DE102007046380B9

DE102007046380B9 - Schneidwerkzeug

Info

Publication number: DE102007046380B9
Application number: DE102007046380A
Authority: DE
Inventors: YaoCan Zhu; Hideyoshi Kinoshita; Takashi Tokunaga; Kenji Noda; Tatsuyuki Nakaoka
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2006-09-27
Filing date: 2007-09-27
Publication date: 2012-12-06
Anticipated expiration: 2027-09-28
Also published as: DE102007046380B4; JP2009050997A; DE102007046380A1; JP5188133B2; US20080075543A1; US7811683B2

Abstract

Schneidwerkzeug, umfassend ein Substrat als Grundkörper und eine Beschichtungsschicht zum Beschichten einer Oberfläche des Substrates, wobei die Beschichtungsschicht sich zusammensetzt aus Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x), worin M zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0,01 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1, wobei „a” den Al-Gehalt, „b” den W-Gehalt und „c” den Si-Gehalt betrifft.

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung betrifft ein Schneidwerkzeug mit einer Beschichtungsschicht, die auf einer Oberfläche eines Substrates gebildet ist.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Bei Schneidwerkzeugen und -teilen wie abriebresistenten Teilen und Gleitteilen, bei denen eine Abriebsresistenz, Gleiteigenschaft und Bruchresistenz erforderlich ist, wird die Verbesserung der Abriebsresistenz, der Gleiteigenschaft und der Bruchresistenz durchgeführt, indem verschiedene Beschichtungsschichten auf der Oberfläche eines Substrates gebildet werden, das sich aus einem Sinterkörper mit hoher Härte wie Sinterhartmetall auf WC-Basis, Cermet auf TiCN-Basis, Diamant oder kubischem Bornitridkristall(cBN)-Sinterkörper oder alternativ Keramiken wie Alumina oder Siliciumnitrid zusammensetzt, gebildet werden.
Eine solche Beschichtungsschicht, TiCN-Schicht und TiAlN-Schicht werden im allgemeinen im großen Umfang verwendet, und verschiedene Beschichtungsschichten wurden entwickelt, um eine höhere Abriebsresistenz und Verbesserung der Bruchresistenz zu erzielen.
Beispielsweise beschreibt die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 7-310171 A eine harte Beschichtung auf der Oberfläche eines Materials auf Basis von Sinterhartmetall, worin (TiAl)N die Hauptkomponente ist, und ein Teil der Metallkomponente davon durch Si und ein Teil von N (Stickstoff) durch B (Bor) substituiert ist. Es wird offenbart, daß die Temperatur für den Beginn der Oxidation der harten Beschichtung erhöht werden kann, unter Verbesserung der Oxidationsresistenz, wodurch die Abriebresistenz von Werkzeugen verbessert wird. Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 2006-111915 A offenbart eine harte Beschichtung aus (TiWSi)N-Zusammensetzungen, wobei die Haftung zwischen einem Substrat und einem Sinterhartmetall verbessert werden kann.
In bezug auf ein Schneidwerkzeug unter Verwendung eines Sinterhartmetallsubstrates, umfassend WC-Teilchen beschreibt die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 2003-127005 A in Beispiel 2 einen Fingerfräser, bei dem alternative Vielschichtfilme aus einer TiAlSiN-Schicht und einer AlSiN-Schicht auf der Oberfläche eines Sinterhartmetallsubstrates geschichtet sind, das durch Mischen von Ausgangsmaterialpulvern, umfassend WC-Pulver von mittelgroben Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 5,5 μm und WC-Pulver mit feinen Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 μm, erhalten ist, mit anschließendem Formgeben und Sintern. Ebenso beschreibt die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 2004-74378 A in Beispiel 2 einen Fingerfräser, bei dem eine TiAlNbN-Schicht auf der Oberfläche eines Sinterhartmetallsubstrates geschichtet ist, erhalten durch Mischen von Ausgangsmaterialpulvern, umfassend WC-Pulver mit mittelgroben Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 4,0 μm und WC-Pulver mit feinen Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 μm, mit anschließendem Formgeben und Sintern. Drittens beschreibt die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 6-220571 ein Schneidwerkzeug, bei dem eine TiCN-Schicht und eine TiAlN-Schicht auf die Oberfläche eines Sinterhartmetallsubstrates unter Verwendung von WC-Kristallen als Hauptkomponente geschichtet werden. Die WC-Kristalle umfassen feine Teilchen A mit einer Teilchengröße von 0,1 bis 1,0 μm und grobe Teilchen B mit einer Teilchengröße von 3,0 bis 10 μm, und das Gewichtsverhältnis der feinen Teilchen A zu den groben Teilchen B, A/B, ist 0,1 bis 1,0.
Im Hinblick auf ein Schneidwerkzeug unter Verwendung eines Cermet-Substrates auf Ti-Basis beschreibt die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 2004-74379 A ein Schneidwerkzeug, bei dem eine TiAlNbN-Schicht auf der Oberfläche eines Sinterhartmetalls oder Cermet-Substrates gebildet ist. Die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung 2005-194573 A offenbart ein Cermet-Schneidwerkzeug, bei dem ein harter Film wie TiAlN auf die Oberfläche eines Cermet-Substrates mit einer Kernstruktur geschichtet wird, bestehend aus einem Kernteil und einem peripheren Teil, der den Kernteil umgibt. Die Kernstruktur ist aus einer ersten harten Phase mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,1 bis 0,8 μm erzeugt, und die zweite harte Phase mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 bis 5 μm macht nur den peripheren Teil aus.
Bei der Herstellung mit hoher Geschwindigkeit und der Herstellung von Materialien, die schwierig zu schneiden sind, insbesondere gehärteten Stählen, die unter Verwendung von Sinterhartmetall oder Cermet schwer behandelt werden können, wird ein cBN-Sinterkörper verwendet, der der zweithärteste Körper ist (Diamant ist der härteste) und keine Reaktion mit Eisen eingeht.
Beispielsweise offenbart die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung 59-8679 A ein Schneidwerkzeug, bei dem eine Beschichtungsschicht aus TiC, TiN, Al₂O₃ oder dgl. auf der Oberfläche eines cBN-Substrates gebildet wird, wobei die Abriebsresistenz verbessert werden kann, wenn allgemeine Stähle oder Gußeisen geschnitten werden. Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 8-119774 A offenbart ein Schneidwerkzeug, bei dem eine TiAlN-Beschichtung auf der Oberfläche eines cBN-Substrates gebildet ist und das eine lange Lebensdauer aufweist, selbst wenn Materialien hoher Härte, die schwierig zu schneiden sind, wie gehärtete Stähle, geschnitten werden. Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 2004-345006 A offenbart ein Schneidwerkzeug, das auf der Oberfläche eines cBN-Substrates eine harte Beschichtungsschicht mit einer TiAlSiN-Zusammensetzung aufweist, bei der sich das Verhältnis von Ti und Al kontinuierlich ändert, und das Schneidwerkzeug eine ausgezeichnete Abplatzresistenz beim Schneiden mit hoher Geschwindigkeit entfaltet.
Keramikwerkzeuge werden beim Schneiden von Materialien mit hoher Härte verwendet, weil sie kostengünstig sind und eine ausgezeichnete Abriebresistenz haben. Zum Beispiel offenbart die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung 5-69205 A Schneidwerkzeug, bei dem eine Beschichtungsschicht aus einer TiAlN-Schicht oder dgl. auf der Oberfläche eines Keramiksubstrates auf Basis von Al₂O₃-TiC gebildet ist, das Schneidwerkzeug eine ausgezeichnete Schneidleistung entfaltet, wenn Materialien mit hoher Härte geschnitten werde. Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 6-91407 A beschreibt, daß die Haftung zwischen einem Keramiksubstrat und einer Beschichtungsschicht erhöht werden kann, unter Verbesserung der Druckresistenz, indem zumindest eine physikalische Dampfniederschlags-Beschichtungsschicht aus TiC, TiN und TiCN auf einer Keramik auf Basis von Al₂O₃-TiC, umfassend 0,1 bis 5 Gew.% eines Metalls der Eisenfamilie, gebildet wird.
Diese Beschichtungsschichten des Standes der Technik, wie sie in den obigen Publikationen beschrieben sind, sind bezüglich der Abriebsresistenz und Bruchresistenz nicht zufriedenstellend, und es gibt daher ein Bedürfnis für ein Schneidwerkzeug, das mit einer Beschichtungsschicht versehen ist, das eine noch bessere Abriebsresistenz und Bruchresistenz aufweist. Es kann nicht gesagt werden, daß das beschichtet Cermetwerkzeug, das in der japanischen Veröffentlichung 2005-194573 A offenbart ist, bezüglich der strukturellen Konfiguration des Cermet-Substrates und der Beschichtungsschicht-Konfiguration zufriedenstellend ist.
Bei Schneidwerkzeugen mit dem cBN-Substrat ist, selbst wenn irgendeine der erwähnten TiC-, TiN- und Al₂O₃-Beschichtungsschichten, die TiAlN-Beschichtungsschicht und die TiAlSiN-Beschichtungsschicht als am Substrat des cBN-Substrates anhaftende Beschichtungsschicht verwendet wird, die Schneidleistung unzureichend, und eine längere Lebensdauer ist gewünscht.
Insbesondere wenn das Schneidwerkzeug aus dem cBN-Substrat, das mit der Beschichtungsschicht versehen ist, zum Verarbeiten von gehärtetem Stahl verwendet wird, kann dessen Lebensdauer aus folgendem Grund nicht verlängert werden. Weil die Oberfläche eines geschnittenen Gegenstandes (ein zu schneidendes Material) eine hohe Härte aufweist, ist beim Schneiden des gehärteten Stahl die Schneidresistenz groß und die Umgebung der Schneidkante hat eine hohe Temperatur. Insbesondere wird die Temperatur an der Seitenoberfläche an der Freifläche der Schneidekante erhöht, die eine Passage von Chips ist, die durch das Schneiden erzeugt wird. Als Ergebnis kann die Beschichtungsschicht oxidieren, und die oxidierte Beschichtungsschicht kann einem Abrieb unterliegen, so daß ein Kraterabrieb an der Schneidkante des Werkzeuges fortschreiben kann. Beim Licht-intermittierenden Verarbeiten, bei dem kontinuierliches und intermittierendes Verarbeiten alternativ wiederholt werden, gibt es folglich ein hohes Risiko, daß der Kraterabrieb während des kontinuierlichen Schneidens weiterhin abläuft, und wenn das intermittierende Verarbeiten gerade angefangen ist, tritt ein Bruch und ein Abplatzen von dem fortgeschrittenen Kraterabriebsteil auf. Dies führt zu einer unzufriedenen Werkzeugleistung. Zur Erhöhung der Härte der Beschichtungsschicht selbst ist es weiterhin notwendig, die restliche Spannung in der Beschichtungsschicht zu erhöhen. Weil das cBN-Substrat eine hohe Kompressionsspannung in der Oberfläche davon aufweist, gibt es die Tendenz, daß dann, wenn die genannte Beschichtungsschicht aus dem Stand der Technik auf dem cBN-Substrat gebildet wird, diese Beschichtungsschicht eine höhere Restspannung aufweist als bei der Bildung der Beschichtungsschicht auf Sinterhartmetall oder Cermet. Als Ergebnis kann die Härte der Beschichtungsschicht nicht vergrößert werden.
Selbst wenn irgendeine der erwähnten TiAlN-Beschichtungsschicht, TiC-, TiN- oder TiCN-Beschichtungsschicht und (TiWSi)N-Beschichtungsschicht als Beschichtungsschicht verwendet wird, die an der Oberfläche des Keramiksubstrates haftet, ist gleichermaßen die Schneidleistung unzureichend und eine längere Lebensdauer ist daher gewünscht.
Insbesondere beim Schneiden, bei dem das Material mit hoher Härte einem Schneiden mit hoher Geschwindigkeit unterzogen wird, kann die Werkzeuglebensdauer aus folgendem Grund nicht verlängert werden. Beim Schneiden des Materials mit hoher Härte mit hoher Geschwindigkeit ist aufgrund der hohen Härte in der Oberfläche des Schneidgegenstandes der Schneidwiderstand groß und die Umgebung der Schneidkante hat eine hohe Temperatur. Insbesondere wird die Temperatur in den Seitenoberflächen der Freifläche der Schneidkante erhöht, die eine Passage von Chips darstellt, die durch das Schneiden erzeugt werden. Als Ergebnis ist die Beschichtungsschicht für eine Oxidation anfällig, und die oxidierte Beschichtungsschicht kann einen Abrieb eingehen, so daß ein Kraterabrieb in der Schneidkante des Werkzeuges sich erhöhen kann. Folglich schreitet der Kraterabrieb fort und manchmal gibt es ein hohes Risiko, daß ein Abplatzen und eine Schüppchenbildung beim Teil des Kraterabriebs auftreten. Dies führt zu unzureichenden Werkzeugleistungen. Weil die Oberfläche des Keramiksubstrates eine hohe Härte und eine geringe Zähigkeit aufweist, kann zusätzlich auch ein Schock bei der Beschichtungsschicht zum Bruch in einem frühen Zustand führen.
Zusammenfassung der Erfindung
Demzufolge liegt ein Ziel dieser Erfindung darin, die oben erwähnten Probleme zu lösen, indem ein Schneidwerkzeug zur Verfügung gestellt wird, das eine ausgezeichnete Oxidationsresistenz und hohe Abriebsresistenz bei hoher Temperatur ebenso wie eine hohe Bruchresistenz aufweist.
Ein anderes Ziel dieser Erfindung liegt darin, ein Schneidwerkzeug mit einer längeren Lebensdauer anzugeben, indem als Substrat ein cBN-Sinterkörper, Alumina-Keramiken oder dgl. verwendet werden.
Ein Schneidwerkzeug diesen Erfindung hat ein Substrat und eine Beschichtungsschicht zum Beschichten einer Oberfläche des Substrates. Die Beschichtungsschicht setzt sich zusammen aus Ti_1-a-b-c-dAl_aW_bSi_cM_d(C_xN_1-x), worin M zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0,01 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
Weil die Beschichtungsschicht aus der oben erwähnten spezifischen Zusammensetzung gebildet ist, kann gemäß dieser Erfindung der Bereich mit dieser Zusammensetzung eine hohe Temperatur für den Beginn der Oxidation aufweisen. Dies ermöglicht eine höhere Oxidationsresistenz und Verbesserung der Abriebresistenz beim Schneiden. Dies unterdrückt ebenfalls das geringfügige Abplatzen, das am Steg der Schneidkante auftreten kann, was zu einer hohen Bruchresistenz führt.
Wenn das erwähnte Substrat ein Sinterhartmetall-Substrat ist, umfassend eine harte Phase und eine Binderphase, ist es besonders bevorzugt, daß die harte Phase mit einer Wolframcarbid-Phase zwei Peakspitzen in einer Teilchengrößenverteilung aufweist, das heißt eine Peakspitze an der Seite der feinen Teilchen mit einer Teilchengröße von 0,1 bis 0,8 μm, und eine Peakspitze an der Seite von groben Teilchen mit einer Teilchengröße von 1,5 bis 3,0 μm; und daß die Wolframcarbid-Phase durch 5 bis 7 mass% der Binderphase gebunden ist.
