DE69433214T2

DE69433214T2 - Stickstoff enthaltende hartgesinterte Legierung

Info

Publication number: DE69433214T2
Application number: DE69433214T
Authority: DE
Inventors: Kazutaka 1-1-1 Isobe; Nobuyuki 1-1-1 Kitagawa; Keiichi 1-1-1 Tsuda; Toshio 1-1-1 Nomura
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1993-02-05
Filing date: 1994-02-03
Publication date: 2004-08-26
Anticipated expiration: 2014-02-04
Also published as: WO1994018351A1; EP0864661B1; TW291499B; EP0635580A4; EP0635580A1; KR0143508B1; KR950701006A; EP0864661A1; DE69433214D1; US5577424A

Description

(Technisches Gebiet)
Die Erfindung betrifft eine Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung, die eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel sowie eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und Zähigkeit besitzt, und die außergewöhnlich vorteilhafte Eigenschaften hat, wenn sie als Material für Schneidwerkzeuge verwendet wird.
(Stand der Technik)
Es sind bereits Schneidwerkzeuge bekannt, die aus einer Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung bestehen, die Hartphasen aus Carbonitriden oder Ähnlichem aufweist, welche sich hauptsächlich aus Ti zusammensetzen und miteinander durch eine Metallphase aus Ni und Co verbunden sind. Eine derartige Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung hat im Vergleich zu einer herkömmlichen Sinter-Hartlegierung, die keinen Stickstoff enthält, in den Hartphasen eine äußerst kleine Teilchengröße und zeigt somit eine stark verbesserte Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen. Wegen dieser vorteilhaften Eigenschaft wurde das Material so umfangreich für Schneidwerkzeuge verwendet wie das, was als Sinterkarbide bekannt ist, die hauptsächlich aus WC bestehen.
Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierungen haben jedoch eine geringe Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel. Dies liegt erstens daran, dass ihr Hauptbestandteil, Ti-Carbonitrid, im Vergleich zu WC – dem Hauptbestandteil eines Sinterkarbids – eine äußerst niedrige Wärmeleitfähigkeit hat, so dass die Wärmeleitfähigkeit der gesamten Legierung etwa halb so gut ist wie die eines Sinterkarbids, und zweitens daran, dass ihr Wärmeausdehnungskoeffizient, der auch zum Großteil von dem des Hauptbestandteils abhängt, 1,3-mal so groß ist wie der eines Sinterkarbids. Daher wurden Schneidwerk zeuge, die aus einer derartigen Legierung hergestellt wurden, nicht mit Zuverlässigkeit unter Bedingungen eingesetzt, in denen die Werkzeuge schweren plötzlichen Temperaturwechseln ausgesetzt sind, wie es beispielsweise beim Fräsen, beim Drehen von viereckigen Materialien oder beim Nass-Schablonenfräsen der Fall ist, wo die Schnitttiefe sich stark ändert.
Das Dokument EP-A-0 499 223 offenbart ein hochfestes Kermet, das eine gesinterte Legierung umfasst, umfassend 75 bis 95 Gew.-% einer Hartphase aus Carbid, Nitrid oder Carbonitrid, die Ti, mindestens eines ausgewählt aus W, Mo und Cr, und N und C enthält, und den Rest aus einer Bindepphase, die überwiegend zusammengesetzt ist aus einem Eisengruppenmetall und unvermeidbare Verunreinigungen,
worin der Ti-Gehalt in der gesinterten Legierung 35 bis 85 Gew.-% beträgt, berechnet auf Basis von TiN oder TiN und TiC, und die Gehalte an W, Mo und Cr sind insgesamt 10 bis 40 Gew.-%, berechnet auf Basis von WC, Mo₂C und/oder Cr₃C₂,
wobei die relative Konzentration der Binderphase im inneren Bereich von 0,01 mm unter der Oberfläche der gesinterten Legierung 5 bis 50% der durchschnittlichen Binderphasenkonzentration des inneren Bereichs beträgt, und die relative Konzentration der Bindepphase im inneren Bereich von 0,1 mm unter der Oberfläche der gesinterten Legierung 70 bis 100% der durchschnittlichen Binderphasenkonzentration des inneren Bereichs beträgt, und
eine Druckspannung von 30 kgf/mm² oder mehr an der Oberfläche der gesinterten Legierung verbleibt, sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben.
Dieses Kermet zeigt eine relative Konzentration einer Bindephase an einem Oberflächenbereich, die niedriger ist als eine durchschnittliche Bindephasenkonzentration eines inneren Bereichs. Es wird ermöglicht, dass an einer Oberfläche eine Druckspannung verbleibt, um die Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel, Abriebbeständigkeit und Bruchfestigkeit jeweils gut aufeinander ausgeglichen zu erhöhen.
Das Dokument EP-A-0 246 211 offenbart einen gesinterten Formkörper für spanabhebende Bearbeitung mit einem Gehalt wenigstens eines harten Bestandteils, der Carbid, Nitrid und/oder Carbonitrid eines Metalls der Gruppe IV, V oder VI im Periodensystem und ein Bindemittelmetall auf der Basis von Co, Ni und/oder Fe umfasst, wobei der Formkörper einen Kern aufweist, der eine eta-Phase oder eine Zwischenphase, die mehr oder weniger frei von Kohlenstoff und/oder Stickstoff ist, enthält und der von einer einen harten Bestandteil und eine Bindemittelphase enthaltenden Oberflächenzone umgeben ist, die frei von der eta-Phase oder der Zwischenphase ist.
