DE3785806T2

DE3785806T2 - Zaehes hartmetall und verfahren zu seiner herstellung.

Info

Publication number: DE3785806T2
Application number: DE8787307861T
Authority: DE
Inventors: Kazutaka Isobe; Nobuyuki Kitagawa; Toshio Nomura; Yasuhiro Shimizu; Kunihiro Takahashi; Masaaki Tobioka
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1986-09-05
Filing date: 1987-09-04
Publication date: 1993-08-12
Anticipated expiration: 2007-09-05
Also published as: DE3785806D1; EP0259192A2; EP0259192A3; EP0259192B1; US4769070A

Description

Diese Erfindung betrifft sehr harte und widerstandsfähige stickstoffhaltige gesinterte Legierungen oder Cermets, die für Schneidwerkzeuge, besonders Hochgeschwindigkeitsschneidwerkzeuge, geeignet sind, sowie Verfahren für die Herstellung solcher Cermets.
In jüngster Zeit sind harte, stickstoffhaltige gesinterte Legierungen (Cermets), die jeweils eine mit einer Bindemittelphase aus Nickel und/oder Kobalt gebundene harte Phase, die Titan-Carbonitrid als vorherrschende Komponente enthält, umfassen, für Schneidwerkzeuge verwendet worden.
Diese Legierungen sind mit Sintercarbiden in Schneidwerkzeugen verwendet worden, in denen die Verwendung von gesinterten harten Legierungen, die keinen Stickstoff enthalten, praktisch unmöglich ist, weil die harte Phase in den stickstoffhaltigen gesinterten harten Legierungen wesentlich feinkörniger ist; dementsprechend ist der Hochtemperatur-Kriechwiderstand im Vergleich zu gesinterten harten Legierungen, die eine harte Phase aus Titancarbiden umfassen, jedoch keinen Stickstoff enthalten, wesentlich verbessert.
Bekannte stickstoffhaltige gesinterte harte Legierungen sind hauptsächlich die Typen (Ti, Ta, W, Mo) (CN).Ni - Co, in denen Molybdän (Mo) als unverzichtbare Komponente gilt, weil Molybdän, das in einer Zwischenphase zwischen einer harten Phase und einer Bindemittelphase vorliegt, die harte Phase während des Sinterns vor der flüssigen Phase schützt und das Kornwachstum der harten Phase durch Auflösung und Ausfällung steuern kann. Die stickstoffhaltigen gesinterten harten Legierungen umfassen Carbonitride, die bei Erhitzen im Vakuum zur Zersetzung neigen; deshalb sind die Legierungen üblicherweise nicht so stark wie Sintercarbide. Diese Neigung steigt mit dem Stickstoffgehalt. Um zu verhindern, daß sich die Carbonitride zersetzen, sind Verbesserungen des Sinterverfahrens vorgeschlagen worden, zum Beispiel Durchführung des Sinterns in einer Stickstoffatmosphäre, aber die Verbesserung der Eigenschaften ist wegen der Tendenz des Stickstoffgehalts zur Entmischung nicht ausreichend.
Die vorstehend beschriebenen gesinterten harten Legierungen oder Cermets, die harte dispergierte Phasen aus gemischten Carbonitriden aus Titan (Ti), Tantal (Ta), Molybdän (Mo) oder Wolfram (W) umfassen, die mit hitzebeständigen Metallen wie Nickel (Ni) oder Cobalt (Co) gebunden werden, schneiden vorteilhaft ab im Vergleich mit den gesinterten harten Legierungen oder Sintercarbiden, Carbiden, die harte Phasen von Carbiden aus W, Ti, Ta usw. umfassen, welche im Hinblick auf den Haftungswiderstand an Werkstücken mit Metallen wie Co gebunden sind, und sind deshalb verbreitet als Material für Hochgeschwindigkeits-Schneidwerkzeuge verwendet worden. Allerdings sind diese Cermets (und Sintercarbide) so hart, daß sie nur mit Diamantscheiben geschliffen werden können.
Im Vergleich mit den Sintercarbiden, die harte Phasen aus gemischten Carbiden aus W, Ti, Ta usw. umfassen, welche nach dem Stand der Technik mit Metallen wie Ni oder Co gebunden sind, weisen die vorstehend beschriebenen Cermets darüber hinaus eine deutliche Verbesserung in der Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdung und in der Festigkeit auf, so daß ihre Verwendung auf den Bereich ausgedehnt werden kann, in dem bisher nur die Sintercarbide, die Wolframcarbid als vorherrschende Komponente umfassen, zum Einsatz kamen.
In jüngster Zeit ist Hochgeschwindigkeitsschneiden zunehmend gefragt gewesen, aber die stickstoffhaltigen gesinterten harten Legierungen haben den Nachteil, daß die an der Schneidfläche eines Schneidwerkzeugs auftretende Kolkung beim Hochgeschwindigkeitsschneiden sehr schnell voranschreitet. Mit "Kolkung" oder "Kratertiefe" ist das Phänomen gemeint, bei dem ein Körnchen der harten Phase einer gesinterten harten Legierung abgetragen und dann fallengelassen wird. Allgemein läßt sich die Kratertiefe dadurch steuern, daß die Struktur einer Legierung größer gemacht wird, aber dieses Verfahren hat nur einen eingeschränkten Nutzen, weil die Härte mit der Vergrößerung der Struktur abnimmt.
Für die Herstellung der vorstehend beschriebenen Cermets können pulverisiertes Titan-Carbonitrid und pulverisierte Carbide von Molybdän vermischt, gepreßt, geformt und dann gesintert werden. In jüngster Zeit hat man den Stickstoffgehalt in der harten Dispersionsphase erhöht, um die Schneideigenschaft des Cermets zu verbessern, aber mit dem Stickstoffgehalt steigt auch das Denitrifikationsphänomen. Die Zugabe einer großen Menge Mo gilt als unerläßlich für die Aufrechterhaltung der Sintereigenschaft; die maschinelle Bearbeitbarkeit der Cermets wird dann schlechter.
Cermets verwendet man wegen ihres guten Haftungswiderstandes bevorzugt als Schlichtwerkzeuge. Dementsprechend ist ein wegwerfbarer Einsatz der sogenannten "G-Qualität" (JIS G grade precision), der normalerweise erhalten wird, wenn man ein Cermetwerkzeug schleift oder maschinell bearbeitet, vom Standpunkt der Präzision einer geglätteten Oberfläche oder der fertigen Dimension eines Werkstücks geeignet. Da sich Cermets mit einem hohen Stickstoffgehalt jedoch selbst mit einer Diamantschleifscheibe nicht einfach bearbeiten lassen, werden sie in der Praxis nur als wegwerfbare Einsatzstücke von "M- Qualität" verwendet, die, weil gesintert, keiner maschinellen Bearbeitung unterzogen werden.
Bei den vorstehend beschriebenen Cermets hängen Eigenschaften wie Verschleißfestigkeit, Widerstandsfähigkeit usw. weitgehend von der Zusammensetzung der harten Phase ab, insbesondere, wie in der Technik allgemein bekannt, dem Verhältnis der nicht metallischen Elemente zu legierten metallischen Elementen. Beispielsweise ist bei einem Cermet, das eine harte dispergierte Phase umfaßt, dargestellt durch die allgemeine Formel (Ti,M')(C,N)m, in der M' ein mit einem Metall wie Ni oder Co gebundenes Übergangsmetall wie Nb, Ta, Mo oder W ist, bekannt, daß die Härte des Cermets monotonisch mit dem Zuwachs von m zunimmt, d.h., je größer der Wert von m, desto größer die Härte. Deshalb ist es selbstverständlich, daß m vom Standpunkt der besonders wichtigen Verschleißfestigkeit von Schneidwerkzeugen so hoch wie möglich gehalten wird.
Andererseits ist bekannt, daß der Gleichgewichts-Stickstoffpartialdruck von (Ti, M')(CN)m mit der Abnahme von m monotonisch sinkt, d.h., je kleiner der Wert von m, desto geringer der Gleichgewichts-Stickstoffteildruck. Wenn der Gleichgewichts-Stickstoffteildruck der harten Phase höher ist, kommt es zur Denitrifikation: Stickstoff tritt während des Sinterns aus dem gesinterten Preßstück aus. Das dabei entstehende Cermet ist nicht homogen und ist nicht einmal als wegwerfbares Einsatzstück von "M-Qualität" ausreichend, weil nicht nur der Stickstoffgehalt eine vorgegebene Höhe nicht erreicht, sondern auch die Denitrifikation nicht homogen abläuft. Aus den vorstehend beschriebenen Gründen muß der Wert von m auf höchstens 0,80 eingestellt werden.
Es ist eine Hauptaufgabe der Erfindung, ein verbessertes Cermet zur Verfügung zu stellen, besonders zur Verwendung als Schneidwerkzeug.
Eine besondere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Cermet zur Verfügung zu stellen, bei dem die Kraterbildung durch Steuerung des Kornwachstums verringert ist.
Eine weitere besondere Aufgabe der Erfindung ist es, eine stickstoffhaltige gesinterte harte Legierung mit verbesserter Widerstandsfähigkeit, Festigkeit und Kratertiefe zur Verwendung als Hochgeschwindigkeitsschneidwerkzeug zur Verfügung zu stellen.
Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, eine gesinterte harte Legierung oder ein Cermet mit einem hohen Stickstoffgehalt, ausgezeichneten Schneideigenschaften bei Verwendung als Schneidwerkzeug und verbesserter maschineller Schleifbarkeit zur Verfügung zu stellen.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren für die Herstellung eines hochwiderstandsfähigen Cermets mit verbesserter Verschleißfestigkeit gegen Kraterbildung bei der Verwendung als Hochgeschwindigkeitsschneidwerkzeug zur Verfügung zu stellen.
Eine oder mehrere dieser Aufgaben können gelöst werden durch ein hochwiderstandsfähiges Cermet bestehend aus einer harten Phase, die ein gemischtes Carbonitrid aus Titan und mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Elementen der Gruppe IVa, Va und VIa des Periodensystems enthält, und aus einer Bindemittelphase, die mindestens einen aus der aus Ni und Co bestehenden Grüppe ausgewählten Bestandteil enthält, sowie aus unvermeidlichen Verunreinigungen, wobei die harte Phase vor dem Sintern bei einer Temperatur, die mindestens der Sintertemperatur entspricht, einer Behandlung zur Bildung einer festen Lösung unterzogen wurde. Die Bindemittelphase darf im wesentlichen kein Molybdän enthalten.
Ausführungsformen der Erfindung werden jetzt unter Hinweis auf Figur 1 beschrieben, die eine Draufsicht eines aus dem erfindungsgemäßen Cermet hergestellten wegwerfbaren Einsatzes VNMG 220608 (VNMG 442) darstellt. Ein Maximalwert "a" von Schlupf von einer geraden Linie AB zwischen dem Einsatzteil mit dem Radius R&sub1; und einem Pfeifenende mit dem Radius R&sub2; wird gezeigt.
Die Erfinder haben in Erwägung gezogen, daß die Kratertiefe eines Cermets beim Hochgeschwindigkeitsschneiden durch die Erhöhung der Haftfähigkeit der harten Körner an die sie umgebende Struktur verbessert werden kann. Dazu haben sie die Haftfähigkeit der harten Körner und die Kratertiefe beim Hochgeschwindigkeitsschneiden bei verschiedenen, nach unterschiedlichen Verfahren hergestellten Cermets untersucht und schließlich herausgefunden, daß sich die Haftfähigkeit der harten Phase an die sie umgebende Struktur ohne Erhöhung der Korngröße steigern läßt, wenn man ein gemischtes Carbonitrid verwendet, das durch eine vorausgegangene Behandlung zur Bildung einer festen Lösung hergestellt wurde und im wesentlichen kein Molybdän als Ausgangsmaterial für die harte Phase enthält, so daß sich beim Hochgeschwindigkeitsschneiden eine überraschend verbesserte Kraterverschleißfestigkeit ergab.
Man hat also gefunden, daß bei der Verwendung eines gemischten Carbonitrids, das vorher als Rohmaterial in einer Stickstoffatmosphäre und bei einer über der Sintertemperatur liegenden Temperatur einer Behandlung zur Bildung einer festen Lösung unterzogen wurde, das Kornwachstum beim Sintern gesteuert und die Ausbreitung von Rissen unterdrückt werden kann, um die Haftfähigkeit der harten Phase zu verbessern, selbst wenn das gemischte Carbonitrid kein Mo enthält. Diese harte Phase umfaßt ein gemischtes Carbonitrid von Ti als wesentliches Element und mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus der Gruppe der Übergangselemente IVa, Va und Va (nicht jedoch Titan) des Periodensystems sowie eine Bindemittelphase, die mindestens Ni und/oder Co und Spuren unvermeidlicher Verunreinigungen umfaßt.
Bei Cermets nach dem Stand der Technik werden Carbide wie TiC, TaC, WC, Mo&sub2;C usw. als Ausgangsmaterial verwendet, aber da Ni oder Co, das beim Sintern eine flüssige Phase bildet, eine Löslichkeit von etwa 10 Atom-% für Kohlenstoff hat, neigen die Carbide dazu, in der flüssigen Phase aufgelöst und beim Abkühlen auf die nicht gelösten harten Körner ausgefällt zu werden, was zum Kornwachstum führt. Bei den erfindungsgemäßen Cermets wird das gemischte Carbonitrid, das zuvor bei hoher Temperatur behandelt und damit stabilisiert wurde, in der flüssigen Phase von Ni oder Co nur schwer aufgelöst, weil es nur geringe Löslichkeit für Stickstoff aufweist; dementsprechend tritt beim Sintern kein Kornwachstum auf.
Vorzugsweise ist Mo nicht in den erfindungsgemäßen Ausführungsformen enthalten, doch unsere experimentellen Ergebnisse lehren, daß sich bei einer Mo-Menge von 1 Gew.-% oder weniger keine die Verbreitung von Rissen verursachende Zwischenschicht bildet und die Kraterverschleißfähigkeit verbessert wird. Deshalb bedeutet die Aussage "im wesentlichen kein Mo enthaltend" in dieser Beschreibung, daß Mo der harten Phase nicht aktiv als Komponente zugesetzt wird. Hier geht es nicht nur um den Fall, daß kein Mo enthalten ist, sondern auch um den Fall, daß bis zu 1 Gew.-% Mo enthalten ist, denn wenn die in der gesamten stickstoffhaltigen gesinterten harten Legierung enthaltene Mo-Menge, einschließlich Mo, das während des Herstellungsverfahrens als Verunreinigung in die Legierung gelangt, höchstens 1 Gew.-% beträgt, können die erwünschten Eigenschaften dennoch gegeben sein.
Bei dem erfindungsgemäßen Cermet wird das gemischte Carbonitrid der harten Phase in der Bindemittelphase zu einem geringeren Grad oder kaum aufgelöst, so daß selbst dann gute Eigenschaften erhalten werden können, wenn metallisches Ti und/oder W vorher mit dem Zweck in Ni oder Co aufgelöst wurden, die Bindemittelphase durch Bildung einer festen Lösung zu stärken.
Das Merkmal der ersten erfindungsgemäßen Ausführungsform besteht aus einer stickstoffhaltigen gesinterten harten Legierung, umfassend eine harte Phase, die ein gemischtes Carbonitrid aus Ti und mindestens ein aus der aus der Gruppe IVa, Va und VIa des Periodensystems bestehenden Gruppe ausgewähltes Übergangselement mit Ausnahme von Ti enthält, sowie eine Bindemittelphase, die mindestens ein aus der aus Ni und Co bestehenden Gruppe ausgewähltes Metall enthält, sowie unvermeidliche Verunreinigungen, wobei die Legierung keine wesentliche Menge Mo enthält, das Atomverhältnis von in der harten Phase enthaltenem Stickstoff und Kohlenstoff, N/(C + N), 0,3 bis 0,6 beträgt und gelbe bis braune Körner nicht vorhanden sind oder, falls doch, ihre Menge höchstens 0,01 Vol.-% beträgt.
Die vorstehend beschriebene stickstoffhaltige gesinterte harte Legierung wird im allgemeinen dadurch hergestellt, daß man ein Titannitrid-, Carbid- oder Carbonitridpulver mit einem Nitrid-, Carbid- oder Carbonitridpulver mindestens eines aus der Gruppe bestehend aus den Elementen der Gruppe IVa, Va und VIa des Periodensystems, nicht jedoch aus Molybdän, ausgewählten Übergangselements, mit Ausnahme von Titan, so vermischt, daß das Atomverhältnis von Stickstoff und Kohlenstoff N/(C + N) zwischen 0,3 und 0,6 liegt, nachdem die gemischten Pulver zuvor einer Behandlung zur Bildung einer festen Lösung unterzogen wurden, indem man sie in einer Stickstoffatmosphäre bei einer Temperatur, die mindestens der Sintertemperatur entspricht, erhitzte, die Mischung dann pulverisierte, um ein Carbonitridpulver zu bilden, dazu Ni- und/oder Co-Pulver gab, und das dabei entstandene Pulver in einer Stickstoffatmosphäre sinterte.
Die stickstoffhaltige gesinterte harte Legierung kann unvermeidliche Verunreinigungen, z.B. Eisen usw., enthalten, die während des Herstellungsverfahrens hineingelangten, jedoch in einem Bereich bleiben, wo die Eigenschaften praktisch nicht beeinträchtigt werden. Es ist auch allgemein üblich, den pulverisierten Rohmaterialien Kohlenstoffpulver in einer kleinen Menge zuzusetzen, meistens in einem Verhältnis von 0,01 bis 2,0 Gew.-%, um die Sintereigenschaften zu verbessern.
Die Erfinder haben die Kraterverschleißeigenschaften der Stickstoffhaltigen gesinterten harten Legierung nach dem Stand der Technik vom Typ (Ti, Ta, W, Mo) (CN) Ni-Co durch Bildung von Rissen mittels einer Kerbvorrichtung vom Vickers-Härtemesser und Untersuchung der Verbreitungswege studiert und bestätigt, daß sich die Risse in der Zwischenschicht zwischen der harten Schicht und der Bindemittelschicht ausbreiten. Deshalb kann man davon ausgehen, daß die Kraterverschleißfestigkeit durch Entfernen der Zwischenschicht verbessert werden kann, doch da die Zwischenschicht hauptsächlich aus Molybdän-Carbonitrid besteht, führt die Entfernung der Molybdän-Komponente zur Vergröberung des Korns oder zu deren Wachstum und zur Verringerung der Härte. Damit wird widerlegt, daß die erwünschten Eigenschaften nicht erhalten werden können.
