Beschichteter Hartmetallkörper

Die Erfindung bezieht sich auf einen beschichteten Hartmetallkörper mit erhöhter Verschleißfestigkeit, gebildet durch Sintern von Karbiden und gegebenenfalls Karbonitriden sowie Bindemetall mit einer auf den Sinterkörper aufgebrachten CVD-Beschichtung.

Weiters umfasst die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines beschichteten Hartmetallkörpers.

Hartmetallkörper sind Verbundwerkstoffe und bestehen im Wesentlichen aus einer Art oder insbesondere aus mehreren Arten an Hartstoff pulvern, welche mittels eines Bindemetalles gefügt sind. Als Hartstoff werden Karbide, Nitride oder Karbonitride von Elementen der Gruppen 4,5 und 6 des Periodensystems verwendet, wobei als Bindemetall Kobalt, Nickel und/oder Eisen und Legierungen aus diesen Metallen mit Konzentrationen von 2 bis 30 Gew.-% im Körper zum Einsatz kommt. Allenfalls ist der Hauptbestandteil von Hartmetall Wolframkarbid.

Hartmetallkörper verfügen im Vergleich mit vergüteten Stählen und metallischen Legierungen über eine wesentlich höhere Härte und werden vielfach als Schneidelemente wie Schneid platten eingesetzt. Um die Schneidhaltigkeit der Schneidelemente weiter zu steigern und den Verschleiß zu vermindern, erfolgt durchwegs eine Hartstoffbeschichtung der Oberfläche des Hartmetallkörpers.

Beschichtungen auf Hartmetallkörpern sollen hochhart sein und eine hohe Haftfestigkeit am Substrat haben, um bei mechanischen und thermischen Belastungen, zum Beispiel beim Einsatz als Werkzeug zur Spanabnahme, lange Standzeiten bzw. hohe Schneidleistungen zu ermöglichen.

Eine hohe Härte der Beschichtung und der Hartmetallkörper kann jedoch die Rissinitiation, insbesondere bei stoßweiser Belastung fördern und Ausbrüche oder auch Trennbrüche bewirken.

Zur Lösung des Problems Rissinitiation und Rissfortschritt in beschichteten Hartmetallteilen wurde vorgeschlagen und ist Stand der Technik, beim Sintern und/oder durch eine Wärmebehandlung im Vakuum in der oberflächennahen Zone einen Anstieg des Bindemetall zu erwirken und derart eine höhere Werkstoffzähigkeit zwar mit verminderter Materialhärte in diesem Bereich einzustellen.

Eine Beschichtung mit erhöhter Dicke wirkt dabei als hochhartes, verschleißfestes Mittel und die darunterliegende, weichere und zähere Zone als Mittel zur Behinderung des Rissfortschrittes, gefolgt von dem wieder härteren und spröderen Hartmetallkörper.

Es wurde auch vorgeschlagen (DE-OS-27 17 842), zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit der Oberfläche des Hartmetallkörpers diese aufzusticken, sodass ein nach innen abnehmender Stickstoffgehalt einer Oberflächenschicht vorliegt. Der Hartmetallgegenstand trägt dabei also keine Beschichtung, sondern die Verschleißfestigkeit und Härte des Materials sind nach außenhin steigend ausgebildet.

Als großer Nachteil dieser mit Stickstoff angereicherten Oberflächenschicht des Hartmetallkörpers ist zu sehen, dass auf diese keine Beschichtung, welche eine hohe Haftfestigkeit auf dem Substrat aufweist, aufgebracht werden kann.