Selbst wenn der Gehalt der Binderphase nur 5 bis 7 mass% im Sinterhartmetall beträgt, kann ein Schneidwerkzeug mit hoher Abriebsresistenz, stabiler Festigkeit und hoher Bruchresistenz durch die Teilchengrößenverteilung der Mischung aus den groben Teilchen mit den beiden Peakspitzen erreicht werden, nämlich mit der Peakspitze an der Seite der feinen Teilchen mit einer Teilchengröße von 0,1 bis 0,8 μm und der Peakspitze an der Seite der groben Teilchen mit einer Teilchengröße von 1,5 bis 3.0 μm und durch das Vorhandensein der Beschichtungsschicht mit der oben erwähnten spezifischen Zusammensetzung.
Wenn das Substrat ein Cermet-Substrat eine Binderphase, die sich aus einem Metall der Eisenfamilie zusammensetzt, und eine harte Phase aufweist, die sich aus Carbonitriden der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems zusammensetzt, wobei Ti und W als essentielle Komponenten verwendet werden und Ti in der größten Menge vorhanden ist, ist es bevorzugt, daß die harte Phase im Inneren des Cermet-Substrates einen mittleren Teilchendurchmesser d_in von 0,1 bis 1,5 μm aufweist und ein Oberflächenschichtbereich existiert, bei dem die Konzentration von W vom Inneren bis zur Oberfläche in dem Cermet-Substrat erhöht ist.
Somit ist die Beschichtungsschicht mit der erwähnten spezifischen Zusammensetzung auf der Oberfläche des Cermet-Substrates mit einem solchen Merkmal gebildet. Als Ergebnis trägt eine große Menge des ”W”-Elementes, das in der Substratoberfläche existiert, und des ”W”-Elementes, das in der Beschichtungsschicht existiert, zur Verbesserung der thermischen Schockresistenz der Substratoberfläche und der Beschichtungsschicht ebenso wie zu einem guten Anhaften zwischen dem Substrat und der Beschichtungsschicht bei. Zusätzlich hat die Beschichtungsschicht eine hohe Härte und hohe Oxidationsresistenz, und das Substrat hat ebenfalls eine hohe Härte. Dies ermöglicht, daß das Schneidwerkzeug eine hohe Abriebsresistenz und hohe Bruchresistenz aufweist.
Die Beschichtungsschicht mit der erwähnten Zusammensetzung kann an der Oberfläche des Substrates, bestehend aus einem cBN-Sinterkörper, insbesondere einem cBN-Sinterkörper dessen Binderphase TiN und TiC enthält, haften. Beim Schneidwerkzeug dieser Erfindung entfaltet die Beschichtungsschicht mit der genannten Zusammensetzung eine hohe Oxidationsresistenz, wodurch das Fortschreiten des Kraterabriebs unterdrückt wird. Zusätzlich verleihen die hohe Härte und die kleine restliche Spannung der Beschichtungsschicht eine ausgezeichnete Abriebsresistenz und Abplatzresistenz. Weiterhin erhöht die Einfügung von TiN und TiC, die in der Binderphase des cBN-Sinterkörpers enthalten sind, die Festigkeit des cBN-Sinterkörpers und erniedrigt die restliche Spannung in der Oberfläche des cBN-Sinterkörpers, wodurch die Abplatzresistenz des Schneidwerkzeugs verbessert wird.
Bevorzugt haftet die Beschichtungsschicht mit der genannten Zusammensetzung an dem Substrat, das sich aus Aluminakeramiken zusammensetzt, die in einer Matrix von Aluminateilchen 10 bis 90 mass% von zumindest einem von Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, Carbonitrid- und Kohlenstoff-Stickstoffoxid enthält.
Die Beschichtungsschicht hat somit eine hohe Oxidationsresistenz, wodurch das Fortschreiten von Kraterabrieb unterdrückt wird. Zusätzlich tragen die hohe Härte und die kleine restliche Spannung der Beschichtungsschicht und das gute Haften zwischen dem Substrat, das sich aus Aluminakeramiken zusammensetzt, und der Beschichtungsschicht zu einer ausgezeichneten Abriebsresistenz und Abplatzresistenz des Schneidwerkzeuges dieser Erfindung bei.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1A und 1B sind eine schematische Perspektivansicht und eine schematische Schnittansicht, die ein Beispiel eines Schneidwerkzeuges dieser Erfindung zeigen;
2A und 2B sind Abtastelektromikrophotographien der Nähe der Oberfläche und des Inneren eines Cermet-Substrates gemäß einem dritten bevorzugten Ausführungsbeispiel und
3A und 3B sind eine schematische Perspektivansicht und eine schematische Querschnittsansicht, die ein anderes Beispiel des Schneidwerkzeuges dieser Erfindung zeigen.
Beschreibung der bevorzugten Merkmale
Erstes Ausführungsbeispiel
Bei einem Schneidwerkzeug (nachfolgend einfach als ”Werkzeug” bezeichnet) gemäß dieser Erfindung ist ein Quergrat zwischen einer freien Fläche und einer Flanke wie eine Schneidkante geformt und eine Beschichtungsschicht ist auf der Oberfläche eines Substrates gebildet.
Entsprechend dieser Erfindung hat die Beschichtungsschicht folgende Zusammensetzung: Ti_1-a-b-c-dAl_aW_bSi_cM_d(C_xN_1-x), worin M zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0,01 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d0,1 und 0 ≤ x ≤ 1. In diesem Zusammensetzungsbereich kann die Temperatur für den Beginn der Oxidation erhöht werden, wodurch die Oxidationsresistenz und Abriebsresistenz erhöht werden. Weiterhin kann das Abplatzen, das an dem Steg der Schneidkante auftreten kann, unterdrückt werden, unter Erhöhung der Bruchresistenz.
Wenn ”a” (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 ist, kann die Oxidationsresistenz der Beschichtungsschicht erniedrigt werden. Wenn ”a” größer als 0,55 ist, gibt es die Tendenz, daß die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht sich von einem kubischen in einen hexagonalen Kristall ändert und die Härte erniedrigt wird. Besonders bevorzugt ist ”a” in dem Bereich von 0,48 ≤ a ≤ 0,52.
Wenn ”b” (W-Gehalt) kleiner als 0,01 ist, kann die Bruchresistenz der Beschichtungsschicht erniedrigt werden, und das Abplatzen kann beim Schneiden auftreten. Wenn ”b” größer als 0,1 ist, wird die Härte der Beschichtungsschicht erniedrigt. Ein besonders bevorzugter Bereich von ”b” ist 0,1 ≤ b ≤ 0,08.
Wenn ”c” (Si-Gehalt) kleiner als 0,01 ist, wird die Temperatur für den Beginn der Oxidation erniedrigt, wodurch die Abriebresistenz beim Schneiden verschlechtert wird. Wenn ”c” größer als 0,05 ist, erniedrigt sich die Härte der Beschichtungsschicht. Ein besonders bevorzugter Bereich für ”c” ist 0,01 ≤ c ≤ 0,04.
Wenn ”d” (M-Gehalt) kleiner als 0,01 ist, wird die Temperatur für den Beginn der Oxidation erniedrigt. Wenn ”d” größer als 0,1 ist, existiert ein Teil des Metalls M als wenig harte Phase neben dem kubischen Kristall, wodurch die Härte der Beschichtungsschicht erniedrigt wird. Besonders bevorzugt ist der Bereich ”d” 0,01 ≤ d ≤ 0,08.
Das Metall M ist zumindest eines, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y. Unter anderem ist Nb oder Mo bevorzugt im Hinblick auf die beste Abriebsresistenz und Oxidationsresistenz enthalten.
Kohlenstoff (C) und Stickstoff (N) als nicht-metallische Zusammensetzungen der Beschichtungsschicht dienen zum Verleihen einer Härte und Fähigkeit, die für das Schneidwerkzeug erforderlich sind. Um das Erzeugen von Tröpfchen (grobe Teilchen) in der Beschichtungsschichtoberfläche zu unterdrücken, ist der besonders bevorzugte Bereich von ”x” (N-Gehalt) 0 ≤ x ≤ 0,5.
Die Zusammensetzung der Beschichtungsschicht in dieser Erfindung kann durch ein Energie-dispersives Röntgenbeugungsanalyse-(EDX)-Verfahren oder durch ein Röntgenbeugungs-Photoelektronenspektroskopie-(XPS)-Verfahren gemessen werden.
Selbst wenn die Beschichtungsschicht verdickt wird, ist die Beschichtungsschicht für ein Abplatzen nicht anfällig. Selbst wenn die Beschichtungsschicht eine Dicke von 0,5 bis 6 μm aufweist, können die Schüppchenbildung und das Abplatzen in der Beschichtungsschicht vermieden werden, wodurch eine ausreichende Abriebsresistenz aufrechterhalten wird.
Um die Abplatzresistenz zu verbessern, ist es gewünscht, viele Schichten zu verwenden, nämlich eine Beschichtungsschicht und andere Schichten aus zumindest einer Substanz, ausgewählt aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden von Al und Elementen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems. Beispiele der Elemente der Gruppen 4, 5 und 6 sind Ti, V, Cr, Zr, Nb und Mo. Die Gesamtdicke der vielen Schichten, bestehend aus der Beschichtungsschicht und den anderen Schichten, ist bevorzugt 0,5 bis 8,0 μm angesichts der Verhinderung der Schüppchenbildung und des Abplatzens in der Beschichtungsschicht und der Aufrechterhaltung einer ausreichenden Abriebsresistenz.
Die vielen Schichten können erzielt werden durch alternierendes Übereinanderlegen der Beschichtungsschicht und der anderen Schichten. Bevorzugt werden die vielen Schichten aus zwei Schichten erzeugt, wobei die Beschichtungsschicht und die andere Schicht in der genannten Reihenfolge oder in der umgekehrten Reihenfolge übereinandergelegt werden.
Als geeignetes Substrat gibt es Sinterhartmetall und Cermet, bestehend aus einer harten Phase, die sich hauptsächlich aus Wolframcarbid oder Titancarbonitrid zusammensetzt, und einer Bindephase, die hauptsächlich aus einem Metall der Eisenfamilie wie Cobalt oder Nickel zusammengesetzt ist; und harte Materialien wie Ultrahochdruck-Sinterkörper, der durch Sintern bei einem ultrahohen Druck erhalten werden kann, eine harte Phase, erzeugt aus einer Keramik, die sich hauptsächlich aus Siliciumnitrid und Aluminiumoxid zusammensetzt, polykristalliner Diamant oder kubisches Bornitrid, und eine Bindephase, die sich aus Keramik oder einem Metall der Eisenfamilie zusammensetzt.
<Herstellungsverfahren>
Das Verfahren zur Herstellung des Schneidwerkzeuges dieses ersten Ausführungsbeispiels wird nachfolgend beschrieben.
Zunächst wird ein Werkzeug-förmiges Substrat durch ein bekanntes Verfahren hergestellt. Eine Beschichtungsschicht wird dann auf der Oberfläche des Substrates gebildet.
Als Verfahren zum Bilden einer Beschichtungsschicht kann ein physiologisches Dampfniederschlagsverfahren (PVD) wie Ionen-Plattierverfahren oder Sputterverfahren geeignet verwendet werden. Ein Beispiel des Verfahrens wird detailliert beschrieben. Wenn die Beschichtungsschicht durch ein Ionen-Plattierverfahren gebildet wird, wobei ein Metalltarget oder ein Legierungstarget verwendet wird, das unabhängig metallisches Titan (Ti), metallisches Aluminium (Al), metallisches Wolfram (W), metallisches Silicium (Si), metallisches Metall (M) M ist zumindest eines, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthält, wird die Filmbildung durchgeführt, indem eine Metallquelle durch eine Bogenentladung oder Glühentladung verdampft und ionisiert wird und gleichzeitig mit Stickstoff(N₂)-Gas als Stickstoffquelle oder alternativ Methan(CH₄)- oder Acetylen(C₂H₂)-Gas als Kohlenstoffquelle reagiert wird.
Durch Zufuhr von Stickstoffgas (N₂) und Argongas (Ar) in einem Verhältnis von 1 bis 10 Pa als Filmgebungsatmosphäre kann das Anhaften und die Härte der Beschichtungsschicht in bezug auf das Substrat verbessert werden. Zur Erhöhung des Anhaftens und der Härte der Beschichtungsschicht im Hinblick auf das Substrat ist das Mischungsverhältnis von Stickstoffgas (N₂) und Argongas (Ar) bevorzugt so, daß die Fließrate von Argongas zum Stickstoff 1:9 bis 4:6 ist.
Wenn die Beschichtungsschicht durch ein Ionenplattierverfahren oder Sputterverfahren gebildet wird, wird eine Bias-Spannung von 30 bis 200 V bevorzugt so aufgebracht, daß die Kristallstruktur und Orientierung der Beschichtungsschicht eingestellt werden kann, zur Herstellung der Beschichtungsschicht mit hoher Härte und zur Erhöhung der Anhaftung am Substrat.
Zweites Ausführungsbeispiel
Gemäß einem zweiten bevorzugten Ausführungsbeispiel dieser Erfindung setzt sich das Substrat aus Sinterhartmetall zusammen, wobei eine Wolframcarbid-Phase durch 5 bis 7 mass% einer Binderphase gebunden ist. Die Wolframcarbid-Phase hat zwei Peakspitzen bei der Teilchengrößenverteilung, nämlich eine Peakspitze an der Seite der feinen Teilchen mit einer Teilchengröße von 0,1 bis 0,8 μm und eine Peakspitze an der Seite der groben Teilchen mit einer Teilchengröße von 1,5 bis 3,0 μm.
Das Werkzeug, das mit dem Sinterhartmetall mit der genannten Konstruktion versehen ist, hat eine hohe Abriebsresistenz und hohe Bruchresistenz. Wenn die Peakspitzenposition der Seite der feinen Teilchen 0,1 μm oder mehr ist, wird die Festigkeit des Substrates hoch und daher wird die Bruchresistenz des Werkzeuges nicht erniedrigt. Wenn die Peakspitzenposition der Seite der feinen Teilchen 0,8 μm oder weniger ist, ist die Härte des Substrates hoch und daher wird die Abriebsresistenz des Werkzeuges verbessert. Wenn auf der anderen Seite die Peakspitzenposition auf der Seite der groben Teilchen 1,5 μm oder weniger ist, wird die Wirkung zur Verbesserung der Festigkeit des Substrates hoch und daher wird die Bruchresistenz des Werkzeugs verbessert. Wenn die Peakspitzenposition an der Seite der groben Teilchen 3,0 μm oder weniger ist, wird die Festigkeit des Substrates hoch und die Abriebsresistenz des Werkzeuges wird verbessert, ohne daß die Härte des Substrates erniedrigt wird.
Im Sinterhartmetallsubstrat mit der Kombination aus den feinen und den groben Teilchen wie bei dieser Erfindung können die dispergierten groben Teilchen, falls Risse durch den Schock auf dem Substrat auftreten, die Verbreitung dieser Risse unterdrücken, wodurch eine Verbesserung der Bruchresistenz des Werkzeuges ermöglicht wird. Bei einer einzelnen Peakspitze ist die Wirkung zur Verbesserung der Festigkeit unter Beibehaltung der Härte einer Basis klein, wenn keine zwei Peakspitzen an der Seite der feinen bzw. der groben Teilchen existieren.
Wenn der Gehalt der Binderphase des Sinterhartmetall-Substrates 5 mass% oder mehr ist, wird die Bruchresistenz des Werkzeuges verbessert. Wenn der Gehalt der Binderphase 7 mass% oder weniger ist, ist die Abriebresistenz hoch, und insbesondere wird die Schneidleistung in einem Schneidvorgang ausreichend, wobei die Dimension der zu schneidenden Oberfläche und die Oberflächenrauhigkeit wie beim Endbearbeitungsverfahren wichtig werden.
Es ist wünschenswert, daß die genannte Wolframcarbid-Phase einen mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 1,0 μm aufweist, um eine weitere Verbesserung der Abriebsresistenz und Bruchresistenz zu erzielen. Der mittlere Teilchendurchmesser der Wolframcarbid-Phase kann entsprechend dem Verfahren zum Messen eines mittleren Teilchendurchmessers gemäß CIS-019D-2005 erhalten werden.