Darüber hinaus hat man gefunden, daß die Entmischung des Stickstoffs in der stickstoffhaltigen gesinterten harten Legierung nach dem Stand der Technik durch die Beobachtung von gelben bis braunen Körnern in der Struktur mittels eines optischen Mikroskops bestätigt werden kann. Diese gelben bis braunen Körner bestehen überwiegend aus Titannitrid oder Carbonitrid, und nach dem Aussehen der Körner hat es den Anschein, daß sich bei deren Zersetzung Poren in hochkonzentrierten Teilen bilden, während die Wirkting dem Stickstoffs in den niedrigkonzentrierten Teilen nicht ausreichend gegeben ist, was zu einer Verschlechterung der Eigenschaften führt.
In dieser Ausführungsform wird es möglich, die Haftfähigkeit der Körner der harten Phase an die sie umgebende Struktur selbst dann ohne Vergröberung der Körner zu verbessern, wenn sie kein Mo enthält, und gleichzeitig den Stickstoff einheitlich zu dispergieren, wodurch die Bildung gelber bis brauner Körner verhindert wird, die bisher anfielen. Dies geschieht, indem man zuvor ein gemischtes Carbonitrid aus Ti und mindestens einem aus der Gruppe bestehend aus den Metallen der Gruppe IVa, Va und VIa des Periodensystems mit Ausnahme von Ti ausgewählten Übergangsmetall durch die Behandlung zur Bildung einer festen Lösung herstellt, das gemischte Carbonitridpulver auf herkömmliche Weise mit Ni- oder Co-Pulver vermischt und die dabei entstandene Mischung sintert. Carbide oder Carbonitride der Elemente der Gruppe Va des Periodensystems, die als Rohmaterial verwendet werden, haben eine gelbe bis braune Farbe, aber die gelben bis braunen Körner werden durch die Behandlung zur Bildung einer festen Lösung ausgelöscht. Wenn die Menge der gelben Körner - sofern überhaupt vorhanden - weniger als 0,01 Vol-% beträgt, verschlechtert sich die Wirkung, also die Verbesserung der Festigkeit und der Widerstandsfähigkeit, nicht.
Die Gründe für die Beschränkung des Atomverhältnisses von Stickstoff und Kohlenstoff N/(C + N) auf einen Bereich von 0,3 bis 0,6 liegen darin, daß sich die Festigkeit bei weniger als 0,3 verringert, während sich bei mehr als 0,6 die Sintereigenschaft verschlechtert und der Stickstoff zur Entmischung neigt; bei über 0,7 treten mit Sicherheit gelbe bis braune Körner auf.
Werden darüber hinaus Ni und Co gleichzeitig als Bindemittelphase verwendet, sollte das Gewichtsverhältnis von Ni und Co, Ni/(Ni + Co) im Hinblick auf deren Mischbarkeit mit oder Affinität zu einem gemischten Carbonitrid der harten Phase vorzugsweise zwischen 0,3 und 0,8 liegen. Es ist wünschenswert, daß dieses Verhältnis höher ist, doch wenn es 0,8 übersteigt, nimmt die Härte ab, während es bei weniger als 0,3 unmöglich ist, die Kraterverschleißwiderstandsfähigkeit durch Erhöhung der Schnittstellenstärke zu verbessern.
Kleine Mengen von Zirconium (Zr), Vanadium (V), Chrom (Cr) und Aluminium (Al) können in die stickstoffhaltige gesinterte harte Legierung dieser Ausführungsform eingearbeitet werden, sofern die Vorzüge der Erfindung nicht verlorengehen.
Das Merkmal der zweiten erfindungsgemäßen Ausführungsform ist ein hochwiderstandsfähiges Cermet oder eine stickstoffhaltige gesinterte harte Legierung, das bzw. die aus einer harten Phase besteht, die ein gemischtes Carbonitrid aus mindestens zwei aus der Gruppe bestehend aus den Metallen der Gruppe IVa, Va und VIa des Periodensystems ausgewählten Übergangsmetallen einschließlich Ti als vorherrschende Komponente und W als weitere Komponente, sowie eine Bindemittelphase umfassend Ni, Co und unvermeidliche Verunreinigungen umfaßt, wobei das Gewichtsverhältnis von Ni und Co, Ni/(Ni + Co), in der Bindemittelphase 0,3 bis 0,8, vorzugsweise 0,4 bis 0,8, und das Atomverhältnis von in der ganzen Legierung enthaltenem Stickstoff und Kohlenstoff, N/(C + N), 0,3 bis 0,6, vorzugsweise 0,3 bis 0,55, beträgt.
Die Herstellung des vorstehend beschriebenen hochwiderstandsfähigen Cermets erfolgt allgemein durch das Mischen von Nitriden, Carbiden oder Carbonitriden von übergangsmetallen, aus denen sich die harte Phase zusammensetzt, und zwar so, daß das Atomverhältnis von Stickstoff und Kohlenstoff, N/(C + N), 0,3 bis 0,6, vorzugsweise 0,3 bis 0,55 beträgt, wobei das entstandene Gemisch vorher einer Behandlung zur Bildung einer festen Lösung in einer Stickstoffatmosphäre unterzogen wurde, um ein gemischtes Carbonitrid zu bilden, das Ti als vorherrschende Komponente und W als weitere Komponente enthält. Das dadurch erhaltene Carbonitridpulver wird so mit Ni- und Co-Pulver vermischt, daß das Gewichtsverhältnis von Ni und Co, Ni/(Ni + Co), 0,3 bis 0,8, vorzugsweise 0,4 bis 0,8 beträgt, und das dabei entstandene gemischte Pulver wird in einer Stickstoffatmosphäre gesintert.
Die pulverisierten Ausgangsmaterialien können unvermeidmeidliche Verunreinigungen enthalten, z.B. Eisen usw., das während das Herstellungsverfahrens in einem solchen Mengenbereich zugegeben wird, daß die Eigenschaften kaum beeinträchtigt werden; außerdem ist es üblich, zur Verbesserung der Sintereigenschaften Kohlenstoffpulver zuzugeben.
Die Erfinder haben durch den vorstehend beschriebenen Härtetest den Verbreitungsweg von Rissen untersucht und schließlich nachgewiesen, daß die Risse sich zwischen der harten Phase und der Bindemittelphase verbreiten. Entsprechend war man überzeugt, daß die Kratertiefe des Cermets durch Erhöhung der Festigkeit der Schnittstelle zwischen der harten Phase und der Bindemittelphase verbessert werden kann, und untersuchte die Affinität der Bindemittelmetalle, Ni und Co, zu der harten Phase. Als Ergebnis dieser Untersuchung wurde gefunden, daß Ni eine stärkere Affinität zu einem Carbonitrid hat, das Ti als vorherrschende Komponente enthält, aber eine geringere Affinität zu Wolframcarbid hat, während Ti die umgekehrte Affinität aufweist. Deshalb nimmt die Affinität zu WC mit Zunahme des Gewichtsverhältnisses von Ni zu (Ni und Co) in der Bindemittelphase, Ni/(Ni + Co), zu. Umgekehrt sinkt die Affinität zu einem Carbonitrid, das Ti als vorherrschende Komponente enthält, mit Abnahme dieses Verhältnisses, was leicht zur Vertiefung von Kratern führen kann.
In bezug auf Kratertiefe sind die im Handel erhältlichen Cermets mit einem Gewichtsverhältnis von Ni zu (Ni und Co) in der Bindemittelphase, Ni/(Ni + Co), im Bereich von 0 bis 1,0 nicht zufriedenstellend.
Die zweite Ausführungsform der Erfindung gründet sich auf die Erkenntnis, daß in Fällen, wo WC, das anwesend ist, um die Festigkeit des Cermets zu stärken, nicht als WC-Pulver verwendet wird, sondern bei einer Temperatur, die mindestens der Sintertemperatur entspricht, mit anderen pulverisierten harten Metallen einer Behandlung zur Bildung einer festen Lösung unterzogen wird, um ein gemischtes Carbonitrid zu bilden, das Ti als vorherrschende Komponente enthält, und das dabei entstehende gemischte Carbonitridpulver mit Ni- und Co-Pulver vermischt und gesintert wird, die harte Phase hohe Affinität sowohl zu Ni als auch zu Co aufweist.
Angesichts der Affinität zu WC ist es wünschenswert, daß das Gewichtsverhältnhis von Ni zu (Ni und Co), Ni/(Ni + Co), höher liegt; ist es jedoch höher als 0,8, nimmt die Härte des Cermets ab, während es bei weniger als 0,3 unmöglich ist, die Kratertiefe durch Erhöhung der Stärke der Schnittstelle zu verbessern.
Es ist bekannt, daß die Sintereigenschaft um so geringer ist, je höher der Stickstoffgehalt in den Cermets liegt, doch gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform ist die Sintereigenschaft selbst bei höherem Stickstoffgehalt gut, und das Atomverhältnis von Stickstoff und Kohlenstoff, N/(N + C), liegt im Bereich von 0,3 bis 0,6, vorzugsweise 0,3 bis 0,55. Wenn dieses Verhältnis unter 0,3 liegt, nimmt die Widerstandsfähigkeit des Cermets ab; liegt es über 0,6, wird die Verschleißfestigkeit des Cermets geringer.
