Verfahren zur Herstellung eines beschichteten Hartmetall¬ schneidkörpers

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Schneidkörpers aus einem Hartmetall-Grundkörper, der mit einer oder mehreren dünnen bindemetallfreien Hartstoffschicht(en) überzogen ist, wobei eine WC, TiC, TaC und/oder NbC sowie Co als Bindemetall enthaltene Pulvermischung gemahlen, mit Pre߬ hilfsmitteln granuliert und zu einem dem herzustellenden Schneidkörper bis auf den Sinterschwund entsprechenden Preßkör¬ per gepreßt, der Preßkörper anschließend auf eine Temperatur von 300 ^° C bis 600°C unter Vakuum erwärmt und dieser Temperatur bis zum vollständigen Austrieb der Preßhilfsmittel ausgesetzt wird, danach der Preßkörper unter einem stickstofffreien Schutzgas bei einer Temperatur zwischen 1280°C und 1550°C und einem Druck zwischen 10 Pa und 0,1 MPa gesintert und schlie߬ lich mittels eines CVD- oder PVD-Verfahrens beschichtet wird.

Zum Beispiel in der Veröffentlichung "Kieffer und Benesovsky", Hartmetalle, Springer-Verlag, Wien-New York 1965, Seiten 202 bis 216, werden WC-TaC(NbC)-Co-Hartmetalle sowie WC-TiC- TaC(NbC)-Co-Hartmetalle als besonders geeignet für die schnei¬ dende Zerspanung von Stahlwerkstoffen bezeichnet. Diese Legie¬ rungen setzen sich in den weitesten Grenzen aus 35 bis 80 % WC, 5 bis 45 % TaC, 0,5 bis 30 % TiC und 1 bis 30 % Binder (Eisen, Cobalt, Nickel) zusammen und weisen eine größere Zähigkeit als reine WC-TiC-Co-Legierungen und größere Schneidhaltigkeit als WC-TaC-Co-Legierungen auf. Solche Hartmetalle finden auch bei Hartmetall-Grundkörpern Verwendung, die mit Titancarbid, Titan¬ nitrid und/oder Aluminiumoxid beschichtet werden (vgl. DE-B-22 63 210, DE-C-22 53 745). Die Beschichtungen werden nach dem Stand der Technik beispielsweise nach dem sogenannten CVD- Verfahren zur Erhöhung der Verschleißbeständigkeit der

Schneidkörper aufgebracht. Allerdings haben die genannten Be¬ schichtungen eine nachteilige Wirkung auf die Zähigkeit, d.h. die Bruchanfälligkeit der Schneidkörper wird größer. Ursache hierfür sind Zugspannungen, die nach dem Abkühlen in den bei ca. 1000°C durch CVD aufgebrachten Hartstoffschichten vorliegen und zu Rissen in der Beschichtung führen können. Bei hoher me ^¬ chanischer Beanspruchung besteht daher die Gefahr, daß Risse der Oberflächenschicht in den Hartmetallgrundkörper fort¬ schreiten und letztendlich zu Ausbrüchen an der Schneidkante führen. Zur Vermeidung bzw. zur Begrenzung dieser nachteiligen Wirkungen ist bereits vorgeschlagen worden, den Hartmetall¬ grundkörper mit einer zähigkeitssteigernden Randzone zu verse ^¬ hen. Diese oberflächennahe Zone ist verarmt oder frei von kubi¬ schen Mischcarbiden und Carbonitriden und angereichert mit dem Bindemetall Cobalt. Hierdurch weist die Randzone eine größere Zähigkeit als der mischcarbidhaltige Hartmetall-Grundkörperkern auf. Das Fortschreiten von Rissen aus der Beschichtung in das Hartmetall wird dadurch erschwert. Aus der DE 32 11 047 AI und der US-A-4 548 786 sind grundsätzlich zwei Verfahren zur Her ^¬ stellung der mischcarbidverarmten und mit Cobalt angereicherten Randzonen bekannt.

Bei dem ersten Verfahren setzt man dem Mischungsansatz des Hartmetalles eine gewissen Menge an stickstoffhaltigen Verbin ^¬ dungen, wie z.B. Titannitrid oder Carbonitrid, zu (vgl. DE 32 11 047 AI) . Beim Vakuumsintern solcher Mischungen bei ho¬ hen Temperaturen zwischen 1300 bis 1500°C kommt es zu Diffusi ^¬ onsvorgängen, welche die beschriebene Randzonenmodifikation be¬ wirken.

