DE102021128591A1

DE102021128591A1 - Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers

Info

Publication number: DE102021128591A1
Application number: DE102021128591.7A
Authority: DE
Inventors: Heiko Friederichs; Britta Philipp; David Chmelik; Ulrich Krämer; Alexander Haller; Tobias Hilgert; Erfinder auf Antrag nicht genannt. Weitere(r)
Original assignee: Betek GmbH and Co KG
Current assignee: Betek GmbH and Co KG
Priority date: 2021-05-03
Filing date: 2021-11-03
Publication date: 2022-11-03
Also published as: DE102022102081A1; DE102021128592A1; DE202022102142U1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers, wobei in einem Misch und/oder Mahlprozess, vorzugsweise in einem Nassmahlprozess, Wolframcarbid-Pulver (WC-Pulver) und metallisches Bindermaterial, aufweisend Kobalt-Pulver (Co), Nickel (Ni) und Aluminium (AI) zu einer Pulvermischung vermischt werden, wobei aus zumindest einem Teil der Pulvermischung ein Grünling gepresst wird und wobei der Grünling in einem Sinterschritt unter Temperatur- und Druckeinwirkung gesintert wird, derart, dass nach einem, an den Sinterschritt anschließenden Abkühlschritt der Sinterkarbid-Körper gebildet wird. Um ein einfach steuerbares und zuverlässiges Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers zu schaffen, welcher sich durch eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und gleichzeitig eine hohe Bruchfestigkeit auszeichnet, ist es erfindungsgemäß vorgesehen, dass dem Misch und/oder Mahlprozess Nickelaluminid, vorzugsweise Nickelaluminid-Pulver, insbesondere Ni3Al-Pulver, als intermetallisches Phasenmaterial zugegeben wird.

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers, wobei in einem Misch und/oder Mahlprozess, vorzugsweise in einem Nassmahlprozess, Wolframcarbid-Pulver (WC-Pulver) und metallisches Bindermaterial, aufweisend Kobalt-Pulver (Co), Nickel (Ni) und Aluminium (AI) zu einer Pulvermischung vermischt werden, wobei aus zumindest einem Teil der Pulvermischung ein Grünling gepresst wird und wobei der Grünling in einem Sinterschritt unter Temperatur- und Druckeinwirkung gesintert wird, derart, dass nach einem, an den Sinterschritt anschließenden Abkühlschritt der Sinterkarbid-Körper gebildet wird.
Aus EP 2 691 198 B1 ist ein Sinterkarbid-Material, nämlich ein Hartmetallkörper (Wolframkarbid-Material), und ein Verfahren zu dessen Herstellung beschrieben. Gemäß diesem bekannten Verfahren wird ein Pulver gemischt, aufweisend Grobkorn-Wolframkarbid, einen überstöchiometrischen Anteil von Kohlenstoff und Kobaltpulver. Zusätzlich wurde dem Pulver Wolfram in Pulverform beigegeben. Das Wolframpulver und das Kobaltpulver hatten eine mittlere Teilchengröße von ca. 1µm. Das Grobkorn-Wolframkarbid hatte eine mittlere Teilchengröße von 40,8 µm.
Dann wurde dieses Pulver in einer Kugelmühle gemahlen und ihm Hexan und Paraffinwachs zugesetzt. Aus diesem Gemisch wurde ein Grünling gepresst und dieser Grünling anschließend gesintert. Anschließend an den Sintervorgang wurde das erhaltene Sinterkarbid-Material einer Wärmebehandlung unterzogen. Dabei wurde es auf 600 °C erwärmt und auf dieser Temperatur für 10 Stunden gehalten.
Nach einem anschließenden Abkühl-Vorgang wurde das Sinterkarbid-Material einer Analyse unterzogen. Dabei hat sich gezeigt, dass das Sinterkarbid-Material in der Binderphase Nanopartikel aufweist, wobei die Nanopartikel eine Größe kleiner 10 nm aufweisen. Die Nanopartikel waren durch die Eta-Phase (Co₃W₃C) oder (Co₆W₆C) oder die Theta-Phase (Co₂W₄C) gebildet. Die Korngröße der Nanopartikel betrug kleiner 10nm.