Die Wirkung von Stickstoff ist jedoch nur dann gegeben, wenn er gleichmäßig in der harten Phase des Cermets dispergiert ist. In den stickstoffhaltigen gesinterten harten Legierungen nach dem Stand der Technik kommt es zu einer Entmischung von Stickstoff, was durch die Beobachtung von gelben bis braunen Körnern in der Struktur der harten Phase mit einem optischen Mikroskop bestätigt werden kann. Die gelben bis braunen Körner bestehen überwiegend aus Titannitrid oder Carbonitrid, und dort, wo sie auftreten, besteht in Teilen mit höherer Stickstoffkonzentration die Tendenz zur Porenbildung durch dessen Zersetzung, während die Wirkung von Stickstoff in einem Teil mit niedrigerer Konzentration nicht gegeben ist, wodurch sich die Eigenschaften verschlechtern.
Nach dem Herstellungsverfahren dieser Ausführungsform kann Stickstoff gleichmäßig in der harten Phase dispergiert werden; gelbe bis braune Körner bilden sich kaum. Wenn die Menge gelber bis brauner Körner - sofern überhaupt welche vorhanden sind - weniger als 0,01 Vol.-% beträgt, wirkt sich das nicht nachteilig auf die Verbesserung der Festigkeit oder Widerstandsfähigkeit aus.
Es ist bekannt, daß sich bei Erhöhung des Stickstoffs im Cermet dessen maschinelle Bearbeitbarkeit durch eine Schleifscheibe merklich verringert. Die Erfinder haben verschiedene Untersuchungen vorgenommen, um die maschinelle Bearbeitbarkeit zu verbessern, und schließlich gefunden, daß die maschinelle Bearbeitbarkeit um so besser ist, je weniger Komponenten zur Bildung einer harten Phase in dem Bindemittelmetall aufgelöst werden. Als Parameter zum Nachweis der Reinheit von Ni oder Co verwendet man üblicherweise einen gesättigten Magnetismus. Der gesättigte Magnetismus von reinem Co ist 2020 Gauß cm³/g und der von reinem Ni ist 680 Gauß cm³/g; diese Wert nimmt ab mit Sinken des Gewichtsanteils von Co oder Ni oder mit der Abnahme deren Reinheit. Als Ergebnis der Studien wurde gefunden, daß das Cermet dieser Ausführungsform sich ausgezeichnet maschinell bearbeiten läßt, wenn folgendes Verhältnis erfüllt ist:
C ≥ 0,73 x (20,2 x A + 6,8 x B)
Darin ist A Gew.-% von Co, B ist Gew.-% von Ni und C ist der gesättigte Magnetismus (Gauß cm³/g) von Cermet.
Eine dritte erfindungsgemäße Ausführungsform umfaßt eine gesinterte harte Legierung, die aus einer harten Phase besteht, welche ein gemischtes Carbonitrid aus Ti, mindestens einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ta und Nb und W umfaßt und durch die folgende allgemeine Formel dargestellt wird,
(TixMyWz) (CANB)m
in der, bezogen auf Atomverhältnisse, x + y + z = 1, A + B = 1, 0,5 ≤ x ≤ 0,95, 0,01 ≤ y ≤ 0,4, 0,01 ≤ z ≤ 0,4, 0,1 ≤ A ≤ 0,9, 0,1 ≤ B + 0,9, 0,85 ≤ m ≤ 1,05 und M mindestens ein aus der aus Ta und Nb bestehenden Gruppe ausgewähltes Element ist, wobei das Verhältnis von Ta und Nb nicht beschränkt ist, wenn M beide darstellt, sowie aus 3,0 bis 40,0 Gew.% einer Bindemittelphase, die mindestens ein aus der aus Ni und Co bestehenden Gruppe ausgewähltes Element umfaßt. Nb ist billig, hat aber keine guten Eigenschaften, während Ta kostspielig ist und dafür gute Eigenschaften hat. Deshalb ist das Verhältnis geeignet gewählt.
Die Herstellung der vorstehend beschriebenen gesinterten harten Legierung erfolgt durch die Verwendung eines gemischten Carbonitrids, das Ti und W enthält, als Ausgangsmaterial, z.B., (1) eines Pulvers eines gemischten Carbonitrids aus Ti und W, eines Pulvers aus einem Carbid und/oder Nitrid aus Ta und/oder Nb und eines Pulvers aus Ni und/oder Co oder (2) eines Pulvers eines gemischten Carbonitrids aus Ti und W, und Ta und/oder Nb und eines Pulvers aus Ni und/oder Co, dem Mischen dieser Pulvers, Verdichten, Formen und Sintern.
Die Erfinder haben die Gründe untersucht, warum die Bearbeitbarkeit bzw. die maschinelle Bearbeitbarkeit des Cermets durch Schleifscheiben schlecht ist, und schließlich herausgefunden, daß der Stickstoff in der harten Phase und Mo und W in der Bindemittelphase, besonders Mo, hauptsächlich dafür verantwortlich sind. Stickstoff ist jedoch ein wichtiges Element, von dem die Schneideigenschaft des Cermets abhängt, und zum Zweck der Verbesserung der Schneideigenschaft hat man, wie vorstehend beschrieben, den Stickstoffgehalt in der harten Dispersionsphase erhöht. Andereseits gelten Mo und W als unverzichtbar für die Erhaltung der Sintereigenschaft, weil sie das Denitrifikationsphänomen steuern, das mit Ansteigen des Stickstoffgehalts sehr stark wird.
Die Erfinder haben detaillierte Untersuchungen über das Sinterphänomen der Cermets angestellt und schließlich herausgefunden, daß das Denitrifikationsphänomen beim Sintern auftritt, wenn ein gemischtes Carbonitrid aus Ti, Ta, Nb, Mo, W usw. für die harte Phase gebildet wird, insbesondere, wenn ein Carbid aus W in einem Carbonitrid aus Ti aufgelöst wird. Auf der Grundlage dieser Erkenntnis wird ein gemischtes, Ti- und W- haltiges Carbonitrid als Rohmaterialpulver von Ti und W verwendet, um dieses Denitrifikationsphänomen zu verhindern, mit dem Erfolg, daß man ein Mo-freies Cermet mit guter Sintereigenschaft sowie ausgezeichneter maschineller und sonstiger Bearbeitbarkeit erhält.
Da gemäß dieser Ausführungsform das Denitrifikationsphänomen weitgehend unterdrückt werden kann, können verschiedene durch das beim Sintern auftretende Denitrifikationsphänomen verursachte Probleme im wesentlichen gelöst werden, selbst wenn der Gleichgewichts-Stickstoffteildruck der harten Phase hoch ist; m kann deshalb in der vorstehend aufgeführten Formel auf mindestens 0,80 eingestellt werden.
Wenn x in der vorstehend beschriebenen allgemeinen Formel, die die harte Phase des Cermets darstellt, weniger als 0,5 beträgt, mangelt es an Verschleißfestigkeit, während sich die Sintereigenschaft verschlechtert, wenn x höher als 0,95 ist. Ta und Nb können die Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdung verbessern, doch wenn y weniger als 0,01 beträgt, zeigt sich diese Fähigkeit kaum, und wenn y größer als 0,4 ist, ist die Verschleißfestigkeit mangelhaft. W hat den Zweck, die Sintereigenschaft zu verbessern. Wenn z weniger als 0,01 beträgt ist diese Wirkung gering, ist z jedoch größer als 0,4, ist die Verschleißfestigkeit mangelhaft. Stickstoff hat den Zweck, die Schneideigenschaft zu verbessern, doch wenn B weniger als 0,1 beträgt, ist diese Wirkung gering, und wenn B größer als 0,9 ist, verschlechtert sich die Sintereigenschaft. In einer bevorzugteren Ausführungsform sollte B/(A + B) im Bereich von 0,3 bis 0,6 liegen. m stellt ein Verhältnis nichtmetallischer Elemente zu metallischen Elementen dar; wenn m weniger als 0,85 beträgt, erhöht sich W in der Bindemittelmetallphase, mit dem Ergebnis, daß die maschinelle Bearbeitbarkeit des Cermets schlechter und die Härte der harten Disperionsphase verringert wird. Ist m jedoch größer als 1,05, erhöht sich der freie Kohlenstoff im Cermet, was die Schneideigenschaft merklich verschlechtert.
Die stickstoffhaltige gesinterte harte Legierung bzw. das Cermet verfügt bei Verwendung als Schneidwerkzeug, besonders zum Hochgeschwindigkeitsschneiden, über erhebliche Widerstandsfähigkeit, große Festigkeit und eine ausgezeichnete Kraterverschleißfestigkeit.
Wenn die gesinterte harte Legierung als Schneidwerkzeug verwendet wird, ist eine auffallend gute Schneideigenschaft zu beobachten. Deshalb kann die gesinterte harte Legierung nicht nur für wegwerfbare Einsätze der "M-Qualität", sondern auch für wegwerfbare Einsätze der "G- Qualität" für das Schlichten von Oberflächen verwendet werden.
Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren kann eine stickstoffhaltige gesinterte harte Legierung bzw. ein Cermet mit hohem Stickstoffgehalt, ausgezeichneten Schneideigenschaften und verbesserter maschineller Schleifbarkeit hergestellt werden, während die Form des gesinterten Preßkörpers normal bleibt.
Folgende Beispiele sollen die Erfindung näher erläutern, ohne sie jedoch einzuschränken. Wenn nicht anders angegeben, drücken Prozentzahlen Gewichtsprozente aus.