Dieser Aufbau führt zur Verbesserung der Festigkeit und der Zähigkeit. Gleichzeitig wird die Verschleißfestigkeit der Oberflächenzone erhöht.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben verschiedene Phänomene analysiert, die mit Schneidvorgängen in Zusammenhang stehen, wie beispielsweise die Temperatur- und Spannungsverteilung in Schneidwerkzeugen bei unterschiedlichen Schnittvarianten, und der Zusammenhang zwischen derartigen Phänomenen und der Anordnung von Bestandteilen in dem Werkzeug wurde untersucht. Hierbei wurden folgende Ergebnisse erzielt: Ein Sinterkarbid, das eine hohe Wärmeleitfähigkeit besitzt, neigt weniger dazu, sich zu erwärmen, da die Wärme, die während des Schneidens an der Werkzeugoberfläche erzeugt wird, sich schnell über den Werkzeugkörper verteilt. Darüber hinaus ist es aufgrund seines niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten weniger wahrscheinlich, dass Zugspannungen erzeugt werden und am Oberflächenbereich verbleiben, selbst wenn das Werkzeug abrupt leer läuft oder der Bereich hoher Temperatur mit einem wasserlöslichen Schneidöl in Kontakt gebracht und somit drastisch abgekühlt wird.
Im Gegensatz hierzu zeigen Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierungen, die hauptsächlich aus Ti bestehen, aufgrund ihrer geringen Wärmeleitfähigkeit während des Schneidens einen steilen Temperaturgradienten. Denn die Wärme kann sich nur schwer von den Bereichen aus, an denen die Temperatur während des Schneidens am höchsten ist, verteilen – beispielsweise an der Spitze der Schneide und an einem Bereich der Spanfläche, den die Späne beaufschlagen –, so dass die Temperatur an der Oberfläche hoch, aber im Inneren viel niedriger ist. Sobald in einer derartigen Legierung ein Riss entsteht, kann sie aufgrund der niedrigen Temperatur im Inneren sehr leicht brechen. Andererseits kehrt sich der Temperaturgradient um, wenn eine derartige Legierung durch den Kontakt mit einem Schneidöl rasch abgekühlt wird, d. h. nur die Oberfläche wird deutlich abgekühlt, während die Temperatur im inneren Bereich direkt darunter hoch bleibt. Aufgrund dieser Tatsache und wegen des hohen Wärmeausdehnungskoeffizienten entstehen häufig Zugspannungen am Oberflächenbereich, was die Wahrscheinlichkeit von Warmrissen dramatisch erhöht. Denn es war schwierig, die Wärmeleitfähigkeit und den Wärmeausdehnungskoeffizienten von Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierungen ausreichend zu verbessern, die Ti enthalten, einen Bestandteil, der für eine gute Oberflächenbeschaffenheit notwendig ist. Die Erfinder haben umfassende Untersuchungen durchgeführt, um Lösungen für diese Probleme zu finden, und sind bei der vorliegenden Erfindung angelangt.
(Offenbarung der Erfindung)
Die Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird durch Anspruch 1 definiert und weist an einer Oberflächenschicht eine Ti-reiche Schicht auf, die die Eigenschaften der Oberflächengüte nach dem Schneiden bestimmt, und eine Schicht mit vorherbestimmter Dicke, die direkt unter der Oberflächenschicht vorgesehen und reich an Bindemetallen wie Ni und Co ist. Da die Schicht, die reich an Ni/Co ist, einen hohen Wärmeausdehnungskoeffizienten hat, dient diese Schicht dazu, beim Abkühlen nach dem Sintern oder dem Ablösen des Schneidwerkzeugs Druckspannungen auf die Oberflächenschicht zu übertragen. Abgesehen davon sollte der Gehalt von Wolfram, einem wichtigen Bestandteil der Hartphase, unterhalb der Oberfläche hoch sein. Durch allmähliche Zunahme des W-Gehalts nach innen dient die Hartphase dazu, die Wärmeleitfähigkeit der Legierung zu erhöhen – insbesondere in deren innerem Bereich –, obwohl es die Bindephase ist, die hauptsächlich diesem Zweck dient. Da die Bindephase im tieferen Bereich der bindephasenreichen Schicht in geringerer Menge und die Hartphase in größerer Menge vorhanden ist, ist es möglich, die Wärmeleitfähigkeit wirksam zu verbessern.