Die Beschichtungsschicht, die auf die Oberfläche des Substrates geschichtet werden soll, ist die gleiche wie die Beschichtungsschicht im ersten bevorzugten Ausführungsbeispiel. Wenn jedoch das Substrat aus Sinterhartmetall erzeugt ist, kann die Beschichtungsschicht eine Zusammensetzung aufweisen, dargestellt durch Ti_1-a-b-c-dAl_aW_bSi_cM_d(C_xN_1-x), worin M zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b0,1, 0 ≤ c ≤ 0,05, 0 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
In dem genannten Zusammensetzungsbereich der Beschichtungsschicht kann die Oxidationsstarttemperatur erhöht werden, wodurch die Oxidationsresistenz erhöht wird. Daher kann die Abriebsresistenz während des Schneidens verbessert werden, wodurch das Abplatzen unterdrückt wird, das am Steg der Schneidkante auftreten kann, wodurch die Bruchresistenz verstärkt wird.
<Herstellungsverfahren>
Ein Verfahren zum Herstellen eines Oberflächen-beschichteten Schneidwerkzeuges gemäß dem zweiten Ausführungsbeispiel wird nachfolgend beschrieben.
Bei der Herstellung eines werkzeugförmigen Sinterhartmetall-Substrates werden zu Wolframcarbid(WC)-Pulver mit feinen Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,3 bis 1,0 μm und Wolframcarbid(WC)-Pulver mit groben Teilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 bis 9,0 μm 6 mass% metallisches Cobalt(Co)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm und 0,1 bis 2,0 mass% Chromcarbid (Cr₃C₂) zugegeben und 10 bis 20 Stunde unter Verwendung einer Attritormühle gemischt. Das gemischte Pulver wird durch einen Sprühtrockner zu Körnchen umgewandelt. Die Körnchen werden zu einer Wegwerfeinführform preßgeformt mit anschließendem Entfernen des Bindemittels. Dieses wird dann bei 1350 bis 1450°C unter einem Vakuum von 0,01 Pa für 0,5 bis 2,0 Stunden gesintert, unter Erhalt des Sinterhartmetall-Substrates.
Auf gleiche Weise wie beim ersten Ausführungsbeispiel wird die Beschichtungsschicht auf der Oberfläche des genannten Substrates gebildet.
Das zweite bevorzugte Ausführungsbeispiel ist sonst gleich wie das erste, und die Beschreibung hierfür wird daher weggelassen.
Drittes Ausführungsbeispiel
Ein Schneidwerkzeug eines dritten bevorzugten Ausführungsbeispiels wird unter Bezugnahme auf die schematische Perspektivansicht bei 1A, die schematische Schnittansicht bei 1B und die Abtastelektronenphotos in der Nähe der Oberfläche und dem Inneren des Schneidwerkzeuges gemäß den 2A bzw. 2B beschrieben.
Wie in 1A gezeigt ist, ist bei dem Schneidwerkzeug 1 des dritten bevorzugten Ausführungsbeispiels ein Kreuzsteg zwischen einer Freifläche 2 und einer Flanke 3 wie eine Schneidkante 4 geformt und wie in 1B gezeigt ist, ist eine Beschichtungsschicht 7 auf der Oberfläche eines Substrates 6 gebildet. Das Substrat 6 setzt sich aus Cermet zusammen.
Das heißt, das Substrat 6 ist aus einer Binderphase 9, die sich aus einem Metall der Eisenfamilie wie Co oder Ni zusammensetzt, und einer harten Phase 10 gebildet, die sich aus Carbonitrid von Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems zusammensetzt, worin Ti und W als essentielle Komponenten verwendet werden und Ti in der größten Menge vorhanden ist. Die harte Phase 10 hat einen mittleren Teilchendurchmesser d_in von 0,1 bis 1,5 μm. Es existiert ein Oberflächenbereich 11, bei dem die Konzentration der Metallelemente W vom Inneren bis zur Oberfläche im Substrat erhöht ist.
Die Beschichtungsschicht 7 hat eine Beschichtungsschicht 8 und eine andere Beschichtungsschicht 15. Die andere Beschichtungsschicht 15 kann weggelassen werden.
Die Beschichtungsschicht 8 ist die gleiche wie die Beschichtungsschicht in dem ersten bevorzugten Ausführungsbeispiel. Wenn das Substrat 6 das oben genannte Cermet ist, kann jedoch die Beschichtungsschicht 8 eine Zusammensetzung aufweisen, dargestellt durch Ti_1-a-b-c-dAl_aW_bSi_cM_d(C_xN_1-x), worin M ist zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
Mit dem Aufbau des Substrates 6 und der Beschichtungsschicht 7 verbessern große Mengen der W-Elemente, die in der Oberfläche des Substrat 6 existieren, und der W-Elemente, die in der Beschichtungsschicht 8 enthalten sind, die thermische Leitfähigkeit in der Oberfläche des Substrates 6 und in der Beschichtungsschicht 8. Dies verbessert die thermische Schockresistenz des Werkzeuges 1 und verbessert ebenfalls das Anhaften zwischen dem Substrat 6 und der Beschichtungsschicht 7. Weiterhin hat die Beschichtungsschicht 8 eine hohe Härte und hohe Oxidationsresistenz, die harte Phase 10 des Substrates 6 hat einen kleinen Teilchendurchmesser und eine hohe Härte. Als Ergebnis hat das Werkzeug 1 eine hohe Abriebsresistenz und hohe thermische Schockresistenz.
Bei den Abtastelektronenmikrophotographien des Querschnittes des Substrates 6 (2A und 2B) ist die harte Phase 10 aus einer ersten harten Phase 10a mit einer Kernstruktur, wobei ein grauweißer peripherer Teil 12 um einen schwarzen Kernteil 12 herum existiert, und einer zweiten harten Phase 10 erzeugt, die aus einem einzelnen grauweißen Teil besteht oder ist alternativ aus der ersten harten Phase 10a, der zweiten harten Phase 10b und einer dritten harten Phase 10c hergestellt, die aus einem einzelnen schwarzen Teil besteht. Die erste harte Phase 10a im Inneren des Substrates 6 hat einen mittleren Teilchendurchmesser d_1in von 0,1 bis 1,3 μm, die zweite harte Phase 10b hat einen mittleren Teilchendurchmesser d_2in von 0,2 bis 1,5 μm und die dritte harte Phase 10c hat einen mittleren Teilchendurchmesser d_3in von 0,2 bis 2,0 μm. Dies ermöglicht, daß das Substrat 6 eine ausgezeichnete Härte, thermische Leitfähigkeit und Festigkeit aufweist. Wie hierin verwendet bedeutet der Ausdruck ”grauweiß” einen Farbton, der eng bei Weiß liegt oder einen Farbton, der eng bei Grau liegt, in Abhängigkeit von den photographischen Bedingungen.
In der harten Phase 10 enthält der schwarze Kernteil 12 und die dritte harte Phase 10c 80 mass% oder mehr Ti, und der grauweiße periphere Teil 13 der ersten harten Phase 10a und der zweiten harten Phase 10b enthält mehr Metall mit Ausnahme von Ti der Elemente der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems als der schwarze Teil. Folglich kann das Substrat 6 eine hohe Härte und eine verbesserte thermische Leitfähigkeit und Festigkeit aufweisen, wodurch eine hohe Abriebsresistenz und hohe thermische Schockresistenz dem Werkzeug 1 verliehen wird.
Der Gehalt des Metalls der Eisenfamilie, das im Substrat 6 enthalten ist, ist bevorzugt 4 bis 14 mass% angesichts der Ausgewogenheit zwischen der Härte und Festigkeit des Substrates 6. Es ist gewünscht, daß als Metall der Eisenfamilie 65 mass% oder mehr Co bezogen auf die Gesamtmenge des Metalls der Eisenfamilie enthalten ist, um die thermische Schockresistenz des Schneidwerkzeuges zu verbessern. Um gute Sintereigenschaften des Substrates 6 aufrecht zu erhalten, so daß das Substrat 6 eine glatte gesinterte Oberfläche aufweisen kann, ist es gewünscht, daß als Metall der Eisenfamilie Ni in einem Gehalt von 5 bis 50 mass%, insbesondere 10 bis 30 mass% enthalten ist.
Wenn der Kernteil 12 der ersten harten Phase 10a das Metall der Eisenfamilie enthält, ermöglicht dies eine Verbesserung der Bruchresistenz, während die hohe Härte und Festigkeit des Substrates beibehalten werden.
Bevorzugt ist das Flächenverhältnis S_1in der ersten harten Phase 10a 40 bis 80 Flächen%, das Flächenverhältnis S_2in der zweiten harten Phase 10b 5 bis 40 Flächen% und das Flächenverhältnis Si_3in der dritten harten Phase 10c 0 bis 30 Flächen% zur gesamten Struktur in der restlichen Struktur des Substrates 6. Dies ermöglicht, daß das Substrat 6 eine hohe Härte und ausgezeichnete Festigkeit aufweist.
Das Verhältnis eines mittleren Teilchendurchmessers d_sf der harten Phase 10 in einem Oberflächenbereich 11 und zum mittleren Teilchendurchmesser d_in (d_sf/d_in) ist bevorzugt 1,1 bis 1,8, um die Festigkeit in der Oberfläche des Substrates 6 zu verbessern und das Abplatzen und die Schüppchenbildung der Beschichtungsschicht 7 zu verhindern. Die Existenz des Oberflächenbereiches 11 kann überprüft werden, indem ein Bereich, umfassend die Oberfläche des Substrates, mit einem Elektronenabtastmikroskop beobachtet wird. Das heißt, der Bereich in der Nähe einer Tiefe von 1000 μm von der Oberfläche des Substrates 6 wird als Organisation eines internen Bereiches beobachtet, und der mittlere Teilchendurchmesser der ersten harten Phase 10a im internen Bereich wird gemessen. Gleichermaßen wird der mittlere Teilchendurchmesser der ersten harten Phase 10a in der Nähe der Oberfläche des Substrates 6 gemessen und mit dem mittleren Teilchendurchmesser im Inneren verglichen. Wenn (d_sf/d_in) größer als 1 ist, kann als Ergebnis bewertet werden, daß der Oberflächenbereich 11 im Substrat 6 existiert. Wenn im Gegensatz dazu (d_sf/d_in) 1 oder weniger ist, kann beurteilt werden, daß der Oberflächenbereich 11 im Substrat 6 nicht existiert. Die gewünschte Dicke des Substratbereiches 11 ist etwa 20–200 μm von der Oberfläche de Substrates 6.
Das Verhältnis eines Flächenverhältnisses S_1sf der ersten harten Phase 10 in dem Oberflächenbereich 11 und dem Flächenverhältnis S_1in (S_1sf/S_1in) ist bevorzugt 0,3 bis 0,7, so daß die Festigkeit in der Oberfläche des Substrates 6 verbessert werden kann, unter Unterdrückung des Abplatzens und der Schüppchenbildung der Beschichtungsschicht 7. Das Verhältnis eines Flächenverhältnisses S_2sf der zweiten harten Phase 10b in dem Oberflächenbereich 11 und des Flächenverhältnisses S_2in (S_2sf/S_2in) ist bevorzugt 1,5 bis 4, damit die Härte und die thermische Leitfähigkeit in der Oberfläche des Substrates 6 erhöht werden kann, unter Verbesserung der Abriebsresistenz und thermischen Schockresistenz des Werkzeuges 1.
Der Teilchendurchmesser der harten Phase 10 in dieser Erfindung wird entsprechend dem Verfahren zum Messen eines mittleren Teilchendurchmessers gemessen, wie es in CIS-019D-2005 definiert ist. Die erste harte Phase 10a mit der Kernstruktur wird gemessen, wobei als harte Phase die Fläche angesehen wird, die sich zur äußeren Kante des peripheren Teils erstreckt, der den Kernteil 12 und den peripheren Teil 13 umfaßt.
Wenn das Flächenverhältnis S_1ss der ersten harten Phase 10a nicht weniger als 80 Flächen% ist, ist ein ultradünner Oberflächenbereich 14 bevorzugt in einem tiefen Bereich von nicht mehr als 5 μm im Oberflächenbereich des Oberflächenschichtbereiches 11 vorhanden, um das Anhaften der Beschichtungsschicht 7, die auf der Oberfläche des Substrates 6 gebildet wird, zu erhöhen.
Wenn die Beschichtungsschicht 8, die auf die Oberfläche des Substrates 6 geschichtet werden soll, dem erwähnten Zusammensetzungsbereich entspricht, kann die Oxidationsstarttemperatur erhöht werden, und dadurch kann die Oxidationsresistenz verbessert werden, wodurch die Abriebsresistenz verbessert wird, wenn mit dem Werkzeug 1 ein Schneidvorgang durchgeführt wird. Zusätzlich kann das Abplatzen, das an der Spitze der Schneidkante 4 auftreten kann, unterdrückt werden, wodurch eine hohe Bruchresistenz erzielt wird.
Es ist gewünscht, daß die andere Konstitution der Beschichtungsschicht 7 gleich ist wie beim ersten Ausführungsbeispiel. Zusätzlich ist die Dicke der Beschichtungsschicht 7 bevorzugt 0,5 bis 2 μm, wenn das Schneidwerkzeug zum Verarbeiten von Präzisionsteilen verwendet wird.
<Herstellungsverfahren>
Ein Verfahren zum Herstellen des Werkzeuges gemäß dem dritten Ausführungsbeispiel wird nachfolgend beschrieben.
Ein gemischtes Pulver wird hergestellt durch Mischen (i) von TiCN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,1 bis 1,2 μm, bevorzugt 0,2 bis 0,9 μm, (ii) zumindest einem, ausgewählt aus TiN-Pulver, Carbid-Pulver und Carbonitrid-Pulver aus dem erwähnten anderen Metall, die jeweils einen mittleren Teilchendurchmesser von 0,1 bis 2 μm aufweisen und (iii) Co-Pulver oder Ni-Pulver, Nitrid-Pulver.
Erfindungsgemäß ist es wichtig, den mittleren Teilchendurchmesser des TiCN-Ausgangsmaterialpulvers auf 0,1 bis 1,2 μm einzustellen. Wenn der mittlere Teilchendurchmesser kleiner als 0,1 μm ist, aggregiert das Ausgangsmaterial und das Cermet hat eine ungleichmäßige Struktur. Bei einem Wert von mehr als 1,2 μm kann das Cermet nicht die oben genannte Struktur aufweisen.
Wenn als Ausgangsmaterialpulver sowohl normales TiCN-Pulver als auch TiCN-Co/Ni-dotiertes Pulver, das ein Bindemetall aus Co und/oder Ni enthält, verwendet wird, ist es leicht, eine harte Phase zu erzeugen, die im Kernteil ein Metall der Eisenfamilie enthält.
Bevorzugt hat das Pulver aus dem Metall der Eisenfamilie, nämlich das Co- und Ni-Pulver einen mittleren Teilchendurchmesser von nicht mehr als 2 μm, insbesondere 0,05 bis 1,5 μm, damit die Sintereigenschaften des Cermet-Substrates verbessert werden. Mehr bevorzugt wird ein Pulver aus einer festen Lösung, umfassend Co und Ni in einem vorbestimmten Verhältnis als Ausgangsmaterialpulver für ein Bindermetall verwendet, um weiterhin die Sintereigenschaften zu verbessern. Der mittlere Teilchendurchmesser des anderen Ausgangsmaterialpulvers ist bevorzugt von 0,05 bis 3 μm.
Zum gemischten Pulver wird ein Bindemittel gegeben und dann in eine vorbestimmte Form durch ein bekanntes Formgebungsverfahren wie Preßformen, Extrusionsformen oder Spritzguß geformt.
Die feinen Teilchen aus TiC mit der bestimmten Form, Größe und Dichte können niedergeschlagen und in den harten Teilchen dispergiert werden, indem ein Sintern unter folgenden Bedingungen durchgeführt wird. Die Sinterbedingungen sind die folgenden: Nach Erhöhen der Temperatur auf eine erste Sintertemperatur von 1050–1250°C bei einer Rate A von 5°C/min bis 15°C/min wird (a) die Temperatur bei einer Rate B von 0,1°C/min bis 3°C/min von der ersten Sintertemperatur auf 1300°C erhöht; (b) die Temperatur wird bei der Rate von 5°C/min bis 15°C/min in einer Atmosphäre eines Stickstoffpartialdruckes von 10 bis 150 Pa von 1300°C bis zu einer zweiten Sintertemperatur von 1400 bis 1600°C gebracht; (c) das Inertgas, das beim Temperaturerhöhungsschritt (b) eingeführt wird, wird gehalten, die maximale Temperatur des Temperaturerhöhungsschrittes (b) wird eine bestimmte Zeit lang gehalten; und (d) die Temperatur wird erniedrigt, wenn das Inertgas eingefüllt wird.
Das Substrat 6 mit der oben erwähnten Struktur kann erzeugt werden, indem die Temperatur bei der Temperaturerhöhungsrate während des Sinterns erhöht und die Temperatur erniedrigt wird, wenn eine bestimmte Menge des Inertgases eingefüllt ist.