Beispiel 1

Im Handel erhältliches Ti(CN) mit einer mittleren Korngröße von 2um wurde mit TaC-Pulver und WC-Pulver mit jeweils der im wesentlichen gleichen Korngröße in einer Kugelmühle vermischt und dann in einem Stickstoffstrom bei einem Stickstoffteildruck von 400 Torr und einer Temperatur von 1700ºC eine Stunde lang einer Behandlung zur Bildung einr festen Lösung unterzogen, um ein gemischtes Carbonitrid (Ti0,88Ta0,05W0,07) (C0,52N0,48)0,94 zu bilden. In diesem gemischten Carbonitrid ist N/(C + N) 0,48; durch Röntgenbeugung stellte man fest, daß die Peaks von TaC und WC verschwanden.
Das so entstandene gemischte Carbonitrid wurde in der Kugelmühle gemahlen. 85 % dieses Pulvers wurden mit 7,9 % Ni-Pulver, 7 % Co-Pulver (Ni/(Ni + Co) = 0,53) und 0,1 % freiem Kohlenstoff vermischt, auf der Grundlage des entstandenen Gemischs mit 3 % Kampfer vermischt und durch Verdichten geformt. Der entstandene Preßkörper wurde in einem Stickstoffstrom bei einem Stickstoffteildruck von 10 Torr und einer Temperatur von 1450ºC eine Stunde lang gesintert, um ein Cermet herzustellen (Probe Nr. 1).
80 % des wie vorstehend beschrieben hergestellten gemischten Carbonitrids wurden mit 5 % Mo&sub2;C-Pulver, 7,9 % Ni-Pulver, 7 % Co-Pulver und 0,1 % freiem Kohlenstoff vermischt; aus diesen gemischten Pulvern wurde wie vorstehend beschrieben ein Cermet hergestellt (Probe Nr. 2).
Die gleichen Ti(CN)-, TaC- und WC-Pulver wie vorstehend beschrieben wurden mit Ni-, Co- und freiem Kohlenstoffpulver vermischt, ohne daß sie dem Verfahren zur Bildung einer festen Lösung unterzogen wurden, und dann zu einem Cermet verarbeitet, das die gleiche Zusammensetzung wie die Probe Nr. 1 hatte (Probe Nr. 3). Außerdem wurde aus den gemischten Pulvern von Probe Nr. 2, denen Mo&sub2;C- Pulver zugesetzt wurde, ein Cermet (Probe Nr. 4) hergestellt, das die gleiche Zusammensetzung wie Probe Nr. 2 hatte.
Wenn die Struktur jedes der dabei entstandenen Cermets zu einer spiegelnden Fläche poliert und durch ein optisches Mikroskop (Vergrößerung: 1500-fach) betrachtet wurde, fand man bei den Cermet-probe-n 3 und 4 gelbe bis braune Körner, die unabhängig und im Farbton eindeutig verschieden von der Mischung aus dem Bindemittelmetall und dem Carbonitrid in der harten Phase waren. In den Cermet-Proben 1 und 2 wurden keine solchen Körner gefunden.
Darüber hinaus wurde jede Cermet-Probe auf Härte (Hv), Bruchfestigkeit (KIC) und Biegefestigkeit (kg/mm²) sowie auf Kratertiefe und Flankenverschleiß unter den Schneidbedingungen 1 gemessen, wie in Tabelle 1 gezeigt. Man maß auch das Verhältnis des Kantenversagens unter den Schneidbedingungen 2, ebenfalls in Tabelle 1 gezeigt, und erhielt die in Tabelle 2 aufgeführten Ergebnisse.
Aus den Ergebnissen in Tabelle 2 ist ersichtlich, daß insbesondere die erfindungsgemäße Cermet-Probe Nr. 1 in bezug auf Widerstandsfähigkeit und Verschleißfestigkeit wesentlich besser ist und über größere Stärke und Härte verfügt. TABELLE 1 Schneidbedingung Werkstück SCM 435 (Hs = 40), runder, länglicher Stab mit 4 Längsrillen Schneidgeschwindigkeit (m/min) Zufuhr (mm/Umdrehung) Schneidtiefe (mm) Form des Werkzeugs Halterung Schneidfluid Schneidzeit nicht verwendet 10 Minuten wie links TABELLE 2 Beschaffenheit Eigenschaften Schneideigenschaften (SE) Probe-Nr. Gem. Carbonitrid in harter Phase Mo-Gehalt Härte (Hv) Bruchfestigkeit KIC (MN/m3/2) Festigkeit TRS (kg/mm²) Kraterteife (mm) Flankenverschleiß (mm) Versagensverhältnis (%) Verschleiß zu groß zum Messen *Vergleichsbeispiel