Hier will die Erfindung die Nachteile im Stand der Technik beseitigen und zielt darauf ab, einen beschichteten Hartmetallkörper der eingangs genannten Art zu schaffen, der keinen den Rissfortschritt hindernden zähen Oberflächenbereich mit einem Härteabfall aufweist, sondern eine gleichbleibende, insbesondere zu einer Beschichtung hin steigende Härte des Außenbereichs besitzt. Es ist auch Ziel der Erfindung, die Oberfläche des Hartmetallkörpers derart zu konditionieren, dass eine hochharte Beschichtung einen hohen Widerstand einer Ablösung derselben entgegensetzt. Das erfindungsgemäße Ziel umfasst auch eine Erhöhung der Verschleißfestigkeit des beschichteten Hartmetallgegenstandes bei verminderter Rissinitiation, insbesondere eine Verringerung des Kolkverschleißes bei

Schneidwerkzeugen.

Weiters liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines beschichteten Hartmetallkörpers, der obige Zielsetzungen aufweist, anzugeben.

Diese Ziele werden bei einem gattungsgemäßen Hartmetallkörper erreicht, bei welchem der Sinterkörper mehr als 5 Gew.-% Karbid(e) oder Karbonitrid(e) mindestens eines der Elemente Ti und/oder Nb und/oder Ta enthält, oberflächlich einen Konditionierbereich mit einem Kohlenstoffgehalt und einem nach außenhin steigenden Stickstoffgehalt aufweist und eine feinkörnige bzw. mikrokristalline Auflageschicht aus Nitrid und/oder Karbid und/oder Karbonitrid besitzt, die nach dem CVD-Verfahren bei einer Temperatur von über 900 ⁰ C aufgebracht ist.

Die mit der Erfindung erreichten Vorteile sind im Wesentlichen darin zu sehen, dass durch die Zusammensetzung des Sinterkörpers eine Voraussetzung für eine Herstellung eines Konditionierbereiches an dessen Oberfläche geschaffen ist. Dieser Konditionierbereich weist vom Hartmetall-Innenbereich nach außenhin eine gleichbleibende oder stetig steigende Härte sowie einen Kohlenstoffgehalt und eine vergrößerte Stickstoffkonzentration auf, die eine Grundlage für eine hohe Haftkraft bzw. Anbindung einer Beschichtung sind. Für eine Beschichtung ist es wichtig, dass diese mittels des Hochtemperatur-CVD-Verfahrens aufgebracht ist, weil aufgrund der bei diesen Temperaturen gegebenen Reaktionskinetik besonders gute Haftungskriterien erreichbar sind. Der Kohlenstoff des Konditionierbereiches wird beim Aufbringen der Beschichtung in diese eingebaut, was zu einer besonders innigen Verbindung zwischen Bereich und Beschichtung führt. Mit anderen Worten: Der Kohlenstoff wird von der Substratoberfläche bei einer Temperatur von 900 ⁰ C und darüber praktisch in die sich bildende Beschichtung eingesaugt und vermittelt mit Stickstoff durch Diffusion einen kontinuierlichen übergang mit überragender Haftung der Beschichtung. Spröde Phasen oder C-Poren im Grenzbereich sind dadurch vollständig vermieden.

Es ist von Vorteil, wenn der Sinterkörper mehr als 7,5 Gew.-%, vorzugsweise mehr

als 8,5 Gew.-%, insbesondere mehr als 10 Gew.-% Karbide oder Karbonitride der Elemente Ti und/oder Nb und/oder Ta enthält. Niedrige Gehalte an sogenannten Mischkarbiden verschlechtern die Ausbildung des Konditionierbereiches, sodass deren Untergrenze 7,5 Gew.-% beträgt. In einer Konzentrationsspanne von 10 bis 40 Gew.-% Mischkarbide sind die besten Ausbildungsformen des Konditionierbereiches gegeben.

Weil nun die Materialhärte des beschichteten Hartmetallgegenstandes zumeist zur Oberfläche hin steigt, kann der Sinterkörper an sich erhöhte Bindemetallgehalte und somit verbesserte Zähigkeitseigenschaften haben. Zur Vermeidung von Sprödbrüchen und Kantenbrüchen ist es jedoch angebracht, dass ein erfindungsgemäßer Sinterkörper einen Bindemetallgehalt in Gew.-% von höher 6%, vorzugsweise höher 8%, insbesondere von etwa 10% und höher besitzt.