Im Besonderen ist die Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung der vorliegenden Erfindung dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der Bindephase in einem Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 3 μm bis 500 μm auf dem höchsten Wert ist, und dass ihr Anteil in diesem Bereich 1,1- bis 4-mal so groß sein sollte wie der durchschnittliche Anteil der Bindephase in der gesamten Legierung. Unterhalb dieses Bereichs sollte der Anteil der Bindephase allmählich abnehmen, so dass sich ihr Anteil in einer Tiefe von 800 μm oder weniger dem durchschnittlichen Anteil der Bindephase angleicht. Der Anteil der Bindephase in der Oberflächenschicht beträgt 90% oder weniger des maximalen Werts. Die Tiefe von 800 μm ist ein Wert, bei dem die Wärmeleitfähigkeit auf einem ausreichend hohen Wert gehalten wird, und bei dem gleichzeitig das Werkzeug während des Schneidens einen hohen Widerstand gegen plastische Verformung aufrechterhalten kann. Was die Hartphase betrifft, so wurde von den Erfindern festgestellt, dass Ti, aber auch Ta, Nb und Zr, die die Verschleißfestigkeit der Legierung beim Schneiden von Stahlmaterialien in ähnlichem Maße wie Ti verbessern können, im Oberflächenbereich in größeren Mengen vorhanden sein sollten, und dass dafür W und Mo im Oberflächenbereich in kleineren Mengen vorhanden sein sollten. Im Besonderen sollte W im Oberflächenbereich nicht als WC-Teilchen vorhanden sein, oder es sollte in einer Menge von 0,1 Volumenprozent oder weniger vorhanden sein.
Nachfolgend werden Gründe erörtert, warum die vorgenannten Bedingungen notwendig sind:
1) Bereich der Tiefe der Schicht, in der der Anteil der Bindephase auf dem höchsten Wert ist, und maximaler Anteil
Der bindephasenreiche Bereich ist notwendig, um die Festigkeit des Werkzeugs zu erhöhen und um Druckspannungen in der Oberflächenschicht zu erzeugen, wenn das Schneidwerkzeug nach dem Sintern und nach dem Ablösen abkühlt. Wenn die Tiefe der bindephasenreichen Schicht weniger als 3 μm ist, ist die Verschleißfestigkeit des Werkzeugs ungenügend. Bei einem Wert von mehr als 500 μm wäre es schwierig, eine ausreichend große Druckspannung in der Oberflächenschicht zu erzeugen. Ist das Verhältnis des höchsten Anteils der Bindephase zum durchschnittlichen Anteil der Bindephase 1,1 oder weniger, so könnte keine gewünschte Festigkeit des Werkzeugs erreicht werden. Ist das Verhältnis größer als 4, so könnte das Werkzeug beim Schneiden eine plastische Verformung erfahren, oder es könnte in seinem inneren Bereich zu hart werden, um eine ausreichend hohe Festigkeit des Werkzeugs aufrechtzuerhalten.
2) Anteil der Bindephase in der Oberflächenschicht
Die Oberflächenschicht muss ausreichend verschleißfest sein und auch einen geringeren Wärmeausdehnungskoeffizienten haben als der inneren Bereich, damit Druckspannungen auf die Oberflächenschicht wirken können. Übersteigt das Verhältnis zum höchsten Bindephasengehalt den Wert 0,9, so treten diese Wirkungen nicht auf.
3) Anteil von Ti, Ta, Nb und Zr in der Oberflächenschicht
Die Oberflächenschicht muss eine hohe Verschleißfestigkeit aufweisen und daher nicht nur Ti, sonder auch Ta, Nb und Zr, die die Verschleißfestigkeit des Materials so wirksam verbessern können wie Ti, in großen Mengen enthalten. Wenn das Verhältnis von X an der Oberfläche zum durchschnittlichen X-Wert der gesamten Legierung kleiner ist als 1,01, so kann keine gewünschte Verschleißfestigkeit erzielt werden. Ta und Nb sind besonders zu bevorzugen, da diese Elemente auch die Oxidationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen verbessern können. Durch Anreichern der Oberflächenschicht mit großen Mengen dieser Elemente können verschiedene Eigenschaften der fertig bearbeiteten Oberfläche verbessert werden.
4) W- und Mo-Anteil in der Hartphase in der Oberflächenschicht
Der jeweilige Anteil von W und Mo in der Hartphase wird durch y und b in den Formeln (Ti_x W_y M_c) und (Ti_x W_y Mo_b M_c) dargestellt.
Die Oberflächenschicht sollte WC und/oder Mo₂ C in kleineren Mengen enthalten, da diese Elemente eine geringe Verschleißfestigkeit haben. Schließlich sind die Mengen von W und/oder Mo in der inneren Hartphase größer. Es ist praktisch unmöglich, ein Material, das W enthält, so herzustellen, dass das Verhältnis von y in der Oberfläche zu y in der gesamten Legierung kleiner ist als 0,1. Wenn dieses Verhältnis einen Wert von 0,9 übersteigt, ist die Verschleißfestigkeit zu gering, um akzeptabel zu sein. Mo verhält sich in der Hartphase im Wesentlichen genauso wie WC.
Wenn man sich nun nur auf WC konzentriert, so kann W in der Hartphase, das von der Oberfläche der Legierung nach innen mengenmäßig zunimmt, in Form von WC-Partikeln vorhanden sein, oder es kann im Randbereich von komplexen festen Carbonitrid-Lösungen vorhanden sein. In der Hartphase können die W-reichen festen Lösungen teilweise auftreten oder in größerer Menge vorhanden sein als an der Oberfläche. Es ist auch möglich, die Wärmeleitfähigkeit und Festigkeit zu verbessern, indem das Verhältnis von harten Teilchen erhöht wird, die bei Betrachtung unter einem Rasterelektronenmikroskop einen weißen Kern und einen dunkel gefärbten Umfangsbereich haben (derartige Teilchen werden Weißkernteilchen genannt; die weißen Bereiche sind reich an W, während die dunkel gefärbten Bereiche arm an W sind). Die Werte x und y müssen innerhalb der Bereiche 0,5 < x ≤ 0,95 und 0,05 < y ≤ 0,5 liegen, um eine hohe Verschleißfestigkeit und Wärmebeständigkeit aufrechtzuerhalten. Außerhalb dieser Bereiche fällt sowohl die Verschleißfestigkeit als auch die Wärmebeständigkeit auf einen Wert ab, bei dem die Aufgabe der vorliegenden Erfindung nicht erfüllt werden kann.