Beispiel 2

Die in Tabelle 3 aufgeführten Cermet-Proben Nr. 5 bis 14 wurden analog zur Cermet-Probe Nr. 1 und Cermet-Probe Nr. 3 hergestellt, mit der Ausnahme, daß das Verhältnis von Kohlenstoff und Stickstoff des Ti(CN)-Pulvers verändert wurde, um das Verhältnis von N/(C + N) des gebildeten gemischten Carbonitrids zu ändern.
Die so hergestellten Cermet-Proben wurden auf ihre Eigenschaften, nämlich Härte, Bruchfestigkeit und Festigkeit (TRS) sowie auf Kratertiefe und Flankenverschleiß unter den in Tabelle 1 gezeigten Schneidbedingungen 1 und auf das Versagensverhältnis an der Kante unter den ebenfalls in Tabelle 1 gezeigten Schneidbedingungen 2 gemessen. Tabelle 4 zeigt dabei erhaltenen Ergebnisse. Daraus daraus geht hervor, daß die erfindungsgemäßen Cermets in Widerstandsfähigkeit, Festigkeit, Verschleißfestigkeit und Kratertiefe wesentlich besser sind.
Wenn man die Struktur jeder Cermet-Probe analog zu Beispiel 1 durch ein optisches Mikroskop betrachtete (Vergrößerung: 1500-fach), fanden sich in den Proben 10, 11 und 12 gelbe bis braune Körner. TABELLE 3 (Gew.-%) Probe-Nr. *) Vergleichsbeispiel TABELLE 4 Probe-Nr. Härte (Hv) Bruchfestigkeit KIC (MN/m3/2) Festigkeit (TRS) (kg/mm²) Kratertiefe (mm) Flankenverschl. (mm) Versagensverhältnis (%) *) Vergleichsbeispiel

Beispiel 3

Die Cermet-Proben Nr. 15 und 16 wurden analog zu Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, daß 1 % metallisches W-Pulver (Probe Nr. 15) und 1 % metallisches Ti- Pulver (Probe Nr. 16) der Bindemittelphase zugesetzt und aufgelöst wurden, ohne daß das Volumenverhältnis und das Ni/(Ni + Co)-Verhältnis der Bindemittelphase in der Cermet-Probe Nr. 1 aus Beispiel 1 verändert wurde.
Wenn man jedes der dabei entstandenen Cermets einem Schneidtest unter den nachfolgenden Schneidbedingungen 3 unterzog, betrug das Ausmaß der plastischen Deformation der Kante 0,06 mm im Fall der Cermet-Probe Nr. 1, aber nur 0,03 mm im Fall der Cermet-Proben Nr. 15 und 16.
Dieses Ergebnis zeigt deutlich, daß es wirksam zur Verbesserung der Eigenschaft des Cermets beiträgt, wenn man W und Ti in der Bindemittelphase auflöst.

Schneidbedingungen 3

Werkstück SCM 435 (Hs = 40)
Schneidgeschwindigkeit (m/min) 120
Zufuhr (mm/Umdrehungen) 0,70
Schneidtiefe (mm) 2,0
Form des Werkzeugs SNMN 120408
Halterung FN 11R-44A
Schneidfluid nicht verwendet
Schneidzeit 3 min.

Beispiel 4

Im Handel erhältliches Ti(CN)-, TaC- und WC-Pulver wurden vermischt und in einem Stickstoffstrom bei einem Druck von 200 Torr und einer Temperatur von 1650ºC eine Stunde lang hitzebehandelt, um ein gemischtes Carbonitrid zu bilden, welches anschließend in einer Kugelmühle gemahlen, mit Ni- und Co-Pulver und anschließend mit Paraffin vermischt wurde, ehe es pulverisiert und durch ein Naßverfahren in Hexan vermischt wurde. Der dabei entstandene Schlamm wurde anschließend getrocknet und mit einem Atomisator granuliert.
Das gemischte Pulver wurde mit einem Druck von 2 t/cm² in die Form eines Einsatzes SNGN 120408 (SNG 432) gepreßt, im Vakuum bis auf 1200ºC erhitzt, in einem Stickstoffstrom und einen Druck von 15 Torr von 1200ºC bis 1450º weiter erhitzt und eine Stunde bei 1 1450ºC gehalten. Dadurch erhielt man ein Cermet der Zusammensetzung (Ti0,88Ta0,07W0,05)(C0,51N0,49)0,95-7 % Ni - 7 % Co (Probe Nr. 17).
Als Vergleichsbeispiel wurde ein Cermet mit der gleichen Zusammensetzung wie vorstehend beschrieben hergestellt, indem man auf ähnliche Weise im Handel erhältliches Ti(CN)-, TaC-, WC-, Ni- und Co-Pulver (Probe Nr. 18) sinterte und ein im Handel erhältliches Cermet (T 25 A - Handelsname - hergestellt von Sumitomo Electric Industries, Ltd.) verwendete (Probe Nr. 19).
Um die maschinelle Schleifbarkeit dieser Cermets zu untersuchen, wurde die Seite jedes Einsatzes unter den gleichen Bedingungen mittels eines NC-Schleifers geschliffen. Die Einsätze der Probe Nr. 17 und des ersten Vergleichsbeispiels (Probe Nr. 18), mußten aller 2 Stunden bearbeitet werden, während der Einsatz des anderen Vergleichsbeispiels (Probe Nr. 19) alle 36 Minuten eine Bearbeitung benötigte.
Anschließend wurde jeder Einsatz unter folgenden Schneidbedingungen einem Schneidtest unterzogen:

Schneidbedingungen 4

Werkstück SCM 435 (HB = 230) 100 x 100 mm im Quadrat
Schneidgerät DNF 4160 R
Schneidgeschwindigkeit 150 m/min
Zufuhr 0,25 (mm/Umdrehungen)
Schneidtiefe 2,5 mm
Schneidfluid wasserlösliches Schneidfluid
Bei diesem Test zeigte sich, daß der Einsatz der Probe Nr. 17 nach 10-minütigem Schneiden einen Flankenverschleiß von 0,12 mm aufwies. Der Einsatz des Vergleichsbeispiels (Probe Nr. 19) begann dagegen nach 6 Minuten und 28 Sekunden Schneiden abzusplittern.

Beispiel 5

Unter Verwendung von im Handel erhältlichem Ti(CN)-, TaNbC- und WC-Pulver wurde analog zu Beispiel 4 ein gemischtes Carbonitrid gebildet und auf ähnliche Weise ein Cermet in Form eines Einsatzes hergestellt, und zwar mit der Zusammensetzung (Ti0,88Ta0,04Nb0,03W0,05)- (Co0,5N0,5)0,96-7 % Ni - 7 % Co (Probe Nr. 20).
In einem ähnlichen Test der maschinellen Schleifbarkeit wie in Beispiel 4 war eine Bearbeitung alle 2 Stunden durchaus ausreichend. In einem Schneidtest lag der Flankenverschleiß nach 10-minütigem Schneiden bei 0,14 mm.