Nach einem weiteren Vorschlag (vgl. US-A-4 548 786) wird von einem üblichen Mischungsansatz aus hexagonalem Wolframcarbid, kubischen Carbiden und Cobalt ausgegangen und vor dem Dichtsin¬ tern unterhalb der Schmelztemperatur des Binde etalles (bei ca. 1250°C) eine Behandlung in Stickstoffgas durchgeführt. Die Ni-

trierung soll so durchgeführt werden, daß von den kubischen Carbiden möglichst viel Stickstoff in kurzer Zeit aufgenommen wird, wobei die kubischen Carbide teilweise in Carbonitride überführt werden. Bei dem anschließenden Sintern bei einer hö¬ heren Temperatur im Vakuum kommt es daher, wie bei dem vorbe¬ schriebenen Verfahren, zu der gewünschten Randzonenbeeinflus¬ sung, wobei die Randzonendicke zwischen 10 bis 50 μm liegt.

Die vorgenannten Verfahrensführungen besitzen jedoch den Nach¬ teil, daß viele Parameter der gesamten Hartmetallherstellung von der Mischungsfertigung über den Preßvorgang bis zum Fer¬ tigsintern in das gewünschte Resultat eingehen.

Darüber hinaus müssen viele Schneidkörper, insbesondere die zum Fräsen, nach dem Sintern noch nachgeschliffen werden, um die geforderten Genauigkeiten zu erhalten. Durch die Schleifbear- beitung wird jedoch die relativ dünne Randzone wieder entfernt, so daß bei den mechanisch hoch beanspruchten Schneidkörpern zum Fräsen die genannten Verfahren zur Zähigkeitssteigerung erst gar nicht angewendet werden können.

Der Erfindung liegt demzufolge die Aufgabe zugrunde, ein Ver¬ fahren unter Vermeidung der obengenannten Nachteile anzugeben, bei dem gewährleistet ist, daß die Randzonenbildung mit einer Mischcarbidverarmung und einer Bindemetallanreicherung weder durch den nachfolgenden Sintervorgang noch durch etwaiges not¬ wendiges Abschleifen beeinflußt wird.

Diese Aufgabe wird durch die im Patentanspruch 1 beschriebenen Verfahrensschritte gelöst. Diese Schritte laufen in folgender Reihenfolge ab:

Mischen und Mahlen einer Pulvermischung, die Wolframcar¬ bid, Titancarbid, Tantalcarbid, Niobcarbid und Cobalt, und im übrigen keine stickstoffhaltigen Verbindungen enthält,

- Granulieren mit Preßhilfsmitteln und Pressen zu einem dem Schneidkörper entsprechenden Preßkörper,

Temperatur-Druck-Zeit-Behandlung in mehreren Stufen: Erwärmen auf 300 bis 600°C unter Vakuum oder Inertgas und Halten, bis die Preßhilfsmittel vollständig ausgetrieben sind;

Erwärmen und Sintern in Argon bei einer Temperatur zwi¬ schen 1280 und 1550°C und einem Druck zwischen 10 Pa und 0,1 MPa,

- Gasdruckbehandlung, insbesondere unter reinem Stickstoff, bei einem Druck zwischen 0,2 und 10 MPa und einer Tempera ^¬ tur zwischen 900 und 1300°C,

- Vakuumbehandlung in Argon bei Drücken zwischen 10°Pa und 20 kPa und Temperaturen zwischen 1000 und 1350'C,

Abkühlung des Sinterkörpers unter Inertgas wie Argon zwi ^¬ schen 10 Pa und 0,1 MPa

sowie abschließendes Beschichten des Hartmetallkörpers mit carbidischen, nitridischen und/oder oxidischen Hartstoffen durch ein CVD-, PVD- oder plasmaaktiviertes CVD-Verfahren.

Die an das Sintern anschließende Stickstoffbehandlungsdauer hängt umgekehrt proportional von der hierbei herrschenden Tem¬ peratur ab, sollte jedoch vorzugsweise mindestens 30 Minuten betragen.

Es ist zwar aus der DE 27 17 842 C2 bereits ein Verfahren zur Herstellung von Hartmetallkörpern erhöhter Verschleißfestigkeit bekannt, bei dem der Hartmetallkörper nach dem Fertigsintern in einem Sinterautoklaven bei einer Temperatur zwischen 800 ^° C und einer 50°C unter der maximalen Sintertemperatur liegenden Tem-

peratur in Stickstoff bei einem Druck zwischen 2 bar (0.2 MPa) und 5000"bar (500 MPa) behandelt werden soll, jedoch soll die¬ ses Verfahren der Herstellung von Hartmetallkörpern mit einer stickstoffhaltigen Randzone dienen, wobei dieser Hartmetall¬ körper unbe-schichtet bleiben soll. Nachteiligerweise konnte jedoch das Zähigkeitsverhalten der so hergestellten Hartme¬ tallkörper nicht verbessert werden.