Dann wird die Beschichtungsschicht 7 auf der Oberfläche des Substrates 6 gebildet. Die Beschichtungsschicht 8 wird auf gleiche Weise wie bei ersten Ausführungsbeispiel gebildet. Das dritte Ausführungsbeispiel ist sonst gleich wie das erste Ausführungsbeispiel, und die Beschreibung hierfür wird daher weggelassen.
Viertes Ausführungsbeispiel
Das Schneidwerkzeug des vierten bevorzugten Ausführungsbeispiels wird unter Bezugnahme auf die schematische Perspektivansicht gemäß 3A und die schematische Schnittansicht gemäß 3B beschrieben.
Wie in 3A gezeigt ist, wird beim Schneidwerkzeug 21 des vierten Ausführungsbeispiels ein Quersteg zwischen einer Freifläche 22 und einer Flanke 23 wie eine Schneidkante 24 geformt, und wie in 3B gezeigt ist, wird eine harte Beschichtungsschicht 27 auf der Oberfläche eines Substrates eines Substrates 26 gebildet, die aus dem cBN Sinterkörper besteht. Das Substrat 26 hat eine Struktur, daß es durch eine Trägerplatte 31 an dem Steg eines Endkörpers 30 hartgelötet ist.
Die harte Beschichtungsschicht 27 ist die gleiche wie die Beschichtungsschicht beim ersten Ausführungsbeispiel. Wenn das Substrat 26 der genannte cBN-Sinterkörper ist, kann die Beschichtungsschicht 27 eine Zusammensetzung aufweisen, dargestellt durch Ti_1-a-b-c-dAl_aW_bSi_cM_d(C_xN_1-x), worin M zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
In dem Zusammensetzungsbereich der Beschichtungsschicht 28, kann die Oxidationsstarttemperatur erhöht werden, unter Erhöhung der Oxidationsresistenz. Dies verbessert die Abriebsresistenz des Werkzeuges 21 während des Schneidens und unterdrückt insbesondere den Fortschritt des Kraterabriebes beim Verarbeiten von schwer zu schneidenden Materialien wie gehärtetem Stahl. Zusätzlich kann die restliche Spannung innerhalb der Beschichtungsschicht 28 reduziert werden, unter Unterdrückung des Abplatzens, das an der Spitze der Schneidkante 24 auftreten kann, wodurch die Bruchresistenz verbessert wird.
Es ist gewünscht, daß eine andere Konstitution der harten Beschichtungsschicht 27 gleich ist wie beim ersten Ausführungsbeispiel. Zusätzlich ist die Dicke der Beschichtungsschicht 27 bevorzugt 0,5 bis 5 μm bei Verwendung als Schneidwerkzeug für das Verarbeiten von gehärtetem Stahl. Die Dicke der Beschichtungsschicht 27 ist bevorzugt 1 bis 3 μm bei Verwendung als Schneidwerkzeug zum Verarbeiten von Gußeisen.
Auf der anderen Seite hat der cBN(kubisches Bornitrid)-Sinterkörper, der das Substrat 26 ausmacht, die Struktur, daß eine kontinuierliche Binderphasenmatrix (nachfolgend lediglich als Binderphase bezeichnet) an die Peripherie der cBN(kubisches Bornitrid)-Teilchen, die die harte Phase ausmachen, bindet, und eine Zwischenphase zum Anhaften der cBN-Teilchen und der Binderphase wird zwischen den cBN-Teilchen und der Binderphase gebildet.
In der Binderphase ist bevorzugt eine Struktur vorhanden, daß ein Carbid von mindestens einer Art von Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems (nachfolgend einfach als Carbid bezeichnet) und ein Nitrid von mindestens einer Art von Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems (nachfolgend einfach als Nitrid bezeichnet) co-existieren, das heißt, daß das Carbid und das Nitrid unabhängig in der Binderphasenmatrix vorhanden sind. Zur Verstärkung der Festigkeit des cBN-Sinterkörpers (Substrat 26) ist es gewünscht, daß Titancarbid (TiC) als Carbid und Titannitrid (TiN) als Nitrid im cBN-Sinterkörper (Substrat 26) existieren.
Die Existenz des Carbides und des Nitrides im cBN-Sinterkörper (Substrat 26) kann bestätigt werden durch Hochglanzbearbeitung des cBN-Sinterkörpers (Substrat 26) und Beobachten der polierten Oberfläche unter einem metallographischen Mikroskop mit einer Vergrößerung von 100 bis 1000. Wenn TiN und TiC vorhanden sind, kann bestätigt werden, daß der hellste Bereich TiN ist, der dunkelste Bereich cBN-Teilchen darstellt und der Bereich mit der mittleren Helligkeit TiC ist. Alternativ kann dies durch Durchführen einer Zusammensetzungsanalyse bestätigt werden. Wenn beispielsweise WDS (Wellenlängen-dispersive Röntgenbeugungsspektroskopie) von EPMA (Elektronenproben-Mikroanalyse) hierfür verwendet wird, ist es möglich, die Analyse für Kohlenstoff, Stickstoff, Bor und metallische Elemente durchzuführen. Das oben erwähnte Flächenverhältnis kann leicht durch Bildanalyse der metallographischen mikroskopischen Bilder berechnet werden.
Der Teilchendurchmesser der cBN-Teilchen ist bevorzugt im Bereich von 0,2 bis 0,5 μm, besonders 0,5 bis 3,0 μm, im Hinblick auf die Abriebsresistenz und Festigkeit. Der mittlere Teilchendurchmesser des cBN wird entsprechend dem Verfahren zum Messen eines mittleren Teilchendurchmessers von Sinterhartmetall gemessen, wie in CIS-019D-2005 definiert ist.
Bevorzugt existiert eine Zwischenphase, die sich aus einer intermetallischen Verbindung, Carbid, Nitrid, Carbonitrid, Borid, Borcarbid, Bornitrid oder Oxid von einer oder mehreren Arten von Elementen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Metallen, Metallen der Eisenfamilie und Al der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems zusammensetzt, in dem äußeren peripheren Teil der cBN-Teilchen, um eine Filmbeibehaltung der cBN-Teilchen zu ermöglichen.
<Herstellungsverfahren>
Ein Verfahren zur Herstellung des Werkzeuges gemäß dem vierten Ausführungsbeispiel wird nachfolgend beschrieben.
Beispielsweise wird als Ausgangsmaterialpulver (a) cBN-Ausgangsmaterialpulver mit einem bestimmten mittleren Teilchendurchmesser im Bereich von 0,2 bis 3 μm, (b) Carbid-Pulver von einer oder mehreren Arten von Elementen, ausgewählt aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems mit jeweils einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,2 bis 3 μm, besonders 0,5 bis 3 μm, (c) Nitrid von einer oder mehreren Arten von Elementen, ausgewählt aus Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems, mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,2 bis 3 μm, besonders 0,5 bis 3 μm und gegebenenfalls (d) Ausgangsmaterialpulver von Al oder zumindest einem Metall der Eisenfamilie mit jeweils einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 5 μm, in einer spezifischen Zusammensetzung gewogen. Diese Zusammensetzung wird dann gemahlen und durch eine Kugelmühle 16 bis 72 Stunden lang vermischt. Mehr bevorzugt haben das Carbid-Ausgangsmaterialpulver und Nitrid-Ausgangsmaterialpulver einen mittleren Teilchendurchmesser im Bereich von 1 bis 3 μm.
Falls erforderlich wird danach des gemischte Pulver in eine bestimmte Form unter Anwendung eines bekannten Formgebungsverfahrens wie Preßformen, Gießen, Spritzfuß oder Extrusionsformen geformt.
Anschließend wird der geformte Körper dann in eine Ultrahochdruck-Sinteranlage zusammen mit einer getrennt hergestellten Trägerplatte aus Sinterhartmetall gegeben und 10 bis 30 Minuten bei einer bestimmten Temperatur im Bereich von 1200 bis 1600°C unter einem Druck von 4 bis 6 GPa gehalten, unter Erhalt des Substrates 26, das sich aus dem kubischen Bornitrid-Sinterkörper gemäß dieser Erfindung zusammensetzt. Um die Struktur zu erzielen, daß das Carbid der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems und das Nitrid der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems individuell vorhanden sind, ist es bevorzugt, die Temperaturerhöhungs- und -erniedrigungsraten auf 30 bis 50°C pro Minute einzustellen, daß die bestimmte Temperatur im Bereich von 1200 bis 1600°C liegt, der Druck 5 GPa ist und die Heizhaltezeit 10 bis 15 Minuten beträgt.
Dann wird die harte Beschichtungsschicht 27 auf der Oberfläche des Substrates 26 gebildet. Die Beschichtungsschicht 28 wird auf gleiche Weise wie beim ersten Ausführungsbeispiel gebildet.
Das vierte Ausführungsbeispiel ist sonst gleich wie das erste Ausführungsbeispiel und die Beschreibung hierfür wird daher weggelassen.
Fünftes Ausführungsbeispiel
Das Schneidwerkzeug des fünften Ausführungsbeispiels dieser Erfindung wird unter Bezugnahme auf die erwähnte schematische Perspektivansicht von 1A und die schematische Schnittansicht von 1B beschrieben.
Wie in 1A gezeigt ist, wird bei einem Schneidwerkzeug 1 dieses Ausführungsbeispiels ein Quersteg zwischen einer Freifläche 2 und einer Flanke 3 wie eine Schneidkante 4 geformt und wie in 1B gezeigt ist, wird eine Beschichtungsschicht 7 auf der Oberfläche eines Substrates 6 gebildet. Das Substrat 6 eines fünften bevorzugten Ausführungsbeispiels ist aus Aluminakeramik zusammengesetzt.
Das heißt die Aluminakeramik, die das Substrat 6 ausmacht, umfaßt in der Matrix von Aluminiumxoxid-Teilchen 10 bis 90 mass% von zumindest einem ausgewählt aus Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, -carbonitrid und -oxicarbonitrid. Durch Einfügen von Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, -carbonitrid oder -carbostickstoffoxid in die Aluminiumoxidkeramik kann die Festigkeit und Stärke des Substrates verbessert werden, und das Anhaften mit der Beschichtungsschicht 7 kann verbessert werden. Der Gehalt der zumindest einen Verbindung ausgewählt aus Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, -carbonitrid und -carbonitrooxid ist bevorzugt 20 bis 40 mass% im Hinblick auf die Eliminierung des Unterschiedes des thermischen Expansionskoeffizienten von der Beschichtungsschicht 8. Damit der Aluminiumoxidkermik durch das PVD-Verfahren eine Leitfähigkeit verliehen werden kann, unter Erhalt einer guten Filmbildungseigenschaft, ist es bevorzugt, daß Titancarbid oder Titancarbonitrid in einem Anteil von 20 bis 40 mass% enthalten ist.
Es ist mehr bevorzugt zumindest eines von Cobalt und Nickel in einem Anteil von 0,05 bis 10 mass% in die Aluminiumoxidkeramik einzufügen, damit die Festigkeit der Aluminiumoxidkeramiken und das Anhaften mit der Beschichtungsschicht verbessert wird. Bei dem physikalischen Dampfniederschlagsverfahren kann die Beschichtungsschicht mit einer hohen Anhaftung stabil gebildet werden, indem der Aluminiumoxidkeramik eine Leitfähigkeit verliehen wird. Bevorzugt ist der Anteil von zumindest einem von Cobalt und Nickel 0,5 bis 2 mass%.
Der mittlere Teilchendurchmesser der Aluminiumoxid-Teilchen, die in der Aluminiumoxidkeramik enthalten sind, ist 0,05 bis 3 μm, bevorzugt 0,1 bis 0,5 μm angesichts der Abriebsresistenz und Festigkeit. Der mittlere Teilchendurchmesser von zumindest einem von Titan- oder Siliciumcarbid, -nitrid, -carbonitrid und -carbonitroxid ist 0,2 bis 3 μm, bevorzugt 0,5 bis 1 μm angesichts der Verbesserungen der Abriebsresistenz und Festigkeit ebenso wie der Einstellung der Leitfähigkeit. Der Teilchendurchmesser der Aluminiumoxid-Teilchen und der oben erwähnten Teilchen aus der Titan- oder Silicium-Verbindung wird entsprechend dem Verfahren zum Messen eines mittleren Teilchendurchmessers von Sinterhartmetall wie in CIS-019D-2005 definiert gemessen.
Die Beschichtungsschicht 7 hat eine Beschichtungsschicht 8 und eine andere Beschichtungsschicht 15. Die andere Beschichtungsschicht 15 kann weggelassen werden.
Die Beschichtungsschicht 8 ist die gleiche wie die Beschichtungsschicht in dem ersten bevorzugten Ausführungsbeispiel. Wenn das Substrat 6 die genannte Aluminiumoxidkeramik ist, kann die Beschichtungsschicht 8 eine Zusammensetzung haben, ausgedrückt durch Ti_1-a-b-c-dAl_aW_bSi_cM_d(C_xN_1-x), worin M zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1.
In der genannten Zusammensetzung der Beschichtungsschicht 8 kann die Oxidationsstarttemperatur erhöht werden, unter Erhöhung der Oxidationsresistenz. Dies verbessert die Abriebsresistenz des Werkzeuges 1 während des Schneidens und unterdrückt insbesondere den Fortschritt des Kraterabriebs beim Verarbeiten von schwer zu schneidenden Materialien wie gehärtetem Stahl. Zusätzlich kann die restliche Spannung innerhalb der Beschichtungsschicht 8 reduziert werden und daher kann das Abplatzen, das an der Spitze der Schneidkante 4 auftreten kann, unterdrückt werden, wodurch die Bruchresistenz erhöht wird.
Weil die Beschichtungsschicht 8 keine hohe Restspannung aufweist, wenn sie verdickt ist, ist die Beschichtungsschicht 7 für ein Abplatzen nicht anfällig. Selbst wenn die Beschichtungsschicht eine Filmdicke von 0,5 bis 5 μm aufweist, kann ein Abplatzen und eine Schüppchenbildung durch die restliche Spannung der Beschichtungsschicht 8 selbst verhindert werden. Als Ergebnis ist die Bruchresistenz hoch und eine ausreichende Abriebsresistenz kann aufrecherhalten werden. Die Filmdicke der Beschichtungsschicht liegt bevorzugt im Bereich von 0,5 bis 5 μm.
Es ist gewünscht, daß der andere Aufbau der Beschichtungsschicht 7 gleich wie beim ersten Ausführungsbeispiel ist. Insbesondere bei Verwendung als Schneidwerkzeug zur Verarbeitung von Materialien mit hoher Härte ist die Dicke der Beschichtungsschicht 7 bevorzugt 0,5 bis 5 μm. Bei Verwendung als Schneidwerkzeug zum Verarbeiten von Gußeisen ist die Dicke der Beschichtungsschicht 7 bevorzugt 1 bis 3 μm.
Die Oberflächenrauhigkeit der Grenzfläche zwischen dem Substrat 6 und der Beschichtungsschicht 7 ist bevorzugt 0,01 bis 0,2 μm, um die Oberfläche der Beschichtungsschicht zu glätten und das Anhaften mit der Beschichtungsschicht zu verstärken.
<Herstellungsverfahren>
Ein Verfahren zum Herstellen des Werkzeuges gemäß dem fünften Ausführungsbeispiel wird nachfolgend erläutert.
Als Ausgangsmaterialpulver werden beispielsweise (i) Aluminiumoxid-Ausgangsmaterialpulver mit einem bestimmten mittleren Teilchendurchmesser im Bereich von 0,2 bis 3 μm, (ii) Magnesiumoxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 2 μm, (iii) Cobaltoxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,1 bis 2 μm und (iv) Nickeloxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,1 bis 2 μm in einer speziellen Zusammensetzung gewogen und gemahlen und vermischt.
Das erhaltene gemischte Pulver wird dann zu einer bestimmten Form unter Verwendung irgendeines bekannten Formgebungsverfahrens, wie Preßformen, Schlickerguß, Spritzguß oder Extrusionsformen geformt. Danach wird der geformte Körper vom Bindemittel befreit (debindered) und bei 1500 bis 1750°C in der Atmosphäre oder einer nichtoxidierenden Atmosphäre, bevorzugt in einer nicht-oxidieren Argonatmosphäre gesintert. Falls gewünscht wird die Oberfläche des Substrate 6, das sich aus der erhaltenen Aluminiumoxidkeramik zusammensetzt, gemahlen.