Beispiel 6

Im Handel erhältliches Ti(CN)- und WC-Pulver wurde vermischt und in einem Stickstoffstrom bei 200 Torr und 1600ºC eine Stunde lang wärmebehandelt, um ein Carbonitrid zu bilden. Dieses wurde anschließend in einer Kugelmühle gemahlen, mit TaNbC-, Ni- und Co-Pulver sowie dann mit Paraffin vermischt, pulverisiert und durch ein Naßverfahren in Hexan vermischt. Der dabei entstandene Schlamm wurde anschließend getrocknet und mit einem Atomisator granuliert.
Das dabei entstandene Pulver wurde analog zu Beispiel 4 gesintert, und zwar in Form eines Einsatzes SPGN 120308 (SPG 442), wobei man ein Cermet mit einer Zusammensetzung (Ti0,88Ta0,04Nb0,03W0,05)(C0,49N0,51)0,97-5,5 % Ni - 5,5 % Co (Probe Nr. 21) erhielt.
Als Vergleichsbeispiel wurde ein im Handel erhältliches Cermet (T 12 A - Handelsname - hergestellt von Sumitomo Electric Industries, Ltd.) verwendet (Probe Nr. 22).
Das Cermet von Probe Nr. 21 wies eine ähnliche maschinelle Bearbeitbarkeit auf wie die Probe Nr. 17 aus Beispiel 4. Anschließend wurde jeder Einsatz einem Schneidtest unter folgenden Bedingungen unterzogen:

Schneidbedingungen 5

Werkstück S 45 C (HB = 280)
Schneidgeschwindigkeit 170 m/min
Zufuhr 0,10 mm/Umdrehung
Schneidtiefe 0,1 mm
Halterung FP 21 R-44A
Schneidfluid wasserlösliches Fluid
Dieser Test ergab, daß der Einsatz von Probe Nr. 21 nach 30-minütigem Schneiden einen Flankenverschleiß von 0,08 mm aufwies, während der Einsatz des Vergleichsbeispiels (Probe Nr. 22) einen Flankenverschleiß von 0,18 aufwies.
Andererseits wurde das vorstehend beschriebene Verfahren für die Probe Nr. 21 wiederholt, aber diesmal wurde ein Teil des WC-Pulvers durch Mo-Pulver ersetzt. Dadurch erhielt man ein Cermet mit der Zusammensetzung (Ti0,88- Ta0,04Nb0,03Mo0,02W0,03)(C0,55N0,45)0,91-5,5 % Ni - 5,5 % Co (Probe Nr. 23).
Als Vergleichsbeispiel wurde ein Cermet mit derselben Zusammensetzung wie die Probe Nr. 23 nach dem Verfahren des Standes der Technik, also ohne Verwendung gemischten Carbonitrids, hergestellt (Probe Nr. 24).
Wenn man diese Einsätze (Probe Nr. 23 und 24) einem ähnlichen Test der Schneideigenschaft und der maschinellen Schleifbarkeit unterzog, zeigte die Probe Nr. 23 einen Flankenverschleiß von 0,05 mm nach 30-minütigem Schneiden im ersten Test und benötigte eine Bearbeitung alle 12 Minuten im zweiten Test. Die Probe 24 dagegen splitterte nach 26 Minuten und 38 Sekunden Schneiden im ersten Test und mußte im zweiten alle 21 Minuten bearbeitet werden.

Beispiel 7

Im Handel erhältliches Ti(CN)- und WC-Pulver wurden vermischt und in einer Stickstoffatmosphäre bei 200 Torr und 1600ºC eine Stunde einer Wärmebehandlung unterzogen, um ein gemischtes Carbonitrid zu bilden. Dieses wurde anschließend in einer Kugelmühle gemahlen, mit NbN- und Ni-Pulver sowie mit Paraffin vermischt, pulverisiert und durch ein Naßverfahren in Ethylalkohol vermischt. Der dabei entstandene Schlamm wurde anschließend getrocknet und unter Verwendung eines Atomisators granuliert.
Das so erhaltene Pulver wurde gepreßt und zu einem Einsatz SDKN 43 TR geformt, anschließend im Vakuum bis auf 1200ºC erhitzt, in einem Stickstoffstrom bei 10 Torr von 1200 auf 1380ºC erhitzt und dann in einem Stickstoffstrom bei 5 Torr und 1380ºC gehalten. Anschließend wurde der Sinterofen einmal leergepumpt, bis ein Vakuum entstand, und dann in einem CO-Strom bei 15 Torr auf Raumtemperatur abgekühlt. Dadurch erhielt man ein Cermet mit der Zusammensetzung (Ti0,80Nb0,15W0,05))(C0,58N0,42)0,95-12 % Ni (Probe Nr. 25).
Als Vergleichsbeispiel wurde ein im Handel erhältliches Cermet (T 25 A - Handelsname - hergestellt von Sumitomo Electric Industries Ltd.) verwendet (Probe Nr. 19).
Diese Einsätze (Probe Nr. 25 und 19) wurden einem Schneidtest unter folgenden Bedingungen unterzogen:

Schneidbedingungen 6

Werkstück S 45 C (HB = 250) 50 mm x 100 mm Rechteck
Schneider FPG 4160 R
Schneidgeschwindigkeit 180 m/min
Zufuhr 0,12 mm/Umdrehung
Schneidtiefe 3 mm
Schneidfluid wasserlösliches Fluid
Der Einsatz der Probe Nr. 25 wies nach 10-minütigem Schneiden einen Flankenverschleiß von 0.08 mm auf. Der Einsatz des Vergleichsbeispiels (Probe Nr. 19) brach nach 8 Minuten und 13 Sekunden Schneiden, weil er sich durch die Hitze verzogen hatte.

Beispiel 8

Im Handel erhältliches Ti(CN)-, TaC- und WC-Pulver wurde vermischt und in einem Stickstoffstrom bei 100 Torr und 1600ºC 2 Stunden lang wärmebehandelt, um ein gemischtes Carbonitrid zu bilden. Dieses wurde anschließend in einer Kugelmühle gemahlen, um einen spezifischen, nach BET gemessenen, Oberflächenbereich von mindestens 1 m²/g zu erhalten, mit Ni- und Co-Pulver und Paraffin vermischt, pulverisiert und durch ein Naßverfahren in Ethylalkohol vermischt. Der dabei entstandene Schlamm wurde sprühgetrocknet und durch einen Atomisator granuliert.
Das so erhaltene Pulver wurde bei einem Druck von 1,5 t/cm² gepreßt und zu einem Preßkörper VNMG 220608 (VNMG 442) geformt, im Vakuum auf 1150ºC erhitzt, in einem Stickstoffstrom bei 20 Torr weiter auf 1425ºC erhitzt, bei der gleichen Temperatur 40 Minuten lang gesintert und denn in einem Stickstoffstrom bei 15 Torr auf Raumtemperatur abgekühlt. Dadurch erhielt man ein Cermet mit der Zusammensetzung (Ti0,88Ta0,07W0,05) (C0,56N0,44)0,9- 6 % Ni - 6 % Co (Probe Nr. 26).
Als Vergleichsbeispiel wurde andererseits im Handel erhältliches Ti(CN)-, TaC-, WC-, Ni- und Co-Pulver unverändert auf herkömmliche Weise durch ein Naßverfahren vermischt und dann ähnlich wie die Probe Nr. 26 gesintert.
Außerdem wurden die Verfahren der Probe Nr. 26 und des Vergleichsbeispiels (Probe Nr. 27) wiederholt, doch diesmal wurde die Menge des zugesetzten Kohlenstoffs und der Stickstoffteildruck beim Sintern verändert, um erfindungsgemäße Proben zu erhalten; in diesen wurde m zum Vergleich auf verschiedene Werte eingestellt (Probe Nr. 28 bis 37).
Jede der so erhaltenen Cermet-Proben (Probe 26 bis 37) wurde anschließend einem Schneidtest unter folgenden Schneidbedingungen unterzogen:

Schneidbedingungen 7

Werkstück SCM 435 (HB = 250)
Schneidgeschwindigkeit 180 m/min
Zufuhr 0,36 mm/Umdrehung
Schneidtiefe 2,0 mm
Schneidzeit 5 Minuten
Schneidfluid nicht verwendet
Tabelle 5 zeigt die Ergebnisse dieses Schneidtests mit Daten über die Geradheit des Kantenteils des Einsatzes VNMG 22,0608 (VNMG 442). "a" stellt den maximalen Schlupf von der geraden Linie AB des wegwerfbaren Einsatzes VNMG 220608 (VNMG 442) dar, wie in Fig. 1 gezeigt. Deshalb stellt "a" die Geradheit des Kantenteils eines Einsatzes dar. TABELLE 5 Probe-Nr. Testergebnisse (VB) weniger als 0,1 mm *) zum Vergleich

Beispiel 9

Gemischte Carbonitride von Übergangsmetallen wurden analog zu Beispiel 1 hergestellt, aber diesmal verwendete man die folgenden Zusammensetzungen (Probe Nr. 38 bis 43):
Probe Nr. 38: 80 % TiCN - 20 % WC
Probe Nr. 39: 72 % TiCN - 20 % WC - 8 % MO&sub2;C
Probe Nr. 40: 64 % TiCN - 8 % TaC - 20 % WC - 8 % Mo&sub2;C
Probe Nr. 41: 64 % TiCN - 8 % TaC - 20 % WC - 8 % Mo&sub2;C
Probe Nr. 42: 64 % TiCN - 8 % TaC - 18 % WC - 8 % Mo&sub2;C - 2 % ZrN
Probe Nr. 43: 64 7% TiCn - 8 % NbC - 18 % WC - 8 % Mo&sub2;C - 2 % ZrN
Aus diesen gemischten Carbonitriden wurden analog zu Beispiel 1 Cermets hergestellt, aber diesmal wurden die in Tabelle 6 aufgeführten Rezepturen verwendet: TABELLE 6 Probe-Nr. Gem. Carbonitrid
Die dabei erhaltenen Cermet-Proben wurden anschließend unter den Schneidbedingungen 1 wie in Tabelle 1 gezeigt auf Härte (Hv) und Bruchfestigkeit (KIC) sowie auf Kratertiefe (mm) und Flankenverschleiß (mm) und unter den Schneidbedingungen 2 in Tabelle 1 auf das Versagensverhältnis in % gemessen. Damit erhielt man die in Tabelle 7 gezeigten Ergebnisse: TABELLE 7 Probe-Nr. Härte (Hv) Bruchfestigkeit KIC Kratertiefe (mm) Flankenverschließ (mm) Versagensverhältnis %

Beispiel 10

Das Verfahren von Beispiel 9 wurde insbesondere für die Proben Nr. 40 und 41 wiederholt, aber diesmal wurde die Menge des gesättigten Magnetismus wie in Tabelle 8 verändert, um die Proben Nr. 44 bis 47 herzustellen, die anschließend unter den nachfolgenden Bedingungen einem Schneidtest unterzogen wurden. Aus den in Tabelle 8 gezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, daß die maschinelle Schleifbarkeit oder Bearbeitbarkeit um so besser ist, je höher der gesättigte Magnetismus liegt. TABELLE 8 Probe Nr. Gesättigter Magnetismus (Gauß cm³/g) Schleifwiderstand in normaler Richtung FN (N/mm) *) zum Vergleich

Schneidtestbedingungen

Schleifscheibe harzgebundene Diamantscheibe Nr. 200
Schleifmethode Flachschliff
Schleifgeschwindigkeit 40 m/sec
Zufuhr 0,20 mm/sec
Schleiftiefe 0,02 mm

Claims

1. Hochwiderstandsfähiges Cermet bestehend aus einer harten Phase, die ein gemischtes Carbonitrid aus Titan und mindestens einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus der Gruppe IVa, Va und VIa des Periodensystems, nicht jedoch Titan, enthält, einer Bindemittelphase, die mindestens ein aus der aus Ni und Co bestehenden Gruppe ausgewähltes Metall enthält, sowie aus unvermeidlichen Verunreinigungen wobei die harte Phase vor dem Sintern bei einer Temperatur, die mindestens der Sintertemperatur entspricht, einer Behandlung zur Bildung einer festen Lösung unterzogen wurde.

2. Cermet nach Anspruch 1, das keinen wesentlichen Molybdänanteil enthält.

3. Cermet nach Anspruch 1, in dem Molybdän 0 bis 1 % Gew.-% des Cermets ausmacht.

4. Cermet nach einem der Ansprüche 1 bis 3, in dem mindestens ein aus der aus Ti und W bestehenden Gruppe ausgewähltes Metall in der Bindemittelphase aufgelöst wird.

5. Cermet nach einem der Ansprüche 1 bis 4, in dem das Atomverhältnis des im Cermet enthaltenen Stickstoffs und Kohlenstoffs, N/(C+N), im Bereich von 0,3 bis 0,6 liegt.

6. Cermet nach einem der vorstehenden Ansprüche, in dem das gemischte Carbonitrid der harten Phase Ti und W als wesentliche Bestandteile enthält.

7. Cermet nach einem der vorstehenden Ansprüche, in dem die Bindemittelphase aus Ni und Co in einem Gewichtsverhältnis Ni/(Ni + Co) von 0,3 bis 0,8 besteht.

8. Cermet nach Anspruch 7, in dem C gleich oder größer 0,73 x [20,2 x A) + (6,8 x B)] ist, worin A Gew.-% von Co, B Gew.-% von Ni und C gesättigten Magnetismus in Gauß cm³ pro Gramm bedeutet.

9. Cermet nach Anspruch 1, in dem das Carbonitrid der harten Phase durch die allgemeine Formel

(TixMyWz) (CANB)m

dargestellt wird, in der, bezogen auf Atomverhältnisse, x + y + z = 1, A + B = 1, 0,5 ≤ x ≤ 0,95, 0,01 ≤ y ≤ 0,4, 0,01 ≤ z ≤ 0,4, 0,1 ≤ A ≤ 0,9, 0,1 ≤ B + 0,9, 0,85 ≤ m ≤ 1,05 und M mindestens ein aus der aus Ta und Nb bestehenden Gruppe ausgewähltes Element ist.

10. Cermet nach Anspruch 9, in dem A und B dem Verhältnis 0,3 ≤ B/(A + B) ≤ 0,6 entsprechen.

11. Cermet nach Anspruch 9, in dem die harte Phase mit 3 bis 40 Gew.-% einer Bindemittelphase gebunden ist, die im wesentlichen aus mindestens einem der aus Ni und Co bestehenden Gruppe ausgewählten Elemente besteht.

12. Verfahren zur Herstellung eines hochwiderstandsfähigen Cermets, bei dem man mindestens einen aus der aus Nitriden, Carbiden, Carbonitriden von Titan sowie Mischungen davon bestehenden Gruppe ausgewählten Teil mit mindestens einem der aus Nitriden, Carbiden, Carbonitriden mindestens eines Übergangsmetalls bestehenden Gruppe ausgewählten Teil mischt, wobei das Übergangsmetall aus der aus der Gruppe IVa, Va und VIa des Periodensystems bestehenden Gruppe mit Ausnahme von Titan ausgewählt werden kann, die gemischten Pulver in einer Stickstoffatmosphäre bei einer Temperatur, die mindestens der Sintertemperatur entspricht, zur Bildung einer festen Lösung erhitzt, die Feststofflösung pulverisiert, um ein Carbonitridpulver zu erhalten, das Carbonitridpulver mit mindestens einem der aus der aus Ni und Co bestehenden Gruppe ausgewählten Metall mischt und dann das Gemisch in einer Stickstoffatmosphäre sintert.

13. Verfahren nach Anspruch 12, bei dem das Mischen und Erhitzen so durchgeführt werden, daß die Feststofflösung ein N/(C + N) Atomverhältnis von 0,3 bis 0,6 aufweist.

14. Verfahren nach Anspruch 12, bei dem die gemischten Pulver außerdem 0,01 bis 2 Gew.-% Kohlenstoffpulver enthalten.

15. Verfahren nach Anspruch 12, bei dem das Kohlenstoffpulver mit Ni und Co in einem Ni/(Ni + Co) Gewichtsverhältnis von 0,3 bis 0,8 vermischt wird.