Als Ergebnis ausführlicher Studien bei der Suche nach Mitteln zur Verbesserung der Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel, der Verschleißfestigkeit und Zähigkeit, entdeckten die Erfinder der vorliegenden Erfindung, dass es am wirksamsten ist, Eigendruckspannungen auf den Oberflächenbereich einer Stickstoff enthaltenden Sin ter-Hartlegierung wirken zu lassen. Wie bereits erörtert, wirkt bei sich ändernden thermischen Bedingungen eine Zugspannung auf den Oberflächenbereich einer Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung. Wenn diese Spannung die Fließgrenze der Sinter-Hartlegierung selbst übersteigt, entstehen Risse (Warmrisse), durch die die Festigkeit der Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung verringert wird. Eine derartige Legierung ist geradezu prädestiniert, früher oder später zu brechen. Aus der obigen Erörterung ergibt sich, dass der beste Weg zur Verbesserung der Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel in der Verbesserung der Fließgrenze liegt.
Die wirksamste Methode, die Fließgrenze einer Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung zu verbessern, besteht darin, Eigendruckspannungen auf ihren Oberflächenbereich auszuüben. Bevor der detaillierte Aufbau und Mechanismus zum Ausüben von Eigendruckspannungen erörtert wird, soll darauf hingewiesen werden, dass es durch das Ausüben von Eigendruckspannungen nicht nur möglich ist, die Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel einer Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung zu verbessern, sondern auch ihre Verschleißfestigkeit und Zähigkeit im Vergleich zu herkömmlichen Legierungen dieser Art wesentlich zu verbessern.
Die Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird im Vakuum erwärmt. Das Sintern (bei 1400°C–1550°C erfolgt in einer aufkohlenden oder nitrierenden Atmosphäre, um eine Oberflächenschicht zu bilden, die eine Ti-reiche Hartphase ohne Bindephase oder mit nur einer geringen Bindephasenmenge aufweist. Dann wird die Legierung in einer entkohlenden Atmosphäre abgekühlt, so dass der Volumenanteil der Bindephase von der Oberfläche der Legierung nach innen allmählich zunimmt. Durch Steuern der Abkühlungsrate auf einen 0,05–0,8-fachen Wert der herkömmlichen Abkühlungsrate ist es möglich, den Anteil der Bindephase von der Oberfläche nach innen schnell zu erhöhen und somit dem Oberflächenbereich die gewünschten Eigendruckspannungen zu verleihen.
Da bei dieser Anordnung der Oberflächenbereich nur aus einer Hartphase auf Ti-Basis (oder einer derartigen Hartphase mit einer kleinen Menge einer Metallphase) besteht, hat die Legierung im Vergleich zu herkömmlichen Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierungen eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit. Sie ist auch in Bezug auf ihre Zähigkeit überlegen, da die Schicht unmittelbar unter dem Oberflächenbereich bindephasenreich ist.
Darüber hinaus wurde festgestellt, dass es durch Sintern eines Materialpulvers, das 10 Gew.-% oder mehr WC enthält, in einer nitrierenden Atmosphäre möglich ist, eine Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung zu bilden, in der WC-Teilchen auftreten, wobei sich der WC-Volumentanteil von der Oberfläche der Legierung nach innen bis zum durchschnittlichen WC-Volumenanteil erhöht. Da der Oberflächenbereich zum größten Teil aus der Hartphase auf Ti-Basis besteht, ist die Legierung ausreichend verschleißfest. Außerdem erlauben die WC-Teilchen unmittelbar unter der Oberfläche der Legierung eine gleichmäßige Wärmeverteilung und verringern somit Wärmespannungen. Derartige WC-Teilchen dienen auch dazu, den E-Modul und somit die Zähigkeit der gesamten Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung zu erhöhen. Bei der Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung können metallische Komponenten oder metallische Komponenten und WC in kleinen Mengen aus der Oberfläche der Legierung entweichen. Doch die durch derartige Komponenten gebildete Oberflächenschicht hat praktisch keinen Einfluss auf die Schnittleistung, da die Dicke einer derartigen Schicht 5 μm nicht übersteigt.
Wie vorstehend erörtert, kann durch Ausübung von Eigendruckspannungen auf den Oberflächenbereich die Fließgrenze der gesamten Legierung erhöht werden. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben auch festgestellt, dass durch Steuern von derartigen Eigendruckspannungen auf 75 kg/mm² oder mehr in der Hartphase an der Oberflächenschicht die Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel auf einen Wert ansteigt, der höher ist als der einer herkömmlichen Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung und der mit dem eines Sinterkarbids vergleichbar ist.