Im Hinblick auf eine gewünschte Ausbildung des Konditionierbereichs und eine gute Haftvoraussetzung an dessen Oberfläche ist es günstig, wenn das Bindemetall aus Kobalt oder einer Legierung aus Kobalt und/oder Nickel mit Eisen gebildet ist, wobei vorzugsweise der Gehalt an Eisen 5 bis 80 Gew.-%, insbesondere bis 50 Gew.-% beträgt. Das Eisen im Bindemetall hat eine katalytische Funktion für eine Anreicherung von Karbonitrid der Elemente Ti, Nb, Ta an der Oberfläche des Konditionierbereiches und somit zur Schaffung besonders guter Voraussetzungen einer Haftung einer Beschichtung auf diesem. Eisengehalte unter 5 Gew.-% zeigen nicht mehr ein gewünschtes Ergebnis, hingegen wirken mehr als 80 Gew.-% Eisen im Bindemetall zu intensiv auf den Fortschritt einer Karbonitridbildung.

Wenn, wie weiters gemäß der Erfindung vorgesehen sein kann, das Bindemetall aus einer sekundär aushärtbaren Legierung, insbesondere aus einer Legierung mit einer Zusammensetzung ähnlich derjenigen von Schnellstählen gebildet ist, kann eine weitere Härtesteigerung des Hartmetallgegenstandes erzielt werden.

Wie früher erwähnt, ist von besonderem Vorteil, wenn vom inneren Sinterkörper zur Oberfläche hin im Konditionierbereich zumindest gleichhohe Materialhärte vorliegt, vorzugsweise steigende Härte, insbesondere gleichmäßig steigende Härte des

Werkstoffes gegeben ist, wobei die Härte als Durchschnittswert mit Vickers-Mikrohärte-Prüfung (HV ₀₁ ) ermittelt wird. Derart kann eine aus einer oder mehreren Schichten aufgebaute Beschichtung dünn und elastisch ausgeführt sein und einer Rissinitiation entgegenwirken.

Für eine Stabilität und eine gesicherte Güte der gesamten Oberflächenzone eines erfindungsgemäßen Hartmetallkörpers ist es von Vorteil, wenn der Konditionierbereich eine Dicke von mindestens 3 μm, vorzugsweise von mindestens 5 μm bis 50 μm aufweist. Im Konditionierbereich liegen an der Oberfläche mit Vorteil geringe Gehalte an Wolframkarbid, beispielsweise von 20 bis 35 Gew.-% und geringe Bindemetallgehalte von 3,5 bis 5,5 Gew.-% vor, sodass bei einer Dicke des Konditionierbereiches von unter 3 μm eine sprunghafte Strukturänderung gegeben ist, welche eine Rissinitiationsgefahr erhöht. Größere Konditionierbereichtiefen als 50 μm sind mit vergrößertem Aufwand herzustellen und bringen keine weiteren Verbesserungen der Haftung der Beschichtung.

Eine Haftfestigkeit der Beschichtung mit einer Flächenverzahnung im Nano-Meter-Bereich und einer Initiation einer mikrokristallinen Ausbildung der Beschichtung kann erreicht werden, wenn der Konditionierbereich einen Gehalt von 40 bis 80 Gew.-% Karbonitrid von Metallen der Gruppen 4 und 5 des Periodensystems, vorzugsweise einen solchen von 50 bis 70 Gew.-% sowie Wolframkarbid (WC) und Bindemetalle aufweist.

Bei einer besonders vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, dass die nach dem Hochtemperaturverfahren auf den Konditionierbereich des Sinterkörpers aufgebrachte Beschichtung bzw. die Auflageschicht mikrokristallin sowie strukturiert ausgebildet ist und bei mikroskopischer Betrachtung eine rötlich-orange Farbe mit dunkleren Streifen aufweist und im Wesentlichen aus Titan-Karbonitrid (Ti(C x N y )) besteht. Derart kann einerseits eine optimale Haftung der

Beschichtung am Konditionierbereich des Hartmetallkörpers erreicht werden, andererseits senkt die Struktur der Auflageschicht bedeutend die Rissinitiation und den Rissfortschritt in dieser.