Insbesondere, wenn bei dem erfindungsgemäßen Verfahren nach dem Sintern keine mechanischen Bearbeitungen des Sinterkörpers notwendig sind, wird die Stickstoff-Gasdruckbehandlung ohne zwischenzeitige Abkühlung im Anschluß an den Sintervorgang in einer Hitze durchgeführt. Alternativ hierzu ist es jedoch ebenso möglich, den Sinterkörper zunächst abzukühlen und nach¬ zuschleifen, bevor er der Stickstoff-Gasdruckbehandlung unter¬ zogen wird. Durch dieses Verfahren lassen sich bruchzähe Schneidkörper mit sehr eng tolerierten mechanischen Abmessungen herstellen.

Vorzugsweise erfolgt die Abkühlung des Sinterkörpers unter ei¬ nem stickstofffreien Schutzgas unter einem Druck zwischen 10 Pa und 0,1 MPa, damit vor der eigentlichen Gasdruckbehandlung un¬ ter reinem Stickstoff oder einer hochstickstoffhaltigen Atmo¬ sphäre kein Stickstoff in den Sinterkörper eindiffundieren kann.

In vielen Fällen haben sich jedoch sogenannte kombinierte Sin- ter-HIP-Verfahren bewährt, bei denen eine Druckbehandlung un¬ mittelbar im Anschluß an das Sintern ohne zwischenzeitige Ab¬ kühlung, vorzugsweise unter einem stickstofffreien Schutzgas¬ druck zwischen 1 bis 10 MPa bei 1280°C bis 1550°C durchgeführt wird. An diesen Sinter/HIP-Prozess schließt sich dann die Stickstoff-Gasdruckbehandlung an.

Als Schutzgase beim Abkühlen haben sich insbesondere Argon oder Wasserstoff oder auch Mischungen hiervon bewährt.

Abschließend wird der fertig bearbeitete Sinterkörper mittels des CVD-, PVD- oder plasmaaktiviertem CVD-Verfahrens mit einer oder mehreren Oberflächenschichten aus Titancarbid, Titanni¬ trid, Titancarbonitrid oder Aluminiumoxid mit einer Gesamtdicke von 3 bis 15 Jim, vorzugsweise 5 bis 10 pm, beschichtet. Hierbei haben sich insbesondere Schichtfolgen aus Titannitrid, Titan ^¬ carbonitrid und Titannitrid bewährt.

Insbesondere enthalten die Hartmetallegierungen 2 bis

30 Massen-% an kubischen Carbiden und 4 bis 15 Massen-% Cobalt als Bindemetall.

Nach einer weiteren Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfah ^¬ rens ist es möglich, den Preßkörper nach dem Austrieb der Preß ^¬ hilfsmittel aber vor dem Sintern einer Wärmebehandlung zwischen 1280°C und 1550°C unter Stickstoffatmosphäre mit einem Druck bis zu 0,1 MPa während mindestens 30 Minuten, vorzugsweise 45 bis 60 Minuten auszusetzen. Soweit die sich bei diesem Verfah¬ ren bildende zähigkeitssteigernde Randzone durch Nachschleifen wieder beseitigt oder auch nur teilweise beseitigt wird, kann dies durch die im Anschluß an das Fertigsintern durchgeführte Gasdruckbehandlung korrigiert werden.

Entsprechendes gilt auch für eine Verfahrensführung, bei der der Ausgangsmischung 0,5 bis 2 Gew.-% eines Nirides oder Carbo- nitrides der Elemente der IVa- oder Vla-Gruppe des Periodensy¬ stems zugegeben werden, insbesondere Titan, Tantal und/oder Niob.

Ausführungsbeispiele der Erfindung und weitere Vorteile werden im folgenden anhand von Zeichnungen erläutert. Es zeigen

Fig. 1 und Fig. 2 jeweils Temperatur-Zeitdiagramme mit mög¬ lichen Verfahrensführungen.

Fig. 3 ein Schuffbild eines erfindungsgemäß her¬ gestellten Hartmetallschneidkörpers mit einer dreilagigen CVD-Beschichtung und

Fig. 4 die Ergebnisse von Vergleichsversuchen zwi¬ schen Wendeschneidplatten, die nach dem Stand der Technik hergestellt worden sind und solchen, die nach der vorliegenden Er¬ findung gefertigt wurden.