Außerdem sollten Eigendruckspannungen, die größer sind als die Spannungen am äußersten Oberflächenbereich, vorzugsweise auf den Zwischenbereich in einer Tiefe von 1 μm bis 100 μm unter der Oberfläche ausgeübt werden. Selbst wenn sich bei dieser Anordnung im äußersten Bereich Mängel entwickeln sollten, unterdrücken die auf den Zwischenbereich ausgeübten Druckspannungen die weitere Ausbreitung von Rissen, die durch die Mängel hervorgerufen wurden, wodurch ein Brechen der Legierung insgesamt verhindert wird. Um Spannungen in der vorstehend beschriebenen Weise zu verteilen, muss die Bindephase verteilt werden, wie es in 5 dargestellt ist. Dadurch, dass die Bindephase so verteilt wird, wie es in 5 dargestellt ist, werden die Spannungen so verteilt, wie es in 6 dargestellt ist.
Durch Festlegen der maximalen Eigendruckspannung auf das 1,01-fache oder mehr der Eigendruckspannungen im obersten Bereich kann die Ausbreitung von Rissen sehr effektiv verhindert werden, solange alle vorgenannten Bedingungen erfüllt werden. Durch Festlegen dieses maximalen Wertes auf 75 kg/mm² oder mehr zeigt die Legierung eine Beständigkeit gegen Rissbildung, die mit der eines Sinterkarbids vergleichbar ist. Wie jedoch in 5 und 6 erkennbar, würden die Eigendruckspannungen im obersten Bereich abnehmen, wenn die maximale Eigendruckspannung in einer Tiefe von mehr als 100 μm vorhanden wäre. Dies ist nicht wünschenswert, da die Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel übermäßig abnehmen würde. Außerdem würde eine harte und spröde Oberflächenschicht, die sich über eine Breite von mehr als 100 μm erstreckt, die Zähigkeit der Legierung verringern.
Es sollte also ein Bereich, der 5 Volumenprozent oder weniger der Bindephase enthält, in einer Tiefe zwischen 1 μm und 100 μm vorhanden sein. Mit dieser Anordnung hätte die Legierung eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, wobei gleichzeitig keine Abnahme der Zähigkeit zu verzeichnen wäre.
Der Bereich, in dem der Anteil der Bindephase null oder nicht mehr als 1 Volumenprozent beträgt, sollte vorzugsweise eine Breite von 1 μm bis 50 μm haben (siehe 7).
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben die Wechselbeziehung zwischen Eigendruckspannungen und der Verteilung der Bindephase von der Oberfläche der Legierung nach innen untersucht und festgestellt, dass die Eigendruckspannung nahe dem Punkt, an dem der Anteil der Bindephase anzusteigen beginnt (siehe 7), umso größer ist, je größer der Gradient des Anteils der metallischen Bindephase (die Rate, in der der Anteil pro Streckeneinheit nach innen zunimmt) ist.
Weitere Untersuchungen haben außerdem gezeigt, dass der Gradient des Anteils der Bindephase nach innen (die Rate, in der der Anteil der Bindephase pro Mikrometer zunimmt), 0,05 Volumenprozent oder höher sein sollte, damit die Legierung eine Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel hat, die mit der eines Sinterkarbids zu vergleichen ist. Damit die Legierung eine höhere Verschleißfestigkeit und Zähigkeit hat als herkömmliche Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierungen, sollte außerdem der Anteil der Bindephase in dem Bereich zwischen der Oberfläche der Legierung und dem Punkt, an dem er beginnt, zuzunehmen, 5 Volumenprozent oder weniger betragen, und außerdem sollte ein derartiger Bereich eine Breite von 1 μm bis 100 μm haben.
Dadurch, dass die WC-Teilchen in der Legierung so verteilt sind, dass ihr Anteil im inneren Bereich der Legierung größer ist als im Oberflächenbereich, kann die Zähigkeit im inneren Bereich der Legierung verbessert werden, während gleichzeitig eine hohe Verschleißfestigkeit im Oberflächenbereich, die Ti innewohnt, aufrechterhalten wird. Um eine höhere Verschleißfestigkeit zu erzielen, sollte der WC-Anteil in dem Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 50 μm auf 5 Volumenprozent oder weniger beschränkt werden. Die Legierung, die WC-Teilchen enthält, zeigt eine verbesserte Wärmeleitfähigkeit. Auch ihre Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel ist im Vergleich zu einer Stickstoff enthaltenden Sinter-Hartlegierung ohne WC-Teilchen hoch. Außerdem neigt eine derartige Legierung aufgrund des verbesserten E-Moduls weniger dazu, zu brechen.
Durch die Herstellung von Schneidwerkzeugen aus den Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung kann also die Zuverlässigkeit derartiger Werkzeuge erhöht werden, selbst wenn sie unter Schnittbedingungen eingesetzt werden, in denen sie schweren plötzlichen Temperaturwechseln ausgesetzt sind, wie es beispielsweise beim Fräsen, beim Drehen von viereckigen Materialien oder beim Nass-Schablonenfräsen der Fall ist, wo die Schnitttiefe sich stark ändert.
Da die Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung eine hohe Beständigkeit gegen plötzliche Temperaturwechsel hat, wie sie mit der eines Sinterkarbids verglichen werden kann, ist sie nicht nur für Schneidwerkzeuge einsetzbar, sondern auch als verschleißfeste Elemente.