Der Oberflächenbereich der Konditionierschicht besitzt einen höheren Gehalt an Mischkarbid, sodass eine Beschichtung aus Titan-Karbionitrid kontinuierlich weitergebildet ist und beste Haftung besitzt.

Wenn, wie mit Vorteil vorgesehen sein kann, die Titan-Karbonitridbeschichtung eine im Wesentlichen aus Aluminiumoxid (AI ₂ O ₃ ) gebildete Deckschicht trägt, so ist die

Schneidleistung des Werkzeuges wesentlich erhöht und der Kolkverschleiß vermindert. Die AL 2O 3 -Deckschicht wirkt sowohl als Reaktions- bzw. Oxidationsschutz als auch als Wärmeschutz der schlechten Wärmeleitung der Oxidschicht wegen für die darunterliegende Titan-Karbonitridbeschichtung.

Es kann zur Steigerung der Einsatzdauer eines Werkzeuges auch günstig sein, wenn die Titan-Karbonitridbeschichtung eine im Wesentlichen aus Titan-Aluminium-Nitrid ((Ti AI )N) gebildete Schicht trägt.

In einer besonderen Form der Erfindung mit optimierten Gebrauchseigenschaften für Wendeschneidplatten im harten Betrieb ist vorteilhaft, wenn der Konditionerbereich am Sinterkörper eine Dicke von 1 bis 35 μm, vorzugsweise von 2 bis 25 μm besitzt, die Ti(C x N y )- Beschichtung bzw. Auflageschicht eine Dicke von 1 bis 22 μm, vorzugsweise von 2 bis 15 μm und wahlweise eine AI ₂ O ₃ -Deckschicht mit einer Stärke von 1 bis 25 μm, vorzugsweise 1 bis 15 μm oder eine (Ti AI )N

-Deckschicht mit einer Stärke von 0,5 bis 12 μm, vorzugsweise von 0,6 bis 0,9 μm aufweist.

Die weitere der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe wird bei einem gattungsgemäßen Verfahren dadurch gelöst, dass aus einem Pressung bzw. Grünling mittels Sinterns ein Sinterkörper bzw. Hartmetallkörper mit mehr als 5 Gew.-% Mischkarbiden der Elemente Ti und/oder Nb und/oder Ta mit gewünschten geometrischen Abmessungen gebildet wird, wobei oder worauf durch ein Glühen in einer Stickstoff enthaltenden Atmosphäre oberflächlich ein Konditionierbereich mit einem Kohlenstoffgehalt und einer nach außenhin steigenden Stickstoffkonzentration geschaffen wird, auf welchem eine Abscheidung einer

feinkörnigen bzw. mikrokristallinen, strukturierten Auflageschicht aus Karbonitrid nach dem CVD-Verfahren unter Verwendung von (CH ₄ und N ₂ ) bei einer Temperatur von über 900 ⁰ C erfolgt.