Bei der in Fig. 1 dargestellten Verfahrensführung ist von einer pulverförmigen Mischung aus 87 Massen-% Wolframcarbid, 2 Massen-% Titancarbid, 3 Massen-% Tantalcarbid und 8 Massen-% Cobalt ausgegangen worden. Dieser Ansatz wurde in nach dem Stand der Technik üblicher Weise gemahlen, mit Preßhilfsmitteln granuliert und zu einem Preßkörper verdichtet. Anschließend ist der Preßkörper auf ca. 500°C erwärmt und so lange unter dieser Temperatur gehalten worden, bis die Preßhilfsmittel vollständig ausgetrieben waren (Verfahrensstufe 1). Hieran schloß sich eine Erwärmung auf eine Temperatur von 1450°C in einer evakuierten Sinteranlage an und ein Sintern bei einer maximalen Temperatur von 1450°C im Vakuum mit einer Argonatmosphäre unter einem Druck von maximal 100 Pa (Verfahrensstufe 2). Nach einer Haltezeit von 30 Minuten ist die Temperatur auf 1400°C gesenkt und für 30 Minuten ein Argondruck von 5 MPa eingestellt worden (Verfahrensstufe 3). Nach einer weiteren Absenkung der Temperatur auf 1200°C wurde zunächst das Argon entfernt und anschließend wurden die Proben bei 1200°C zunächst zwei Stunden in Stickstoff bei einem Druck von 5 MPa (Verfahrensstufe 4) und danach für eine Stunde im Vakuum bei einem Argondruck von ca. 100 Pa behandelt (Verfahrensstufe 5) und schließlich bei langsam zunehmendem Argondruck auf Raumtemperatur abgekühlt.

Abschließend ist der Versuchskörper durch einen CVD-Prozeß zunächst mit einer dünnen Titannitridschicht, danach mit einer

Titancarbonitridschicht und schließlich wiederum mit einer Ti ^¬ tannitridschicht beschichtet worden, wobei die Gesamtdicke der etwa drei gleich dicken Hartstoffschichten ca. 6 μm betrugen. Ein Schliffbild eines so hergestellten Hartmetallkörpers zeigt Fig. 3, in dem durch ein spezielles Ätzverfahren die Mischcar- bidkörner (kubisches Mischcarbid (Ti,Ta,Nb,W)C) sichtbar ge¬ macht worden sind: Sie erscheinen im Bild dunkel. Hingegen er ^¬ scheinen die Wolframcarbidbestandteile grau und das Cobalt-Bin- demetall weißlich. Das Schuffbild in Fig. 3 zeigt, daß bis zu einer Tiefe von 45 um unter der Körperoberfläche keine Misch- carbidanteile mehr zu finden sind. Dagegen hat der Cobaltgehalt von 8 % im Inneren der Probe auf 12,1 % dicht unter der Be ^¬ schichtung zugenommen, was durch eine Analyse mit Hilfe der elektronenstrahlinduzierten Röngtenspektroskopie feststellbar war.

Zur Prüfung der verbesserten Zähigkeit der erfindungsgemäß her ^¬ gestellten Schneidkörper ist der Fig. 4, rechte Seite, entnehm ^¬ bare spezielle Drehtest gewählt worden, bei dem es sich um ein Plandrehen von vier rotierenden Stäben aus dem Stahl CM45N han ^¬ delt und bei dem nach jeweils drei Überläufen der Vorschub f erhöht wird. Die einzelnen Schnittdaten sind Fig. 4 zu entneh ^¬ men. Es-bedeuten: f Vorschub/Umdrehung, _p Schnittiefe, v _c Schnittgeschwindigkeit, Anstellwinkel der Wendeschneid¬ platte. Der Schneidversuch wurde jeweils beendet als die Schneidkante ausgebrochen war, wobei die Ergebnisse von jeweils vier Wendeschneidplatten dargestellt sind. Bei der ersten Wen ^¬ deschneidplatte (1) handelt es sich um ein solches Substrat, das in nach dem Stand der Technik üblicher Weise hergestellt worden ist, jedoch ist auf die erfindungsgemäße Stickstoff- druckbehandlung mit nachfolgender Vakuumbehandlung verzichtet worden. Die hier getesteten vier Wendeschneidplatten (1) waren nach 6, 9, 10 bzw. 12 Überläufen unbrauchbar.