(Kurze Beschreibung der Zeichnung)
In der Zeichnung zeigen:
1 ein Diagramm, das die Verteilung von Komponenten im Probestück 1 in Beispiel 1 gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt, zusammen mit dem Abstand von der Oberfläche in Richtung der Tiefe;
2 ein ähnliches Diagramm für das Probestück 2 in Beispiel 1;
3 ein ähnliches Diagramm für das Probestück 3 in Beispiel 1;
4 ein ähnliches Diagramm für das Probestück 4 in Beispiel 1;
5 ein Diagramm, das ein Beispiel für die Verteilung der Bindephase in einer Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung veranschaulicht;
6 ein Diagramm, das die Verteilung der Eigendruckspannung in der Bindephase gemäß 5 veranschaulicht; und
7 ein Diagramm, das das Verhältnis zwischen der Verteilung von Co als Bindephase und der Festigkeit zeigt.
(Beste Art der Ausführung der Erfindung)
(Beispiel 1)
Ein Pulvermaterial, bestehend aus 48 Gew.-% eines (Ti_0,8 W_0,2)(C_0,7 N_0,3)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm, 24 Gew.-% eines (TaNb)C-Pulvers (TaC : NbC = 2 : 1 (Gewichtsverhältnis)) mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm, 19 Gew.-% eines WC-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 4 μm, 3 Gew.-% eines Ni-Pulvers und 6 Gew.-% eines Co-Pulvers, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben, wurde nass gemischt, durch Pressen geformt, in einem Vakuum von 10^–2 Torr bei 1200°C entgast, bei einem Stickstoff-Teildruck von 5 Torr und einem Wasserstoff-Teildruck von 0,5 Torr auf 1400°C erwärmt und eine Stunde lang zunächst in einem Vakuum von 10^–2 Torr und dann in einer Gasatmosphäre gesintert. Das gesinterte Material wurde schnell mit Stickstoff auf 1330°C abgekühlt und dann allmählich mit einer Geschwindigkeit von 2°C/min unter Zufuhr von CO₂ bei 100 Torr abgekühlt. Hierdurch wurde das Probestück 1 erzielt. Sein Aufbau ist in Tabelle 1 dargestellt.
Zum Vergleich wurden unter Anwendung herkömmlicher Verfahren auch drei zusätzliche Probestücke 2–4 hergestellt. Das Probestück 2 wurde durch Sintern des gleichen gepressten Formstücks wie bei Probestück 1 bei 1400°C unter einem Stickstoff- Teildruck von 5 Torr gebildet. Das Probestück 3 wurde durch Sintern des gleichen gepressten Formstücks in der gleichen Weise wie bei Probestück 2 und durch anschließendes Abkühlen bei einem CO-Teildruck von 200 Torr gebildet. Das Probestück 4 wurde durch Sintern des gleichen gepressten Formstücks in der gleichen Weise wie bei Probestück 2 und durch anschließendes Abkühlen bei einem Stickstoff-Teildruck von 180 Torr gebildet. Der jeweilige Aufbau ist in Tabelle 2 dargestellt.
Die Probestücke 1–4 wurde zum Schneiden bei drei unterschiedlichen Schnittbedingungen gemäß Tabelle 3 eingesetzt und bezüglich der drei Kriterien in Tabelle 3 getestet. Die Testergebnisse sind in Tabelle 4 dargestellt.
(Beispiel 2)
Ein Pulvermaterial, bestehend aus 51 Gew.-% eines (Ti_0,8 W_0,2)(C_0,7, N_0,3)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm, 27 Gew.-% eines (TaNb)C-Pulvers (TaC : NbC = 2 : 1 (Gewichtsverhältnis)) mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,2 μm, 11 Gew.-% eines WC-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 5 μm, 3 Gew.-% eines Ni-Pulvers und 8 Gew.-% eines Co-Pulvers, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben, wurde nass gemischt, durch Pressen geformt, in einem Vakuum von 10^–2 Torr bei 1200°C entgast und eine Stunde lang bei 1450°C mit einem Stickstoff-Teildruck von 10 Torr gesintert. Durch Abkühlen des so gesinterten Materials unter einem hohen Vakuum von 10^–5 Torr wurde das Probestück 5 erzielt. Das Probestück 6 wurde durch Abkühlen des gleichen gesinterten Formstücks in CO₂ gebildet.
Zum Vergleich wurden aus den gleichen gepressten Formstücken auch die Probestücke 7 und 8 hergestellt, deren Aufbau in Tabelle 5 dargestellt ist. Diese Probestücke wurden tatsächlichen Schnittprüfungen unter den in Tabelle 6 dargestellten Schnittbedingungen unterzogen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 7 dargestellt.
(Beispiel 3)
Ein Pulvermaterial, bestehend aus 42 Gew.-% eines (Ti_0,8 W_0,2)(C_0,7 N_0,3)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2,5 μm, 23 Gew.-% eines (TaNb)C-Pulvers (TaC : NbC = 2 : 1 (Gewichtsverhältnis)) mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm, 25 Gew.-% eines WC-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 4 μm, 2,5 Gew.-% eines Ni-Pulvers und 6,5 Gew.-% eines Co-Pulvers, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben, wurde nass gemischt, durch Pressen geformt und eine Stunde lang bei 1430°C mit einem Stickstoff-Teildruck von 15 Torr gesintert. Durch Abkühlen des so gesinterten Materials in CO₂ wurde das Probestück 9 erzielt. Das Probestück 10 wurde durch Abkühlen des gleichen gesinterten Materials in Wasserstoffgas mit einem Taupunkt von –40°C gebildet.