Es hat sich gezeigt, dass mit den Nanopartikeln eine Verstärkung der Binderphase einhergeht. Damit kann die Härte des Sinterkarbid-Materials gesteigert werden. Nachteilig bei diesen Werkstoffen ist die mangelnde thermische Stabilität der Nanopartikel. Dadurch eignen sie sich nur bedingt für Hochtemperaturanwendungen bzw. für Anwendungen bei denen ein hoher Temperatureintrag entsteht.
Bei der Gesteinsbearbeitung sowie beim Asphalt- und Betonfräsen entstehen, aufgrund von Reibung, an der Werkzeugoberfläche sehr hohe Temperaturen. Der Hartstoff Wolframcarbid besitzt bei diesen Temperaturen eine hohe Warmhärte und ist davon nicht sehr beeinflusst. Allerdings fällt die Festigkeit des metallischen Binders bei diesen Temperaturen dramatisch ab. Die reduzierte Festigkeit des metallischen Binders führt in Folge der Beanspruchung durch den Einsatz zu einem erhöhtem Abrasiv-Verschleiß und oder zu einer Extrusion der Binderphase. Infolgedessen können die Wolframkarbidkörner nicht mehr im Hartmetall gehalten werden.
Es ist Aufgabe der Erfindung, ein einfach steuerbares und zuverlässiges Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers zu schaffen, welcher sich durch eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und gleichzeitig eine hohe Bruchfestigkeit auszeichnet.
Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass dem Misch- und/oder Mahlprozess Nickelaluminid, vorzugsweise Nickelaluminid-Pulver, insbesondere Ni₃Al-Pulver, als intermetallisches Phasenmaterial zugegeben wird.
Nickelaluminid kann im Sinne der Erfindung ein intermetallisches Phasenmaterial, welches zumindest Ni und Al aufweist sein, wobei Ni und Al in einer Kristallstruktur miteinander verbunden sind.
Unter Nickelaluminid soll im Rahmen der Erfindung auch legiertes Nickelaluminid (bspw. mit Zinn legiertes Nickelaluminid) verstanden werden.
Unter Nickelaluminid kann im Sinne der Erfindung auch ein amorphes Material, insbesondere in Pulverform, verstanden werden.
Das Nickelaluminid kann dem Misch- oder Mahlprozess zugegeben werden, ohne dass hierzu besondere Vorkehrungen im Sinne der Arbeitssicherheit oder des Arbeitsschutzes getroffen werden müssen. Insbesondere ist keine Desoxidation erforderlich, die notwendig wäre, wenn man Al in Elementarform zugeben würde. Zudem ergibt sich hierdurch die Möglichkeit, dass das Nickelaluminid in genauer Dosierung dem Misch- und/oder Mahlprozess einfach zugegeben werden kann, wodurch auf einfache Weise eine zuverlässige und reproduzierbare Fertigung ermöglicht wird.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren kann ein Sinterkarbid-Material, insbesondere Hartmetall (insbesondere bspw. bekannt unter „cemented carbide“), gefertigt werden, welches dann entweder bereits eine verstärkte Binderphase aufweist und/oder vorbereitet ist, um eine verstärkte Binderphase auszubilden. In beiden Fällen erfolgt die Verstärkung der Binderphase über ein intermetallisches Phasenmaterial, welches sich unter Einbeziehung von Ni und Al des zugegebenen Nickelaluminid bildet.