Die Vorteile des erfindungsgemäßen Verfahrens basieren auf der Zusammensetzung des Grünlings und in der Folge des Sinterkörpers. Bei einem langzeitigen Sintern, insbesondere im Vakuum, kann aus reaktionskinetischen Gründen eine Anreicherung von Wolframkarbid und Bindemetall an der Oberfläche des Sinterkörpers entstehen. Wird jedoch ein kurzzeitiges Sintern im Vakuum und in der Folge ein weiteres Sintern oder ein Glühen unter einer Stickstoff enthaltenden und/oder abgebenden Atmosphäre durchgeführt, erfolgt unmittelbar eine Anreicherung von Karbonitriden in einem Bereich unter der Oberfläche und derart eine Ausbildung eines Konditionierbereiches mit bis zu 70% Titan und/oder Niob und/oder Tantal Karbonitride. Dabei ist es erfindungsgemäß wesentlich, dass Kohlenstoff und Stickstoff im Konditionierbereich in ausreichendem Maße enthalten oder insbesondere Stickstoff nach außen steigend eingestellt werden. Diese Konditionierschicht kann durch die Parameter Temperatur und Art der Stickstoff abgebenden Gasatmosphäre in ihrer Dimension und Zusammensetzung ausgebildet und dabei ein verminderter örtlicher, gegebenenfalls 4 Gew.-% aufweisender Bindemetallgehalt und gegebenenfalls eine auf 20 Gew.-% reduzierte Wolframkonzentration erreicht werden, wobei diese Werte keine Untergrenze darstellen müssen. Bei dieser Anreicherung von sogenannten Mischkarbiden an der Außenoberfläche des Konditionierbereiches werden eine im Nanobereich strukturierte Oberfläche und eine günstige Voraussetzung für ein Aufwachsen einer Beschichtung geschaffen. Eine Erstellung der Beschichtung erfolgt nach dem CVD-Verfahren, wobei eine CH ₄ und N ₂ enthaltendes Gas verwendet wird, um sowohl Kohlenstoff als auch Stickstoff im Prozess bereitzustellen. Für eine gewünschte Initiation einer Reaktion der Beschichtungselemente ist eine Temperatur im Bereich über 900°C anzuwenden, wobei höhere Beschichtungstemperaturen bis 1050 ⁰ C Vorteile bringen. Die Steuerung der Reaktion erfolgt derart, dass aus der Oberfläche der Konditionierschicht Kohlenstoff quasi herausgesaugt und beim Dampfniederschlag in die Beschichtungsverbindung eingebracht wird, sodass eine innige Haftung zwischen nanostrukturiertem Substrat

und Beschichtung erfolgt.

Erfindungsgemäß ist vorgesehen, dass ein Sinterkörper mit jeweils mehr als 7,5 Gew.-%, vorzugsweise mehr als 8,5 Gew.-%, insbesondere mehr als 10 Gew.-% Mischkarbiden der Elemente der Gruppe 4 und/oder der Gruppe 5 des Periodensystems, vorzugsweise von Ti und/der Nb und/oder Ta erstellt wird, um günstige Voraussetzungen für eine Erstellung einer gewünscht ausgeformten Konditionierschicht zu schaffen.

Bei den Entwicklungsarbeiten hat sich als günstig für die Erzeugnisgüte herausgestellt, wenn ein Sinterkörper mit einem Bindemetallgehalt von höher als 6 Gew.-%, vorzugsweise von höher als 8 Gew.-%, insbesondere von etwa 10 Gew.-% und höher erstellt und als Bindemetall Kobalt und/oder Nickel und/oder Eisen verwendet werden.

In einer besonderen Ausführungsform der Erfindung kann vereinfachend vorgesehen sein, dass pulverförmige, metallische Einzelkomponenten, zum Beispiel Kobalt, Nickel, Eisen und/oder deren Legierungen, den pulverförmigen Karbiden zugesetzt werden und beim Sintern durch Diffusion eine Ausbildung der Zusammensetzung des Bindemetalles erfolgt. Derart sind höchst wirtschaftlich und präzise gewünschte Bindemetallzusammensetzungen erreichbar.

Zur erfindungsgemäßen Ausformung der die Beschichtung tragenden Oberflächenschicht ist es von Wichtigkeit, dass mittels Glühens am Sinterkörper oder Hartmetallkörper bei einem Druck von (1 bis 20) x 10 ^s Pa, vorzugsweise bei einem Druck von (5 bis 10) x 10 ⁵ Pa, und einer Temperatur von weniger als der Sintertemperatur, jedoch höher als 800 ⁰ C in stickstoffhaltiger Atmosphäre ein Konditionierbereich mit vom Sinterkörper zur Oberfläche hin zumindest gleich hoher Materialhärte, vorzugsweise von steigender Härte, insbesondere von gleichmäßig steigender Härte (Durchschnittswert einer Mikrohärte-(HV ₀₁ ) Ermittlung) gebildet und/oder der Bindemetallgehalt auf einem Wert von (0,25 bis 0,8)mal der Bindemetallwert des Sinterkörpers gesenkt wird (werden).