Zum Vergleich wurden aus dem gleichen Pulvermaterial Probestücke 11–13 so hergestellt, dass der durchschnittliche Anteil der Bindephase und der Anteil der Hartphase (Ti + Nb, W) so war, wie es in Tabelle 8 dargestellt ist. Darüber hinaus wurden noch andere Probestücke 14–19 hergestellt, die sich im Aufbau von den Probestücken 9 und 10 unterscheiden, obwohl sie aus dem gleichen gepressten Formstück gebildet wurden wie die Probestücke 9 und 10. Diese Probestücke wurden tatsächlichen Schnittprüfungen unter den in Tabelle 9 dargestellten Schnittbedingungen unterzogen. Die Testergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 9 dargestellt.
(Beispiel 4)
Es wurde ein Pulvermaterial bestehend aus 85 Gew.-% (Ti_0,75 Ta_0,04 Nb_0,04 W_0,17)(C_0,56 N_0,44), das bei Betrachtung unter einem Reflexions-Elektronenmikroskop einen schwarzen Kern und einen weißen Rand sowie einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm hat, 8 Gew.-% eines Ni-Pulvers und 7 Gew.-% eines Co-Pulvers, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben, hergestellt. Die so hergestellten Pulvermaterialien wurden nass gemischt, durch Pressen geformt, in einem Vakuum von 10^–2 Torr bei 1200°C entgast und eine Stunde lang bei 1450°C mit einem Stickstoff-Teildruck von 10 Torr gesintert und in CO₂ abgekühlt. Auf diese Weise wurde das Probestück 20 erzielt. Das Probestück 21 wurde gebildet, indem Ti(CN), TaC, WC, NbC, Co und Ni so gemischt wurden, dass die Mischung die gleiche Zusammensetzung hat wie das Probestück 20, und indem die Mischung gesintert wurde.
Zu Vergleichszwecken wurden auch Probestücke 22 und 23 mit einem Aufbau gemäß Tabelle 10 aus dem gleichen Formstück hergestellt, wie es bei der Herstellung des Probestücks 20 verwendet wurde, und das Probestück 24 mit einem Aufbau gemäß Tabelle 10 wurde aus dem gleichen Formstück hergestellt, wie es bei der Herstellung des Probestücks 21 verwendet wurde. Diese Probestücke wurden tatsächlichen Schnittprüfungen unter den in Tabelle 11 dargestellten Schnittbedingungen unterzogen. Die Testergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 11 dargestellt.
(Beispiel 5)
Es wurden Legierungs-Probestücke mit durchschnittlichen Zusammensetzungen und mit durchschnittlichem Aufbau gemäß Tabelle 12 aus (Ti_0,8 W_0,2)(C_0,7 N_0,3)-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm, TaC-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm, WC-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 4 μm, ZrC-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm und Ni-Pulver und Co-Pulver, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben, hergestellt. Tabelle 13 zeigt die Eigenschaften der jeweiligen Legierungs-Probestücke.
(Beispiel 6)
Es wurden Legierungs-Probestücke mit durchschnittlichen Zusammensetzungen und mit durchschnittlichem Aufbau gemäß Tabelle 14 aus (Ti_0,8 W_0,2)(C_0,7 N_0,3)-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm, TaC-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 5 μm, NbC-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 3 μm, WC-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 4 μm, Mo₂C-Pulver mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 3 μm und Ni-Pulver und Co-Pulver, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben, hergestellt. Tabelle 15 zeigt die Eigenschaften der jeweiligen Legierungs-Probestücke.
(Beispiel 7)
Es wurden folgende Werkstoffpulver (a)–(f) hergestellt:

(a) 82 Gew.-% eines (Ti_0,7, W_0,2, Nb_0,05, Ta_0,05)(C_0,7, N_0,3)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm, 12 Gew.-% eines Ni-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm und 6 Gew.-% eines Co-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm
(b) 49 Gew.-% eines (Ti_0,9, W_0,05, Nb_0,025, Ta_0,025)(C_0,7, N_0,3)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm, 37 Gew.-% eines WC-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm sowie jeweils 7 Gew.-% eines Ni-Pulvers und Co-Pulvers, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben
(c) 82 Gew.-% eines (Ti_0,6, W_0,2, Nb_0,2)(C_0,7, N_0,3)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm sowie jeweils 9 Gew.-% eines Ni-Pulvers und Co-Pulvers, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben
(d) 49 Gew.-% eines (Ti_0,8, W_0,1, Nb_0,1)(C_0,4, N_0,6)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm, 37 Gew.-% eines WC-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm sowie jeweils 7 Gew.-% eines Ni-Pulvers und Co-Pulvers, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben
(e) 82 Gew.-% eines (Ti_0,7, W_0,3)(C_0,7, N_0,3)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm, 12 Gew.-% eines Ni-Pulvers mit einem durchschnittli chen Teilchendurchmesser von 1,5 μm und 6 Gew.-% eines Co-Pulvers, das ebenfalls einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm hat
(f) 49 Gew.-% eines (Ti_0,7, W_0,3)(C_0,7, N_0,3)-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm, 37 Gew.-% eines WC-Pulvers mit einem durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 2 μm sowie jeweils 7 Gew.-% eines Ni-Pulvers und Co-Pulvers, die beide einen durchschnittlichen Teilchendurchmesser von 1,5 μm haben.