Bei den vier Wendeschneidplatten (2) ist ebenfalls von dersel¬ ben Pulverausgangsmischung ausgegangen worden, wie sie zuvor beschrieben worden ist, gleichermaßen sind diese vier Wende¬ schneidplatten auch in derselben Art und Weise behandelt wor¬ den, wobei zusätzlich eine Stickstoffdruckbehandlung mit nach¬ folgender Vakuumbehandlung gemäß Fig. 1 mit der Maßgabe durch¬ geführt worden ist, daß durch Schleifen von der Oberflächen ca. 300 um vor der Beschichtung abgetragen worden sind. Hierbei ist die modifizierte Randzone somit vollständig entfernt worden. Wie Fig. 4 unter (2) belegt, weisen die so gefertigten Schneid¬ körper ein den Wendeschneidplatten (1) gegenüber nur geringfü¬ gig verbessertes Zähigkeitsverhalten auf; die Zahl der Über¬ läufe erhöhte sich auf 11, 12, 14 bzw. 15.

Wendet man das in dem vorgehenden Ausführungsbeispiel beschrie¬ bene Verfahren an ohne jedoch vor der Beschichtung die modifi¬ zierte Randzone abzuschleifen, so zeigen die erfindungsgemäßen Wendeschneidplatten demgegenüber ein ganz erheblich verbesser¬ tes Zähigkeitsverhalten; die Zahl der Überläufe stieg auf 33, 35 bzw. 36, konnte also deutlich verbessert werden. Ein weiteres Ausführungsbeispiel ist Fig. 2 zu entnehmen.

Hierbei bestand die Ausgangsmischung aus 79 Massen-% Wolfram- carbid, 4 Massen-% Titancarbid, 7 Massen-% Tantalcarbid, und 10 Massen-% Cobalt. Die ersten drei Verfahrensschritte blieben gegenüber dem in Fig. 1 entnehmbaren und oben beschriebenen Verfahren unverändert. Im Anschluß an den Sinter-HIP-Vorgang ist jedoch der Hartmetallkörper auf Raumtemperatur abgekühlt worden und zur Herstellung einer hochgenauen Wendeschneidplatte der geometrischen Form SPKN 1504 EDR (Ausführung nach DIN 6590) geschliffen worden (Bezugszeichen S). Nach der

Schleifbearbeitung wurde ein Teil der Wendeschneidplatten unter Stickstoff bei einem Druck von ca. 0,1 MPa auf 1220"C aufge¬ heizt, anschließend der Stickstoffdruck auf 6 MPa erhöht und 90 Minuten gehalten worden (Verfahrensstufe 4), bevor der

Stickstoff entfernt, die Umgebung evakuiert, mit Argon bei ei ^¬ nem Druck von 100 bis 200 Pa gespült worden ist (Dauer 120 Minuten bei gleicher Temperatur) . Nach Abschalten der Hei- zung( ca. 800°C) und der Vakuumpumpe wurde der Argondruck all ^¬ mählich auf Normaldruck (ca. 0,1 MPa) erhöht. Die so behandel¬ ten Wendeschneidplatten sind mit solchen Wendeschneidplatten, welche den Verfahrensschritten 4 und 5 nicht unterzogen worden sind, gemeinsam CVD mit Titancarbid, Titancarbonitrid und Ti¬ tannitrid in gleicher Weise beschichtet worden. Die Schicht ^¬ dicke betrug insgesamt 5 um. Mit den Wendeschneidplatten wurde ein Block aus einem Stahl 42CoMo4V mit einer Festigkeit 980 N/mm ² durch Planfräsen bearbeitet, wobei das Werkstück zu¬ vor auf der zu bearbeitenden Fläche mit zahlreichen Bohrungen von 20 mm Durchmesser versehen worden war, um zusätzliche Schnittunterbrechungen während des Frästestes zu erhalten.

Die Schnittgeschwindigkeit betrug 125 m/min, der Vorschub 0,25 mm/Zahn und die Schnittiefe 2 mm. Der Planfräskopf von 160 mm Durchmesser wurde jeweils mit einer Wendeschneidplatte bestückt. Es wurde jeweils bis zum Bruch der Platte gefräst. Als Mittelwert aus jeweils sechs Versuchen ergab sich bei den erfindungsgemäßen Wendeschneidplatten ein mittlerer Fräsweg von 620 mm gegenüber den nicht erfindungsgemäß behandelten Wende¬ schneidplatten mit einem mittleren Fräsweg von 280 mm.

Die erfindungsgemäß behandelte Wendeschneidplatte mit einer an Mischcarbid verarmter Randzone erweist sich somit in dem zuvor geschilderten schwierigen Bearbeitungsfall mit zusätzlichen Schnittunterbrechnungen hinsichtlich der Bruchzähigkeit als klar überlegen.