Für eine Anreicherung der Mischkarbide im Konditionierbereich sind der Druck, die Temperaturbeaufschlagung und die Zeit wesentlich. Eine wirtschaftliche Behandlung des Sinterkörpers erfolgt bei einem Druck der stickstoffhaltigen Atmosphäre von mindestens 1 x 10 ⁵ Pa und bei einer Temperatur von höher als 800 ⁰ C, weil dabei sich erstmalig eine effiziente Reaktion und Diffusion der Verbindungselemente einstellt. Ein höherer Druck als 20 x 10 ⁵ Pa und/oder eine Glühtemperatur von über 1050 ⁰ C, insbesondere von über 1120 ⁰ C, führen zu einer Vergröberung und einer schlechten Kontrollierbarkeit der Ausbildung des Konditionierbereiches.

Wenn, wie gemäß der Erfindung, im Konditionierbereich ein Gehalt an Karbonitrid der Gruppen 4 und 5 des Periodensystems, vorzugsweise ein Gehalt an Titanundoder Niob- und/oder Tantal-Karbonitrid (Ti ₁ Nb ₁ Ta)(C ₇ N) von 40 bis 80 Gew.-%, vorzugsweise von 50 bis 70 Gew.-% eingestellt wird, so erfolgt dabei, wie gefunden wurde, eine Ausbildung einer nanostrukturierten Oberfläche, auf weicher in der Folge im Wesentlichen ohne Grenzbereichsspannungen zu erstellen, verzahnt ein Anwachsen von Titan-Karbonitrid erfolgt, das nach dem Hochtemperatur CVD-Verfahren aufgebracht wird.

Beste Zerspanungsergebnisse beim Drehen mit unterbrochenem Schnitt können erreicht werden, wenn ein Konditionierbereich mit einer Dicke von größer 3 μm geschaffen und auf diesen eine mikrokristalline, strukturierte Beschichtung aus im Wesentlichen Titan-Karbonitrid Ti(C x N y ) mit einer Schichtdicke von 1 bis 22 μm nach dem Hochtemperatur CVD-Verfahren aufgebracht wird, auf weicher ein Abscheiden einer Deckschicht wahlweise aus im Wesentlichen Aluminium-Oxid (AI ₂ O ₃ ) mit einer

Schichtstärke von 1 bis 25 μm oder aus im Wesentlichen Titan-Aluminium-Nitrid ((Ti _x AI )N) mit einer Schichtstärke von 0,5 bis 12 μm, vorzugsweise von 0,6 bis 9,0 μm, erfolgt.

Eine geringere Dicke des Konditionierbereiches als 3 μm kann wegen eines zu hohen Gehaltes an Bindephase und Wolframkarbid zu einer geringen Haftung der Beschichtung führen. Die aus Titan-Karbonitrid gebildete Beschichtung ist nur bei einer Dicke von 1 μm und größer wirksam, wobei ab ca. 6 bis 9 μm die besten

Ergebnisse erreicht werden. Dabei ist es erfindungswesentlich das Hochtemperatur-CVD-Verfahren einzusetzen, weil die Reaktionskinetik bei Temperaturen über 900 ⁰ C in gewünschter Form abläuft. Unter 900 ⁰ C beim Einsatz von CH ₃ CN + TiCI ₄ als Beschichtungsgas kann sich bei Anwesenheit von Kohlenstoff an der Substratoberfläche gegebenenfalls eine Kohlenstoff-Phase ausbilden, welche weich ist und haftungsverschlechternd wirkt. Weiters wird eine Beschichtung mit einer Korngröße von gegebenenfalls ca. 75 nm gebildet, die zumeist graue Farbe besitzt.