Dann wird die Beschichtungsschicht 7 auf der Oberfläche des Substrates 6 gebildet. Die Beschichtungsschicht 8 wird auf gleiche Weise wie bim ersten Ausführungsbeispiel geformt.
Das fünfte Ausführungsbeispiel ist sonst gleich wie das erste und die Beschreibung wird daher weggelassen.
Beispiele
Die folgenden Beispiele erläutern die Art der Durchführung dieser Erfindung. Es ist jedoch zu verstehen, daß die Beispiele nur zur Erläuterung angegeben werden und die Erfindung soll nicht auf irgendeines der spezifischen Materialien oder Bedingungen hierin beschränkt werden.
Beispiel I-a
Zu Wolframcarbid(WC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 μm wurden 10 mass% metallisches Cobalt(Co)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm, 0,5 mass% Titancarbid(TiC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,0 μm und eine Gesamtmenge von 5 mass% Vanadiumcarbid(VC)-Pulver und Chromcarbid(Cr₃C₂)-Pulver gegeben und vermischt. Das vermischte Pulver wurde zu einer Wegwerfspitzen-Insertform (CNMA120408) preßgeformt. Dann erfolgte ein Bindemittelentfernungsverfahren und anschließendes Sintern im Vakuum von 0,01 Pa bei 1450°C für 1 Stunde, unter Erhalt eines Sinterhartmetallsubstrates. Das Substrat wurde dann einer Schneidkantenverarbeitung (Honen R) durch Bürsten unterworfen.
Das Substrat wurde in eine Bogenionen-Plattieranlage gegeben und auf 500°C erwärmt. Danach wurde eine Beschichtungsschicht gemäß Tabelle 1 gebildet. Die Filmbildungsbedingungen waren die folgenden. Ein gemischtes Gas aus Stickstoffgas und Argongas (Stickstoffgas:Argongas = 2:8) wurde in eine Atmosphäre gegeben, so daß der Gesamtdruck 2,5 Pa war. Der Bogenstrom war 100 A, die Bias-Spannung was 50 V und die Erwärmungstemperatur war 500°C. Die Zusammensetzung der Beschichtungsschicht wurde durch Verwendung eines Abtastelektronenmikroskopes (VE-8800), hergestellt von KEYENCE CORPORATIONS, bei einer Vergrößerung von 500 beobachtet, und die quantitative Analyse der Zusammensetzung erfolgte bei einer Beschleunigungsspannung von 15 kV entsprechend dem ZAF-Verfahren, einer Art eines energiedispersiven Röntgenbeugungsanalyse-(EDX)-Verfahrens, indem ein EDAX-Analysator (AMETEK EDAX-VE9800) verwendet wurde, der mit dem obigen Mikroskop versehen war. Die Elemente, die mit diesem Verfahren nicht gemessen werden konnten, wurden durch Bestrahlen von monochromem AlK (200 μm, 35 W, 15 kV) von einer Röntgenbeugungsquelle bis zu einem gemessenen Bereich von etwa 200 μm unter Verwendung einer Röntgenbeugungs-Photoelektronenspektroskopie (Quantum 2000) hergestellt von PHYSICAL ELEKTRONICS, gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
Das erhaltene Insert (Schneidwerkzeug) wurde verwendet, um einen Oxidationstest durch Halten bei 900°C für 1 Stunde durchzuführen. Das Gewicht des Inserts wurde vor und nach dem Test gemessen. Eine Erhöhung des Gewichtes wurde als Anzeichen für die Oxidation aufgrund der Oxidationsreaktion pro spezifischer Oberfläche verwendet. Ein kleinerer Fortschritt der Oxidation zeigt eine höhere Oxidationsresistenz an.
Dann wurde das gleiche Insert verwendet zur Durchführung eines Schneidtestes unter folgenden Schneidbedingungen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
Schneidverfahren: Drehen
Schneidgegenstand: SCM450
Schneidgeschwindigkeit: 150 m/min
Zuführrate: 0,25 mm/rev
Schnitttiefe: 1,5 mm
Schneidzustand: Trocken
Auswertungsverfahren: Nach 20-minütigem Schneiden wurde das Vorhandensein/Abwesenheit von Abplatzen, die Abriebsbreite der Flanke und die Abriebsbreite der Schneidkante bewertet.
Folgendes ist aufgrund von Tabelle 1 ersichtlich. Bei den Proben I-1 und I-16, die kein M enthalten (zumindest eines ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) und bei der Probe I-17, die kein Al und M (zumindest eines ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthält, wurde die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht erniedrigt, unter Erhöhung der Abriebsmenge des Werkzeuges beim Schneiden. Bei der Probe I-18, bei der ”a” (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 war, wurde die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht erniedrigt, unter Verschlechterung der Abriebsresistenz. Bei der Probe I-19, bei der ”a” (Al-Gehalt) größer als 0,55 war, wurde die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht vom kubischen Kristall zum hexagonalen Kristall teilweise geändert, was zu einer schlechten Abriebsresistenz des Werkzeuges führte. Bei der Probe I-20, bei der ”b” (W-Gehalt) 0,1 überstieg, war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert. Bei der Probe I-21, bei der ”c” (Si-Gehalt) größer als 0,5 war, wurde die Abriebsresistenz erniedrigt. Bei der Probe I-22, bei der ”d” (M-Gehalt) 0,1 überstieg, wurde die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert.
Auf der anderen Seite waren bei den Proben I-2 bis I-15, bei denen die Zusammensetzung der harten Schicht im Bereich gemäß dieser Erfindung lag, die thermische Resistenz und Schweißresistenz für einen Schneidgegenstand verbessert unter Entfaltung einer ausgezeichneten Abriebsresistenz ebenso wie guten Bruchresistenz.
Beispiel I-b
Zu Wolframcarbid(WC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 μm wurden 10 mass% Metallcobalt(Co)-Pulver und insgesamt 1 mass% Vanadiumcarbid(VC)-Pulver und Chromcarbid (Cr₃C₂)-Pulver gegeben und vermischt. Das gemischte Pulver wurde geformt, gesintert und gemahlen, unter Erhalt eines Fingerfräsers mit vier Rillen und einem externen Durchmesser von 16 mm. Mit dem gleichen Bogenionen-Plattierverfahren wie bei Beispiel I-a wurden die Beschichtungsschichten mit den unterschiedlichen Zusammensetzungen gemäß Tabelle 1 auf dem Substrat gebildet.
Dann wurden die erhaltenen hart beschichteten Fingerfräsen verwendet, um einen Schneidtest unter folgenden Schneidbedingungen durchzuführen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
Schneideerfahren: Abwärtsschnitt
Schneidgegenstand: SCM440
Schneidgeschwindigkeit: 80 m/min
Zuführrate: 0,08 mm/Zahn
Schneidtiefe: d = 18 mm × Querschneiden w = 1,5 mm
Schneidzustand: Luftstrom
Auswertungsverfahren: Nach 90-minütigem Schneiden wurden das Vorhandensein/Abwesenheit von Abplatzungen und die Abriebsbreite der Flanke bewertet.
Folgendes ist aus Tabelle 1 ersichtlich. Wie die Auswertungsergebnisse beim Insert (Schneidwerkzeug) von Beispiel I-1 hatten bei den Proben I-1 und I-16, die kein M (zumindest eins, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielten, die Proben I-17, die kein Al und M (zumindest eins ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielt und die Probe I-18, bei der ”a” (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 war, die Fingerfräse eine große Abriebsmenge, was zu einer geringen Abriebsresistenz führt. Bei der Probe I-19, bei der ”a” (Al-Gehalt) größer als 0,55 war, Probe I-20, bei der ”b” (W-Gehalt) größer als 0,1 war und Probe I-21, bei der ”c” (Si-Gehalt) größer als 0,05 war, hatten die Werkzeuge eine geringe Abriebsresistenz. Bei der Probe I-22, bei der ”d” (M-Gehalt) 0,1 überstieg, war die Abriebsresistenz der Beschichtungsschicht erniedrigt.
Auf der anderen Seite wurden bei den Proben I-2 bis I-15, bei der die Zusammensetzung der harten Schicht im Bereich gemäß dieser Erfindung lag, eine ausgezeichnete Abriebsresistenz und Bruchresistenz in der Verarbeitung der Fingerfräse erhalten.
Beispiel I-c
Unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel I-a wurde die Beschichtungsschicht gemäß Tabelle 2 auf dem Substrat von Beispiel I-a gebildet und die Werkzeugleistung wurde unter den gleichen Bedingungen wie bei den Beispielen I-a und I-b bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Aufgrund von Tabelle 2 ist ersichtlich, daß die Proben I-27 und I-28, die keine Beschichtungsschicht aufwiesen, eine geringe Abriebsresistenz und ein Abplatzen an der Schneidkante aufwiesen. Auf der anderen Seite waren die Proben I-23 und I-26, die mit der Beschichtungsschicht gemäß dieser Erfindung versehen waren, frei von Abplatzen und entfalteten eine ausgezeichnete Abriebsresistenz.
Beispiel I-d
Zu feinteiligem Wolframcarbid(WC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 μm und groben Wolframcarbid(WC)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 2,5 μm wurden 6 mass% metallisches Cobalt(Co)-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm und 0,4 mass% Chromcarbid(Cr₃Cr₂)-Pulver gegeben und durch eine Attritor-Mühle für die Zeit gemäß Tabelle 3 vermischt. Das gemischte Pulver wurde dann getrocknet, zur Herstellung von Körnchen durch einen Sprühtrockner. Unter Verwendung der resultierenden Körnchen wurde das Sinterhartmetallsubstrat gemäß Tabelle 3 hergestellt.
Die Beschichtungsschicht gemäß Tabelle 4 wurde auf der Oberfläche des Substrates unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel I-a gebildet, und die Werkzeugleistung wurde unter den gleichen Schneidbedingungen wie bei Beispiel I-a bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.
Beispiel II (Schneidwerkzeuge mit einem Sinterhartmetallsubstrat)
Die Körnchen gemäß Beispiel 1-d wurden in einer bestimmten Wegwerf-Insertform (DCET11T301) preßgeformt mit anschließendem Entbinden. Dies wurde dann unter Vakuum von 0,01 Pa und den Bedingungen gemäß Tabelle 5 gesintert, unter Erhalt des Sinterhartmetall-Substrates.
Das Substrat wurde in einen Ionenbogen-Plattieranlage gegeben und auf 500°C erwärmt. Danach wurde eine Beschichtungsschicht gemäß Tabelle 5 gebildet. Die Filmbildungsbedingungen und die Zusammensetzungsanalyse der Beschichtungsschicht wurden auf gleiche Weise wie bei Beispiel I-a durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.
Das erhaltene Insert wurde zur Durchführung eines Schneidtests unter folgenden Bedingungen verwendet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.
Schneideerfahren: Drehen
Schneidgegenstand: Automatenstahl (SUM23L)
Schneidgeschwindigkeit: 100 m/min
Zuführrate: 0,08 mm/rev
Schneidtiefe: 0,5 mm
Schneidzustand: Trocken
Auswertungsverfahren: Nach 10-minütigem Schneiden wurde das Vorhandensein/Abwesenheit des Abplatzens und die Oberflächenrauhigkeit (Rz) des geschnittenen Gegenstandes beobachtet.
Folgendes ist aufgrund von Tabelle 5 ersichtlich. Bei den Proben II-1 und II-8, die kein M (zumindest eines von Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielten, und der Probe II-9, die kein Al und M (zumindest eines ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielt, war die Oxidationsstarttemperatur erniedrigt, unter Erhöhung der Menge des Abriebs des Werkzeuges beim Schneiden. Ebenso war bei der Probe II-10, bei der in ”a” (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 war, die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht A erniedrigt, unter Verschlechterung der Abriebsresistenz des Werkzeuges. Im Gegensatz dazu war bei Probe II-14, bei der ”a” (Al-Gehalt) größer als 0,55 war, die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht A teilweise vom kubischen Kristall in einen hexagonalen Kristall geändert, und die Abriebsresistenz des Werkzeuges war verschlechtert. Bei der Probe II-11, bei der ”b” (W-Gehalt) 0,1 überstieg, war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert. Bei der Probe II-12, bei der ”c” (Si-Gehalt) 0,05 überstieg, war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert. Bei der Probe II-13, bei ”d” (M-Gehalt) 0,1 überstieg, war die Abriebsresistenz erniedrigt.
Auf der anderen Seite hatten die Proben II-2 bis II-7, bei denen die Zusammensetzung der harten Schicht im Bereich dieser Erfindung lag, eine ausgezeichnete Abriebsresistenz und gute Bruchresistenz.
Beispiel III-a (Schneidwerkzeuge mit einem Cermet-Substrat)
In den Verhältnissen gemäß Tabelle 6 wurden TiCN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,7 μm, TiN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm, TaC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 2 μm, NbC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm, WC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,1 μm, ZrC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,8 μm, VC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,0 μm, Ni-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 2,4 μm und Co-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,9 μm durch ein ”Microtrack”-Verfahren gemessen und diese Pulver wurden zusammen vermischt. Das erhaltene gemischte Pulver wurde mit Isopropylalkohol (IPA) unter Verwendung einer rostfreien Stahlkugelmühle und Sinterhartmetallkugeln vermischt. Zum gemischten Pulver wurden 3 mass% Paraffin gegeben und vermischt und dann in eine Werkzeugform gemäß DCET11T301 bei 200 MPa preßgeformt, mit anschließendem Sintern unter den Sinterbedingungen gemäß Tabelle 6. Bei den Temperaturerhöhungsschritten (b) und (c) ist die N₂-Atmosphäre in Tabelle 1 gezeigt.
In der Tabelle 6 bedeutet die Temperaturerhöhungsrate A eine Rate, bei der eine Temperatur auf eine erhöhte Temperatur A angehoben wird, die Temperaturerhöhungsrate B bedeutet eine Rate, bei der die erhöhte Temperatur A auf eine erhöhte Temperatur B erhöht wird, und die Temperaturerhöhungsrate C bedeutet eine Rate, bei der die erhöhte Temperatur B auf eine erhöhte Temperatur C erhöht wird. Das BC-Verfahren bedeutet eine Zeitperiode beim Durchgang von der erhöhten Temperatur B zur erhöhten Temperatur C und erreicht einen Temperaturerniedrigungspunkt.
Das erhaltene Cermet-Substrat wurde mit einem Diamantschleifer bearbeitet, und die Herstellung einer Beschichtungsschicht und die Zusammensetzungsanalyse davon wurden unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel I-a durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt. Die Dicke der Beschichtungsschicht war 1,0 μm.
Das erhaltene Schneidwerkzeug wurde mit einem Elektronenabtastmikroskop (SEM) beobachtet. Im Hinblick auf 5 willkürliche Positionen an der Oberfläche und im Inneren des Schneidwerkzeuges erfolgte eine Bildanalyse für einen Bereich von 7 mm × 7 mm auf einem Mikrophotoapparat mit einer Vergrößerung von 7000, um die Existenz der harten Phase zu bestätigen (erste, zweite und dritte harte Phase). Der mittlere Teilchendurchmesser dieser Positionen wurde ebenfalls gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt.