Gemäß einer bevorzugten Erfindungsvariante kann es vorgesehen sein, dass der an den Sinterschritt anschließende Abkühlschritt und/oder eine thermische Behandlung am gesinterten Sinterkarbid-Körper so gesteuert wird, dass in dem Sinterkarbid-Körper ein intermetallisches Phasenmaterial in einer Binderphase des Sinterkarbid-Körpers gebildet wird, wobei zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials bevorzugt nach der Strukturformel (M,Y)₃(Al,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y = Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X = Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Hierbei kann es vorzugsweise vorgesehen sein, dass während des Abkühlschritts, der gesinterte Körper 0,25 - 24 Stunden in einem Temperaturbereich im Bereich zwischen 400°C und der Solvustemperatur des gesinterten Körpers gehalten wird. Hierbei bildet sich dann das intermetallische Phasenmaterial zuverlässig und in ausreichender Menge und Größe, um eine effektive Verstärkung der Binderphase zu erreichen.
Wenn das intermetallische Phasenmaterial bereits im Abkühlschritt gebildet wird und dann in der Binderphase vorliegt, verstärkt es diese unmittelbar. Hierdurch ergibt sich eine besonders einfache Verfahrensführung.
Weist das Sinterkarbid-Material nach dem Sinterprozess in der Binderphase die gelösten Elemente Ni und Al auf, so kann durch eine thermische Behandlung des Sinterkarbid-Materials intermetallisches Phasenmaterial gebildet werden, welches dann zu einer Verstärkung der Binderphase und der gewünschten verbesserten Verschleißbeständigkeit führt.
Dabei kombinieren sich beispielsweise während dieser thermischen Behandlung zumindest ein Teil der Elemente Ni, Co, W und Al aus der Binderphase, um intermetallisches Phasenmaterial zu bilden. Zumindest ein Teil dieses intermetallischen Phasenmaterials kann nach der Strukturformel (M,Y)₃ (Al,X) gebildet sein, wobei M = Ni, Y = Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X = Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Die thermische Behandlung des Sinterkarbid-Materials kann dabei auf unterschiedlichen Wegen erfolgen, die geeignet sind, bestimmungsgemäß das intermetallische Phasenmaterial auszubilden.
Dabei kann es sich insbesondere um eine thermische Behandlung, insbesondere eine externe Wärmeeinbringung in das Sinterkarbid-Material, handeln. Die thermische Wärmebehandlung kann beispielsweise dadurch bewirkt werden, dass eine aktive Quelle Wärme oder Kälte erzeugt und dass diese Quelle Wärme in das Material eingebringt oder diesem entzieht. Beispielsweise kann, entsprechend die Ausbildung des intermetallischen Phasenmaterials in einem Ofen erfolgen, in den das Sinterkarbid-Material eingebracht wurde. Denkbar ist es auch, dass mit einer Heizeinrichtung, beispielsweise einem Brenner, zumindest ein Teil der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials beaufschlagt wird.
Alternativ ist es denkbar, dass eine Anregungsquelle vorhanden ist, die Energie in das Sinterkarbid-Material einbringt, um darin Wärme zu erzeugen. Hierbei kann es sich beispielsweise um eine Induktionsspule oder eine Lasereinrichtung handeln.
Alternativ ist es auch denkbar, dass die Wärmeerzeugung durch passive Erwärmung erfolgt, also durch Verwendung des Sinterkarbidmaterials in einem, vorzugsweise bestimmungsgemäßen Betriebszustand oder im Zuge eines Verfahrensschrittes, bei dem das Sinterkarbidmaterial verarbeitet, insbesondere verbaut, wird.
Beispielsweise erfolgt dabei die Wärmeerzeugung im Sinterkarbid-Material durch Reibung, wie sie beispielsweise bei dem bestimmungsgemäßen Gebrauch, insbesondere dem bestimmungsgemäßen Einsatz, insbesondere dem Werkzeugeinsatz, des Sinterkarbid-Materials erfolgt. Handelt es sich um ein Werkzeug, so wird dieses gegenüber dem zu bearbeitenden Gegenstand (beispielsweise bei einem Straßen-Fräsmeißel dieser Straßen-Fräsmeißel, relativ zu einer Fahrbahnoberfläche) relativ bewegt, dadurch entsteht Reibungsenergie, die zu einer Wärmeentwicklung im Sinterkarbid-Material führt. Die dabei entstehende Wärme kann genutzt werden, um einen selbstverstärkenden Effekt der Binderphase durch die, zumindest partielle Ausbildung intermetallischen Phasenmaterials im Sinterkarbid-Material zu erreichen.