Gemäß der Erfindung erfolgt jedoch die Aufbringung der Beschichtung über 900 ⁰ C, wobei diese eine rötlich-gelb-orange Farbe besitzt und einen mittleren Korndurchmesser von gegebenenfalls ca. 25 nm hat, also sich deutlich mit Vorteil feinkörniger ausbildet, wobei innere Strukturen, die im Mikroskop etwas dunkler erscheinen, eine Rissinitiation weiter vermindern und eine Verschleißfestigkeit wesentlich verbessern.

Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Prinzipskizzen und Ergebnissen näher erläutert.

Es zeigt:

Fig. 1 Hartmetall

Fig. 2 Hartmetall mit einem Konditionierbereich

Fig. 3 Hartmetall mit einer HT-CVD-Beschichtung

Fig. 4 Hartmetall mit einem Konditionierbereich und einer HT-CVD-Beschichtung

Fig. 5 Ergebnisse von Zerspanungsversuchen

Fig. 1 zeigt schematisch einen Hartmetallgegenstand 1 mit einer Bezeichung A, welcher aus einem Bindemetall 2, in welchem Wolframkarbid-Teilchen 3 und Mischkarbidpartikel 4 gebildet ist.

In Fig. 2 ist ein Hartmetallgegenstand 1 dargestellt, der gleichartig wie jener in Fig. 1 aufgebaut ist. Allerdings besitzt dieser an einer Oberfläche einen Konditionierbereich 40, welcher höhere Gehalte an Mischkarbiden 4 mit nach außenhin steigenden Stickstoffgehalte aufweist (Bezeichung B).

Fig. 3 stellt einen Hartmetallgegenstand 1 wie in Fig. 1 dar, jedoch trägt dieser eine HT-CVD-Beschichtung 5 und ist mit C bezeichnet.

Aus Fig. 4 ist ein Hartmetallgegenstand 1 (Bezeichung D) entnehmbar, welcher einen Konditionierbereich 40 und eine HT-CVD-Beschichtung 5 aufweist.

Aus Fig. 5 sind die Ergebnisse von Zerspanungsversuchen ersichtlich: Hartmetall-Wendeschneidplatten mit gleicher Zusammensetzung und zwar:

Wolframkarbid (WC) 60 Gew.-%

Mischkarbid (Ti ₁ Nb ₁ Ta)C 30 Gew.-%

Bindemetall (Co) 10 Gew.-% und gleicher Geometrie wurden in vier verschiedenen Arten eine Oberflächenausführung entsprechend der Bezeichung A ₁ B ₁ C ₁ D in den Bildern 1 bis 4 hergestellt.

An einem Drehung mit einer Zusammensetzung nach DIN Werkstoffnummer 1.6582 erfolgten bei einer Schnittgeschwindigkeit von 220 m/min einer Spantiefe von 2 mm und einem Vorschub von 0,28 mm je Umdrehung bei Trockenschnitt jeweils Abspanungen, wobei in Zeitabständen der Verschleißbereich gemessen wurde.

Aus der Darstellung kann im Vergleich mit Hartmetall A ersehen werden, dass mit einem Konditionierbereich (Kurve B) durch dessen hohe Härte eine Standzeitverbesserung erreicht wird.

Deutlich ist eine die Standzeit verbessernde Wirkung einer

Hochtemperatur-CVD-Beschichtung auf Hartmetall (Kurve C) und auf Hartmetall mit einem Konditionierbereich (Kurve D) zu sehen.

Bei einem erfindungsgemäßen Werkzeug (Kurve D) ist weiters festgestellt worden, dass ein Verschleißfortschritt nur langsam steigend ausgebildet ist, weil eine besonders ausgeprägte Haftung der Beschichtung an einem Substrat mit einem hohen Konditionierbereich mit hoher Härte, insbesondere mit hoher

Verschleißbeständigkeit, vorliegt.