Diese Werkstoffpulver wurden nass gemischt und durch Pressen in eine vorherbestimmte Form gebracht. Dann wurden sie im Vakuum erwärmt, bei 1400°C–1550°C in einer aufkohlenden oder nitrierenden Atmosphäre gesintert und im Vakuum gekühlt. Hierdurch wurden die Probestücke A-1–A-5, B-1–B-8 und C-1–C-6 gebildet.
Die Tabelle 16 zeigt die Eigendruckspannungen für die Probestücke A-1–A-5. Die Eigendruckspannungen wurden durch das Röntgen-Eigendruckspannungsmessverfahren gemessen. Die Spannungen wurden unter Anwendung des E-Moduls von 46000 und des Poissonschen Beiwerts von 0,23 berechnet.
Die Probestücke A-1–A-5 wurden Schnittprüfungen unter den in Tabelle 17 dargestellten Schnittbedingungen unterzogen und bezüglich dreier Kriterien gemäß Tabelle 17 ausgewertet. Die Testergebnisse sind in Tabelle 18 dargestellt.
(Beispiel 8)
Die Tabelle 19 zeigt die Verteilung der Bindephase in jedem der Probestücke B-1–B-8. Die Probestücke B-1–B-8 wurden Schnittprüfungen unter den in Tabelle 20 dargestellten Bedingungen unterzogen und bezüglich dreier Kriterien gemäß Tabelle 20 ausgewertet. Die Testergebnisse sind in Tabelle 21 dargestellt.
(Beispiel 9)
Die Tabelle 22 zeigt die Eigendruckspannungen und die Verteilung der Bindephase in jedem der Probestücke C-1–C-6. Die Probestücke C-1–C-6 wurden Schnittprüfungen unter den in Tabelle 23 dargestellten Bedingungen unterzogen und bezüglich dreier Kriterien gemäß Tabelle 23 ausgewertet. Die Testergebnisse sind in Tabelle 24 dargestellt.
[Tabelle 1]
[Tabelle 2]
[Tabelle 3]
[Tabelle 4]
[Tabelle 5]
[Tabelle 10]
[Tabelle 6]
[Tabelle 7]
[Tabelle 8]
[Tabelle 9]
[Tabelle 11]
[Tabelle 13]
[Tabelle 12]
[Tabelle 14]
[Tabelle 15]
[Tabelle 16]
[Tabelle 17]
[Tabelle 18]
[Tabelle 19]
[Tabelle 20]
[Tabelle 21]
[Tabelle 22]
[Tabelle 23]
[Tabelle 24]

Claims

Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung mit einer Hartphase, bestehend aus mindestens einem von Carbiden, Nitriden, Carbonitriden und Zusammensetzungen hieraus von mindestens zwei Übergangsmetallen, die aus den Übergangsmetallen der Gruppen 4a, 5a und 6a im Periodensystem ausgewählt werden, und mit einer Bindephase, die Ni und/oder Co und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei a) der Anteil der Bindephase im Inneren der Legierung zwischen 10 Volumenprozent und 20 Volumenprozent und im Oberflächenbereich nicht mehr als 5 Volumenprozent beträgt, und wobei der Oberflächenbereich, der die Bindephase in einem Anteil von nicht mehr als 5 Volumenprozent enthält, eine Dicke zwischen 1 μm und 100 μm hat, b) ein Bereich, in dem der Anteil der Bindephase am höchsten wird, im Bereich einer Tiefe von 3 μm bis 500 μm unter der Oberfläche existiert, c) der Höchstwert des Bindephasenanteils 1,1- bis 4-mal so hoch ist wie der durchschnittliche Anteil der Bindephase in der gesamten Legierung, d) die Legierung WC-Partikel aufweist, wobei der WC-Anteil im Bereich einer Tiefe von 50 μm unter der Oberfläche 5 Volumenprozent oder weniger beträgt, und wobei der Anteil der WC-Partikel von der Oberfläche der Legierung nach innen allmählich zunimmt und in einer Tiefe von 500 μm oder weniger dem durchschnittlichen WC-Anteil in Volumenprozent in der gesamten Legierung entspricht, e) das Ti-Atomverhältnis im Oberflächenbereich das 1,01-fache oder mehr des durchschnittlichen Ti-Atomverhältnisses in der gesamten Legierung beträgt, f) eine NaCl-Hartphase mit einer Eigendruckspannung, die das 1,125-fache oder mehr der Eigendruckspannung im obersten Oberflächenbereich beträgt, im Bereich einer Tiefe von 1 μm bis 100 μm unter der Oberfläche existiert und g) die NaCl-Hartphase in dem Bereich eine Eigendruckspannung von 75 kg/mm² oder mehr aufweist.
Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung nach Anspruch 1, die nahe ihrer Oberfläche einen Bereich aufweist, in dem der Anteil der Bindephase konstant ist und der eine Breite zwischen 1 μm und 30 μm hat.
Stickstoff enthaltende Sinter-Hartlegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen Bereich aufweist, in dem der Anteil der Bindephase von der Oberfläche der Legierung nach innen allmählich zunimmt, und dass der maximale Gradient des Anteils der Bindephase in dem Bereich in Richtung der Dicke (die Rate, mit der der Bindephasenanteil pro Mikrometer zunimmt) 0,05 Volumenprozent beträgt.