Das erhaltene Insert wurde verwendet, um einen Schneidtest unter folgenden Bedingungen durchzuführen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt.
Schneidgegenstand: Automatenstahl (SUM23L)
Schneidgeschwindigkeit: 120 m/min
Zuführrate: 0,05 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 0,5 mm
Schneidzustand: Naß (unter Verwendung eines öligen Schneidfluids)
Auswertungsverfahren: Die Oberflächenrauhigkeit der geschnittenen Oberfläche nach einem 600-minütigen Vorgang des Schneidens des äußeren Durchmessers durch eine Schneidlänge von 20 mm, von ϕ20 mm bis ϕ10 mm wurde bewertet.

Tabelle 8

Probe Nr.	Beschichtungsschicht	Oberflächenrauhigkeit (μm)
III-1	Ti_0,35Al_0,45W_0,1Si_0,05Nb_0,05C_0,03N_0,7	4,95
III-2	Ti_0,40Al_0,50W_0,04Si_0,03Mo_0,03N	4,76
III-3	Ti_0,46Al_0,49W_0,02Si_0,01Nb_0,02N	4,22
III-4	Ti_0,40Al_0,48W_0,05Si_0,02Ta_0,05N	4,41
III-5	Ti_0,40Al_0,49W_0,05Si_0,03Y_0,03N	4,12
III-6	Ti_0,40Al_0,48W_0,05Si_0,02Ta_0,05N	3,81
III-7	Ti_0,40Al_0,48W_0,04Si_0,03Hf_0,05N	3,15
*III-8	Ti_0,36Al_0,60W_0,02Si_0,01Mo_0,01N	8,35
*III-9	Ti_0,2Al_0,53Si_0,02Ta_0,05N	8,25
*III-10	Ti_0,4Al_0,53Si_0,02Ta_0,05N	Bruch
*III-11	Ti_0,40Al_0,45W_0,05Si_0,1N	7,48
*III-12	Ti_0,26Al_0,50W_0,02Si_0,02Mo_0,2N	7,55
*III-13	Ti_0,40Al_0,45W_0,05Si_0,1Nb_0,1N	7,65
*III-14	Ti_0,40Al_0,40W_0,10Si_0,05Nb_0,05N	6,24
*III-15	Ti_0,56Al_0,40W_0,02Si_0,01Mo_0,01N	7,46
III-16	Ti_0,40Al_0,50W_0,04Si_0,03Mo_0,03N	5,53
III-17	Ti_0,46Al_0,49W_0,02Si_0,01Nb_0,02N	5,85
III-18	Ti_0,40Al_0,48W_0,05Si_0,02Ta_0,05N	5,11
III-19	Ti_0,40Al_0,49W_0,05Si_0,03Y_0,03N	5,93
III-20	Ti_0,30Al_0,45W_0,20Si_0,02Nb_0,03N	5,26
III-21	Ti_0,40Al_0,50W_0,04Si_0,03Mo_0,03N	5,38
III-22	Ti_0,46Al_0,49W_0,02Si_0,01Nb_0,02N	5,42
III-23	Ti_0,40Al_0,48W_0,05Si_0,02Ta_0,05N	5,76
III-24	Ti_0,40Al_0,49W_0,05Si_0,03Y_0,03N	5,91
III-25	Ti_0,40Al_0,49W_0,05Si_0,03Y_0,03N	5,06
III-26	Ti_0,40Al_0,49W_0,05Si_0,03Y_0,03N	5,28
*III-27	Ti_0,45Al_0,45W_0,05Nb_0,05N	6,11