Unter einem bestimmungsgemäßen Betriebszustand kann auch der betriebsmäßige Einsatz des Sinterkarbid-Materials unter einer Betriebstemperatur verstanden werden, die geeignet ist, intermetallisches Phasenmaterial auszubilden.
Denkbar ist es auch, dass das Sinterkarbid-Material im Zuge eines Verfahrensschrittes, bei dem das Sinterkarbidmaterial auf einem Träger, bspw. auf einem Werkzeuggrundkörper oder -träger aufgebracht wird, passiv erwärmt wird. Die dabei entstehende Wärme kann genutzt werden, um das intermetallische Phasenmaterial auszubilden. Ein denkbares Fügeverfahren ist dabei ein Schweißverfahren, bspw. ein Reibschweißverfahren, ein Elektronenstrahlschweißverfahren, ein Lötverfahren, beispielsweise ein Hartlötverfahren, ein Ofenlötverfahren, ein induktives Lötverfahren, ein Diffusionslötverfahren, ein Plattierverfahren, beispielsweise Sprengplattieren.
Das intermetallische Phasenmaterial bildet eine kristalline Einlagerung in dem metallischen Binder.
Dieses intermetallische Phasenmaterial hat, besonders bei höheren Temperaturen, im Vergleich zu dem metallischen Bindermaterial, in dem es eingelagert ist, eine deutlich höhere Festigkeit. An der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials, die dem Verschleißangriff ausgesetzt ist, verringert das intermetallische Phasenmaterial eine Erosion bzw. Extrusion des metallischen Bindermaterials, wenn dieses, beispielsweise in einem Bodenbearbeitungswerkzeug, eingesetzt wird.
Durch die Bewegung des Bodenbearbeitungswerkzeugs und dem gelösten Bodenmaterial sowie dem verbleibenden Bodenmaterial entsteht eine abrasive und mechanische Belastung des Sinterkarbid- Materials. Dabei stellen die Wolframkarbid-Körner im Sinterkarbid-Material diesem Verschleißangriff einen ausreichenden Verschleißwiderstand entgegen. Problematisch ist beim Stand der Technik hier das Bindermaterial, welches gegenüber dem Wolframkarbid eine deutlich geringere Festigkeit ausweist. Da nun das intermetallische Phasenmaterial in der Binderphase integriert ist, bzw. sie sich darin ausbildet, wird eine schnelle Erosion bzw. Extrusion des metallischen Bindermaterials verhindert.
Zudem hat sich überraschenderweise gezeigt, dass das intermetallische Phasenmaterial auch die innere Struktur des Sinterkarbid-Materials verstärken kann. Kommt es zu starken schlagartigen Beanspruchungen, so verringern oder verhindern die Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials ein Abgleiten der Wolframkarbid-Körner im Bereich der sie verbindenden Binderphase und somit eine übermäßige plastische Verformung der Binderphase. Insbesondere stützen sich hierbei die einzelnen Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials gegeneinander ab. Dies hat insbesondere bei hohen Werkzeug-Einsatztemperaturen einen erheblichen Vorteil. Bspw. bei der Verwendung von Co in der Binderphase wird bei solchen Temperaturen die Festigkeit des Co in der Binderphase zwar reduziert, dennoch bietet das intermetallische Phasenmaterial zuverlässig eine ausreichende Stützwirkung für das Bindermaterial.
Insgesamt hat sich gezeigt, dass mit dem erfindungsgemäßen Verfahren eine erhebliche Steigerung der Verschleißfestigkeit des gefertigten Sinterkarbid-Materials erreicht werden kann. Versuche haben ergeben, dass beispielsweise die Verwendung des Sinterkarbid-Materials in Form einer Schneidspitze eines Rundschaftmeißels für Straßenfräsmaschinen, eine bis zu 50% höhere Verschleißfestigkeit ergibt! Dabei hat sich gezeigt, dass eine derart deutliche Erhöhung der Verschleißfestigkeit, sowohl beim Fräsen von Asphalt-, als auch von Beton-Fahrbahnflächen erreicht werden kann.
