 1 jedoch nur bei 1,150 mm. Hinsichtlich der Evaluierungsergebnisse der Aufprallfestigkeit lag Beispiel 1 bei 360 mm, Vergleichsbeispiel 1 jedoch nur bei 270 mm. Vergleichsbeispiel 1 zeigte also signifikant schlechtere Merkmale im Vergleich zu Beispiel 1.
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Auch beim Vergleich von Beispiel 2 und Vergleichsbeispiel 2, welche dieselbe Dicke der CFL aufwiesen, hinsichtlich der Evaluierungsergebnisse der Verschleißfestigkeit lag Beispiel 2 bei 1,650 mm, Vergleichsbeispiel 2 jedoch nur bei 1,400 mm. Hinsichtlich der Evaluierungsergebnisse der Aufprallfestigkeit lag Beispiel 2 bei 260 mm, Vergleichsbeispiel 2 jedoch nur bei 150 mm.
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Ferner lag beim Vergleich von Beispiel 3 und Vergleichsbeispiel 3, welche dieselbe Dicke der CFL aufwiesen, hinsichtlich der Evaluierungsergebnisse der Verschleißfestigkeit Beispiel 3 bei 1,980 mm, Vergleichsbeispiel 3 jedoch nur bei 1,740 mm. Hinsichtlich der Evaluierungsergebnisse der Aufprallfestigkeit lag Beispiel 3 bei 180 mm, Vergleichsbeispiel 3 jedoch lediglich bei 100 mm.
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Anhand der obigen Ergebnisse konnte bestätigt werden, dass bei Sinterkarbiden mit derselben Dicke der CFL das Sinterkarbid mit der Co-Struktur gemäß dem Ausführungsbeispiel der Erfindung eine verbesserte Verschleißfestigkeit und Aufprallfestigkeit im Vergleich zu dem Sinterkarbid aufweisen kann, welches die Co-Struktur gemäß dem Ausführungsbeispiel der Erfindung nicht aufwies.