* Probe außerhalb des Umfangs dieser Erfindung

Folgendes wird aufgrund von Tabelle 6 bis 8 festgestellt. Bei der Probe III-8, bei der ”a” (Al-Gehalt) größer als 0,55 war, änderte sich die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht A teilweise vom kubischen Kristall zum hexagonalen Kristall, so daß das Werkzeug eine schlechte Abriebsresistenz hatte, und daher wurde die endgültige Oberflächenrauhigkeit erniedrigt. Im Gegensatz dazu war bei der Probe III-15, bei der ”a” (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 war, die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht A erniedrigt, unter Verschlechterung der Abriebsresistenz des Werkzeuges, wodurch die Endoberflächenrauhigkeit erniedrigt wurde. Bei der Probe III-10, bei der kein W enthalten war und ”b” (W-Gehalt) Null war, wies das Werkzeug ein Abplatzen auf. Im Gegensatz dazu hatte bei der Probe III-9, bei der ”b” (W-Gehalt) 0,1 überstieg, das Werkzeug eine schlechte Abriebsresistenz. Bei diesen zwei Proben war die Endoberflächenrauhigkeit erniedrigt. Bei der Probe III-13, bei der ”c” (Si-Gehalt) 0,05 überstieg, war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert und die Endkoberflächenrauhigkeit war erniedrigt. Bei der Probe III-11, die kein M (zumindest eins, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielt, war die Oxidationsstarttemperatur erniedrigt, unter Erhöhung der Menge des Abriebsdes Schneidwerkzeuges beim Schneiden. Im Gegensatz dazu war bei der Probe III-12, bei der ”d” (M-Gehalt) 0,1 überstieg, die Abriebsresistenz erniedrigt, und die Endoberflächenrauhigkeit war erniedrigt.
Auf der anderen Seite waren bei den Proben III-1 bis III-2 und III-16 bis III-26, bei denen die Zusammensetzung der harten Schicht im erfindungsgemäßen Bereich lag, die thermische Resistenz und Niederschlagsresistenz verbessert, unter Erhalt einer ausgezeichneten Abriebsresistenz und guten Bruchresistenz. Dies führte zu einer guten Oberflächenrauhigkeit der endgültigen Oberfläche.
Beispiel III-b
Ein Schneidwerkzeug (Probe Nr. III-27) wurde unter den gleichen Bedingungen wie die Probe III-7 bei Beispiel III-a hergestellt, mit der Ausnahme, daß die Werkzeugform in CNMG120408 geändert wurde und die Schichtdicke der Beschichtungsschicht 3,0 μm war. Diese Probe wurde zur Durchführung eines Schneidtests unter den folgenden Bedingungen verwendet.
Schneidgegenstand: SNCN439
Schneidgeschwindigkeit: 300 m/min
Zuführrate: 0,20 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 1,0 mm
Schneidzustand: Naß (wäßriges Schneidfluid)
Auswertungsverfahren: Kontinuierliches Schneiden des Außendurchmessers (Abriebsbreite der Flanke nach 30-minütigem Vorgang).
Als Vergleichsprobe wurde ein Schneidwerkzeug (Probe III-28) auf gleiche Weise wie die Probe III-14 bei Beispiel III-a hergestellt, mit der Ausnahme, daß die Werkzeugform in CNMG120408 geändert wurde und die Schichtdicke der Beschichtungsschicht 3,0 μm war. Die gleiche Schneidbewertung wie oben wurde durchgeführt.
Bei der Probe III-27 war die Abriebsfreite der Flanke 0,094 mm selbst 30 Minuten nach Beginn des Schneidens. Auf der anderen Seite war bei der Probe III-28 die Abriebsbreite der Flanke 0,27 mm 30 Minuten nach Beginn des Schneidens. Das heißt, die Abriebsresistenz der Probe III-28 war schlechter als die bei der Probe III-27.
Beispiel III-c
Ein Schneidwerkzeug (Probe III-29) wurde unter den gleichen Bedingungen wie die Probe III-7 bei Beispiel III-a hergestellt, mit der Ausnahme, daß das TiCN-Pulver und das Co-Pulver als Cermet-Ausgangsmaterialen des Substrates in 30 mass% TiCN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,7 μm (gleich wie bei der Probe III-7), 22 mass% TiCN-Pulver mit 10 mass% Co und mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,0 μm und 7 mass% Co-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,9 μm (gleich wie bei der Probe III-7) geändert wurde.
Bei dem erhaltenen Schneidwerkzeug wurde die Existenz der harten Phase (erste, zweite und dritte harte Phase) unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel III-a bestätigt. Die Ergebnisse waren: d_1in = 0,70 μm, d_2in = 1,50 μm, d_3in = 0,50 μm, d_in = 0,90 μm, S_1in = 55 Flächen%, S_2in = 40 Flächen%, S_3in = 2 Flächen%, S_1sf = 25 Flächen%, S_2sf = 70 Flächen%, S_3sf= 2 Flächen%, S_1sf/S_1in = 0,45 und S_2sf/S_2in = 1,75. Eine Schneidbewertung erfolgte unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel III-a. Die Oberflächenrauhigkeit (Rz) der bearbeiteten Oberfläche des Schneidgegenstandes war 3,31 μm.
Die Probe III-29 wurde weiterhin durch ein Transmissionselektronenmikroskop (TEM) beobachtet. Spezifisch wurde die erste harte Phase mit einer Kernstruktur beobachtet, unter Feststellung von mehreren Kernteilzusammensetzungn. Es wurde bestätigt, daß es einen Kernteil gab, dessen Metallzusammensetzung nur aus Ti bestand, und einen Kernteil gab, dessen Metallzusammensetzung aus Ti und Co bestand.
Beispiel IV-a (Schneidwerkzeug, versehen mit einem Substrat aus einem cBN-Sinterkörper)
50 Vol.% eines cBN-Ausgangsmaterialpulvers mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 μm, 40 Vol.% TiN-Ausgangsmaterialpulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm und 10 Vol.% Al-Metall-Ausgangsmaterialpulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm wurden hergestellt. Diese Pulver wurden 15 Stunden durch eine Kugelmühle unter Verwendung von Aluminiumoxid-Kugeln vermischt. Das gemischte Pulver wurde bei einem Druck von 98 MPa preßgeformt. Unter Verwendung einer Ultrahochdruckanlage wurde der gebildete Körper durch Erhöhend er Temperatur bei 50°C/min und Halten bei einem Druck von 5,0 GPa und bei 1500°C für 15 Minuten und anschließendes Erniedrigen der Temperatur bei 50°C/min gesintert, unter Erhalt eines cBN-Sinterkörpers. Der erhaltene Sinterkörper wurde in bestimmte Dimensionen durch ein Drahtverfahren mit Elektroentladung geschnitten. Eine Schneidkantenschulter, die an der Spitze der Schneidkante des Sinterhartmetallsubstrates gebildet war, wurde hartgelöstet. Die Schneidkante des cBN-Sinterkörpers wurde einem Abschreckhonen unter Verwendung einer Diamantschleifscheibe unterworfen.
Die Herstellung der Beschichtungsschicht auf dem somit erhaltenen Substrat (mit einer Wegwerfspitzenform wie in JIS-CNGA12048 definiert) und die Zusammensetzungsanalyse davon wurden auf gleiche Weise wie bei Beispiel I-a durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 als Zusammensetzung der Beschichtungsschicht gezeigt.

Die erhaltene Wegwerfspitze (Schneidwerkzeug), die wie ein Nuten-Schneidwerkzeug geformt war, wurde zur Durchführung eines Schneidtests unter folgenden Bedingungen verwendet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 gezeigt.
Schneideerfahren: Licht-intermettierendes Endflächenmahlen
Schneidgegenstand: SNM435 (carbonisierter und gehärteter
Stahl: 58 bis 62 der in ”c”-Skala der Rockwell-Härte (HRC) mit drei Löchern
Schneidgeschwindigkeit: 150 m/min
Zuführrate: 0,15 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 0,2 mm in der Schulter, 0,4 mm in der Tiefe
Schneidzustand: Trocken
Auswertungsverfahren: Das Verarbeiten wurde durchgeführt bis ein Bruch auftrat, und die Auswertung erfolgte auf der Zahl der Schocks bis zum Bruch. Das Vorhandensein/Abwesenheit von Abplatzungen wurde mit einem Mikroskop jedesmal dann bestätigt, wenn die Schockzahl 300 erreichte. Tabelle 9

Probe	Beschichtungsschicht		Schockzahl bis zum Bruch (Anzahl)
Nr.	Zusammensetzung	Dicke (μm)	Schockzahl bis zum Bruch (Anzahl)
IV-1	(Ti_0,47Al_0,49W_0,02Si_0,01Nb_0,01)N	2,0	13540
IV-2	(Ti_0,43Al_0,45W_0,07Si_0,04Mo_0,01)N	2,5	12056
IV-3	(Ti_0,44Al_0,47W_0,03Si_0,03Y_0,03)N	1,8	10006
IV-4	(Ti_0,43Al_0,48W_0,10Si_0,01Hf_0,01)N	1,5	10824
IV-5	(Ti_0,35Al_0,45W_0,05Si_0,05Nb_0,10)C_0,5N_0,5	0,8	12520
IV-6	(Ti_0,45Al_0,46W_0,04Si_0,02Nb_0,03)N	3,5	13232
IV-7	(Ti_0,41Al_0,50W_0,05Si_0,03Nb_0,01)N	4,2	12864
IV-8	(Ti_0,46Al_0,50W_0,02Si_0,01Mo_0,01)N	1,5	13144
IV-9	(Ti_0,33Al_0,54W_0,07Si_0,05Nb_0,01)N	2,8	11886
IV-10	(Ti_0,48Al_0,47W_0,02Nb_0,02Si_0,01)N	0,5	12324
*IV-11	TiCN	1,2	3298
*IV 12	(Ti_0,5Al_0,5)N	3	7760
*IV-13	(Ti_0,7Al_0,3)N	1,8	6984
*IV-14	(Ti_0,4Al_0,45Si_0,05Nb_0,01)N	3,5	7924
*IV-15	(Ti_0,38Al_0,5Si_0,12)N	2,1	5432
*IV-16	Ti_0,36AlW_0,02Si_0,01Mo_0,01N	3,2	8508
*IV-17	Ti_0,2Al_0,53WSi_0,02Ta_0,05N	2,2	6824
*IV-18	Ti_0,40Al_0,45W_0,05SiN(Nb₀)	1,5	7356
*IV-19	Ti_0,47Al_0,50W_0,02Si_0,02MoN	2,5	7882
*IV-20	Ti_0,30Al_0,45W_0,05Si_0,1Nb_0,1N	3	7545
*IV-21	Ti_0,56Al_0,40W_0,02Si_0,01Mo_0,01N	1,8	8224
*IV-22	Ti_0,45Al_0,45W_0,05Mo_0,05N	1,8	9532

* Probe außerhalb des Umfangs dieser Erfindung

Folgendes geht aufgrund der Tabelle 9 hervor. Bei der Probe IV-16, bei der ”a” (Al-Gehalt) größer als 0,55 war, änderte sich die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht teilweise vom kubischen Kristall in einen hexagonalen Kristall, so daß die Abriebsresistenz des Werkzeuges schlecht war und daher ein Kraterabrieb fortschritt. Im Gegensatz dazu war bei der Probe IV-21, bei der ”a” (Al-Gehalt) kleiner als 0,45 war, die Oxidationsstarttemperatur der Beschichtungsschicht niedrig, so daß die Abriebsresistenz des Werkzeuges schlecht war und daher ein Kraterabrieb fortschritt. Bei der Probe IV-14, bei der kein W enthalten war und ”b” (W-Gehalt) Null war, hatte das Werkzeug Abplatzungen. Bei der Probe IV-17, bei der ”b” (W-Gehalt) 0,1 überstieg, hatte das Werkzeug eine geringe Abriebsresistenz. Beide hatten somit eine kurze Lebensdauer. Bei den Proben IV-15, IV-18 und IV-20, bei denen ”c” (Si-Gehalt) 0,05 überstieg, war die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert und daher der Kraterabrieb fortgeschritten. Bei den Proben IV-11 bis IV-13, IV-15 und IV-18, die kein M (zumindest eines, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielten, war die Oxidationsstarttemperatur erniedrigt, unter Erhöhung des Abriebs des Werkzeuges beim Schneiden. Im Gegensatz dazu war bei der Probe IV-19, bei der ”d” (M-Gehalt) 0,1 überstieg, die Abriebsresistenz erniedrigt und daher schritt der Kraterabrieb fort, was zu einer kurzen Werkzeuglebensdauer führte.
Auf der anderen Seite war bei den Proben IV-1 bis IV-10, bei denen die Zusammensetzung der harten Schicht im Bereich gemäß dieser Erfindung lag, die Oxidationsresistenz verbessert, unter Erhalt einer ausgezeichneten Abriebsresistenz ebenso wie gute Bruchresistenz. Dies führte zu einer langen Lebensdauer des Werkzeuges.
Beispiel IV-b
Ein cBN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 μm, TiC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,0 μm, TiN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm, TiCN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm, ZrC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm, ZrN-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,2 μm, WC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,9 μm, HfC-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,0 μm, Al-Metallpulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 μm und metallisches Co-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,8 μm wurden hergestellt, unter Erhalt der Zusammensetzung gemäß Tabelle 10. Diese Pulver wurden mit einer Kugelmühle unter Verwendung von Aluminiumoxidkugeln 15 Stunden vermischt. Das gemischte Pulver wurde bei einem Druck von 98 MPa preßgeformt. Unter Verwendung einer Ultrahochdruck-Hochtemperaturanlage wurde der geformte Körper wie folgt gesintert. Die Temperatur davon wurde bei der Rate gemäß Tabelle 10 erhöht und bei der Temperatur für eine Zeit gemäß Tabelle 10 unter einem Druck von 5,0 GPa gesinert, und danach wurde die Temperatur bei der Temperaturerniedrigungsrate gemäß Tabelle 10 erniedrigt, unter Erhalt eines cBN-Sinterkörpers. Von dem erhaltenen Sinterkörper wurde ein Schneidwerkzeug durch die gleichen Schritte wie bei Beispiel IV-a erhalten. Getrennt davon wurde eine Beschichtungsschicht unter den gleichen Bedingungen wie bei der Probe IV-7 von Beispiel IV-a erhalten, mit der Ausnahme, daß die Schichtdicke der Beschichtungsschicht 3,0 μm war (Proben Nr. IV-22 bis IV-31). Diese Proben wurde verwendet zur Durchführung der Schneidbewertung wie oben beschrieben. Die Ergebnisse sind in Tabelle 11 gezeigt.
Alle Proben entfalteten eine langandauernde Schneidleistung. Unter anderem entfalteten die Proben IV-22 und IV-23, bei denen TiN und TiC im cBM Sinterkörper co-existierten, eine gute Schneidleistung.
Beispiel V (Schneidwerkzeug mit einem Substrat, das sich aus Aluminiumoxidkeramik zusammensetzt)
Aluminiumoxidpulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 μm, Magnesiumoxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1 μm, Cobaltoxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1 μm und Nickeloxid-Pulver mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1 μm wurden wie in Tabelle gezeigt hergestellt. Diese Pulver wurden mit einer Kugelmühle unter Verwendung von Aluminiumoxidkugeln 72 Stunden vermischt. Das gemischte Pulver wurde in einer Wegwerfspitzenform gemäß JIS-CNGA120408 bei einem Druck von 98 MPa preßgeformt. Der geformte Körper wurde dann einem Bindemittelentfernungsschritt unterworfen, mit anschließendem Sintern bei 1650°C in einer Nicht-Oxidationsatmosphäre aus Argon(Ar)-Gas von 0,04 MPa, unter Erhalt eines Aluminiumoxidkeramik-Substrates. Beide Hauptoberflächen des Aluminiumoxidkeramik-Substrates wurden gemahlen, und ein Schneidkantenteil des Substrates wurde einem Schräghonen unter Verwendung einer Diamantschleifscheibe unterworfen, so daß ein Honen R (R = 0,02 mm) an der Spitze der Schneidkante gebildet wurde.
Die Herstellung der Beschichtungsschicht auf dem somit erhaltenen Substrat und die Zusammensetzungsanalyse wurde auf gleiche Weise wie bei Beispiel I-a durchgeführt. Die Rauhigkeit der Grenzfläche wurde durch Berechnen der gezeichneten Linien entsprechend dem Berechnungsverfahren des arithmetischen Mittelwertes der Höhe (Ra) wie in JISB0601-2001 definiert, abgeschätzt. Die Ergebnisse sind als Zusammensetzung der Beschichtungsschicht in Tabelle 13 gezeigt.
Die erhaltene Wegwerfspitze (Schneidwerkzeug), die wie ein Schneidwerkzeug geformt war, wurde zur Durchführung eines Schneidtestes unter folgenden Bedingungen verwendet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 13 gezeigt.
Schneideerfahren: Äußeres peripheres Verarbeiten
Schneidgegenstand: SKD11
Schneidgeschwindigkeit: 150 m/min
Zuführrate: 0,5 mm/Umdrehung
Schneidtiefe: 0,5 mm
Schneidzustand: Trocken
Auswertungsverfahren: Zeit, wenn der Flankenabrieb 0,3 mm oder mehr erreichte oder Zeit bis zum Auftreten von Abplatzungen oder eines Bruchs.
Folgendes geht aus den Tabelle 12 und 13 hervor. Bei der Probe V-16, bei der ”a” (Al-Gehalt) größer als 0,55 war, änderte sich die Kristallstruktur der Beschichtungsschicht teilweise vom kubischen Kristall in einen hexagonalen Kristall, so daß die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert war und daher ein Kraterabrieb fortschritt. Im Gegensatz dazu war bei der Probe V-21, bei der ”a” (Al-Gehalt kleiner als 0,45 war, die Oxidationsstarttemperatur niedrig, so daß die Abriebsresistenz des Werkzeuges verschlechtert war und daher ein Kraterabrieb fortschritt. Bei den Proben V-14 und V-15, bei denen kein W enthalten war und ”b” (W-Gehalt) Null war, verursachte das Werkzeug eine Schüppchenbildung. Im Gegensatz dazu hatte die Probe V-17, bei der ”b” (W-Gehalt) 0,1 überstieg, das Werkzeug eine schlechte Abriebsresistenz. Daher hatten diese Proben eine kurze Lebensdauer. Bei der Probe V-20, bei der c (Si-Gehalt) 0,05 überstieg, war die Abriebsresistenz des Werkzeugs schlecht und daher schritt der Kraterabrieb fort. Bei den Proben V-11 bis V-13, 15 und 18, die kein M (zumindest eines ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y) enthielten, war die Oxidationsstarttemperatur erniedrigt, unter Erhöhung der Menge des Abriebs des Werkzeuges beim Schneiden. Im Gegensatz dazu war bei der Probe V-19, bei der ”d” (M-Zusammensetzungsverhältnis) 0,1 überstieg, die Abriebsresistenz erniedrigt und daher schritt der Kraterabrieb fort, wodurch eine geringe Werkzeuglebensdauer erhalten wurde.
Bei den Proben V-1 bis V-10, bei denen die Zusammensetzung der harten Schicht im Rahmen dieser Erfindung lagen, war die Oxidationsresistenz verbessert, unter Erhalt einer ausgezeichneten Abriebsresistenz ebenso wie guten Bruchresistenz. Dies führte zu einer langen Werkzeuglebensdauer.

Claims

Schneidwerkzeug, umfassend ein Substrat als Grundkörper und eine Beschichtungsschicht zum Beschichten einer Oberfläche des Substrates, wobei die Beschichtungsschicht sich zusammensetzt aus Ti_1-a-b-c-dAl_aW_bSi_cM_d(C_xN_1-x), worin M zumindest eines ist, ausgewählt aus Nb, Mo, Ta, Hf und Y, 0,45 ≤ a ≤ 0,55, 0,01 ≤ b ≤ 0,1, 0,01 ≤ c ≤ 0,05, 0,01 ≤ d ≤ 0,1 und 0 ≤ x ≤ 1, wobei „a” den Al-Gehalt, „b” den W-Gehalt und „c” den Si-Gehalt betrifft.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 1, das zusätzlich zu der Beschichtungsschicht eine weitere Schicht aufweist, die sich zumindest aus einer Verbindung zusammensetzt, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Carbiden, Nitriden und Carbonitriden von Al und den Elementen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 1, worin das Substrat ein Sinterhartmetallsubstrat ist, umfassend eine harte Phase und eine Binderphase, wobei die harte Phase eine Wolframcarbid-Phase mit zwei Peakspitzen in einer Teilchengrößenverteilung aufweist, wobei die zwei Peakspitzen eine Peakspitze an der Seite der feineren Teilchen mit einer Teilchengröße von 0,1 bis 0,8 μm und eine Peakspitze an der Seite der gröberen Teilchen mit einer Teilchengröße von 1,5 bis 3,0 μm aufweist, wobei die Wolframcarbid-Phase durch 5 bis 7 mass% einer Binderphase gebunden ist.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 3, worin die Wolframcarbid-Phase einen mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 bis 1,0 μm aufweist.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 1, worin das Substrat ein Cermet-Substrat ist, umfassend eine Binderphase, die sich aus einem Metall der Eisenfamilie zusammensetzt, und eine harte Phase, die sich aus einem Carbonitrid von Metallen der Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems zusammensetzt, worin Ti und W als essentielle Komponenten enthalten ist und Ti in der größten Menge vorhanden ist; wobei die harte Phase im Inneren des Cermet-Substrates einen mittleren Teilchendurchmesser d_in von 0,1 bis 1,5 μm aufweist; und worin ein Oberflächenschichtbereich existiert, bei dem die Konzentration W vom Inneren bis zur Oberfläche im Cermet-Substrat erhöht ist.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 5, worin in einem Querschnitt des Cermet-Substrates, beobachtet durch ein Abtastelektronenmikroskop, die harte Phase gebildet ist durch (i) eine Kombination aus einer ersten harten Phase mit einer Kernstruktur, bei der ein grauweißer peripherer Teil um einen schwarzen Kernteil existiert, und einer zweiten harten Phase mit einer grauweißen Monostruktur, und (ii) eine Kombination aus der ersten harten Phase, der zweiten harten Phase und einer dritten harten Phase mit einer schwarzen Monostruktur, wobei die erste harte Phase im Inneren des Cermet-Substrates einen mittleren Teilchendurchmesser d_1in von 0,1 bis 1,3 μm hat, die zweite harte Phase einen mittleren Teilchendurchmesser d_2in von 0,2 bis 1,5 μm hat und die dritte harte Phase einen mittleren Teilchendurchmesser d_3in von 0,2 bis 2,0 μm hat.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 6, worin in einer Innenstruktur des Cermet-Substrates, beobachtet durch ein Elektronenabtastmikroskop, ein Flächenverhältnis S_1in der ersten harten Phase 40 bis 80 Flächen% ist, ein Flächenverhältnis S_2in der zweiten harten Phase 5 bis 40 Flächen% ist und ein Flächenverhältnis S_3in der dritten harten Phase 0 bis 30 Flächen% ist, bezogen auf die gesamte Struktur.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 6, worin in der harten Phase der schwarze Kernbereich und die dritte harte Phase zumindest 80 mass% Ti enthalten und der grauweiße periphere Teil der ersten harten Phase und der zweiten harten Phase eine größere Menge des anderen Metalls als Ti in den Gruppen 4, 5 und 6 des Periodensystems als der schwarze Teil der ersten harten Phase enthalten.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 6, worin ein Teil des Kernteils der ersten harten Phase ein Metall der Eisenfamilie enthält.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 6, worin das Verhältnis eines mittleren Teilchendurchmessers d_sf der harten Phase in dem Oberflächenschichtbereich und des mittleren Teilchendurchmessers d_in (d_sf/d_in) 1,1 bis 1,8 ist.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 7, worin das Verhältnis eines Flächenverhältnisses S_1sf der ersten harten Phase in dem Oberflächenschichtbereich und des Flächenverhältnisses S_1in (S_1sf/S_1in) 0,3 bis 0,7 ist und das Verhältnis eines Flächenverhältnisses S_2sf der zweiten harten Phase in dem Oberflächenschichtbereich und des Flächenverhältnisses S_2in (S_2sf/S_2in) 1,5 bis 4 ist.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 6, worin in einem Querschnitt des Cermet-Substrates, beobachtet durch ein Elektronenabtastmirkroskop ein ultradünner Oberflächenbereich, bei dem ein Flächenverhältnis S_1ss der ersten harten Phase zumindest 80 Flächen% ist, in einem Tiefenbereich von nicht mehr als 5 μm in einem Oberflächenteil des Oberflächenschichtbereiches existiert.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 1, worin das Substrat aus einem cBN-Sinterkörper erzeugt ist.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 13, worin eine Binderphase im cBN-Sinterkörper TiN und TiC umfaßt.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 1, worin das Substrat sich aus Aluminiumoxidkeramik zusammensetzt, umfassend 10 bis 90 mass% von zumindest einem vom Titan- und Siliciumcarbiden, -nitriden, -carbonitriden und -oxicarbonitriden in einer Matrix von Aluminiumoxid-Teilchen enthält.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 15, worin die Aluminiumoxidkeramik weiterhin zumindest eines von Cobalt und Nickel in einem Anteil von 0,05 bis 10 mass% enthält.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 15, worin die Grenzflächenrauhigkeit zwischen dem Substrat und der Beschichtungsschicht 0,01 bis 0,2 μm ist.
Schneidwerkzeug nach Anspruch 15, worin die Beschichtungsschicht eine Dicke von 0,5 bis 10 μm hat.