Mit dem Sinterkarbid-Material können, insbesondere die Arbeitsbereiche von Werkzeugen, zum Bearbeiten, Lösen, Fördern und Verarbeiten von pflanzlichen oder mineralischen Materialien oder Baustoffen, insbesondere im Bereich der Land- oder Forstwirtschaft bzw. Straßen-, Berg- oder Tunnelbau, gestaltet werden.
Sofern im Sinterkarbid-Material intermetallisches Phasenmaterial vorliegt, kann es gemäß einer Erfindungsvariante vorgesehen sein, dass der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 1-28 Gew. %, vorzugsweise 1-19 Gew. % beträgt. Dabei kann, neben unvermeidbaren Verunreinigungen, der gesamte Anteil oder nahezu der gesamte Anteil diesen metallischen Bindermaterials von Co gebildet sein. Eine solche Stoffauswahl führt zu einer besonders zähen Binderphase, die sich effektiv durch das vorhandene oder das sich ausbildende intermetallische Phasenmaterial verstärken lässt.
Gemäß einer Erfindungsvariante kann es vorgesehen sein, dass die Summe der Elemente Ni und Al im Sinterkarbid-Material zumindest in einem Bereich des Sinterkarbid-Körpers 1-28 Gew. %, vorzugsweise 1,5-19 Gew. %, beträgt. Diese Bereichsangaben berücksichtigen sowohl Ni und Al aus eventuell vorhandenem intermetallischem Phasenmaterial und gelöstem Ni bzw. Al in der Binderphase. Mit solchen Zusammensetzungen lassen sich insbesondere anspruchsvolle Hartmetall-Werkzeuge für die Bodenbearbeitung schaffen.
Um ein solches Sinterkarbid-Material fertigen zu können, kann es nach einer möglichen Erfindungsvariante vorgesehen sein, dass der Grünling 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframcarbid (WC), 1-28 Gew.%, vorzugsweise 1-19 Gew.%, Cobalt (Co) und 1-28 Gew.%, vorzugsweise 1,5-19 Gew.%, Nickelaluminid, vorzugsweise als intermetallisches Phasenmaterial, enthält.
Liegt im Sinterkarbid-Material kein oder nur wenig intermetallisches Phasenmaterial vor, kann es gemäß einer Erfindungsvariante vorgesehen sein, dass der Anteil der Binderphase im Sinterkarbid-Material 5-30 Gew. %, vorzugsweise 5-20 Gew. %, beträgt. Dabei kann die Binderphase hälftig oder überwiegend von dem metallischen Bindermaterial Co gebildet sein. Zusätzlich kann Al und Ni als metallisches Bindermaterial in der Binderphase gelöst sein. Schließlich können in der Binderphase auch weitere Elemente und unvermeidbare Verunreinigungen vorliegen.
Erfindungsgemäß kann es auch vorgesehen sein, dass neben unvermeidbaren Verunreinigungen, die Binderphase neben Co, Ni, Al weitere Bestandteile, insbesondere gelöstes W, C, und/oder Fe, aufweist.
Gemäß der Erfindung kann das optional in der Binderphase vorhandene intermetallische Phasenmaterial nach der Strukturformel (M,Y)₃ (AI,X) gebildet, bzw. kann das intermetallische Phasenmaterial nach dieser Strukturformel, aufgrund der Element-Zusammensetzung im fertigen Sinterkarbid-Material, gebildet werden, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Ist das intermetallische Phasenmaterial in der Binderphase vorhanden, so ist es vorzugsweise so, dass zumindest bei der überwiegenden Anzahl der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials Y = Co ist und X = W ist. Entsprechend ist die Zusammensetzung der gelösten Bestandteile in der Binderphase im Sinterkarbid-Material so gewählt, dass sich das intermetallische Phasenmaterial durch Wärmebehandlung oder -einwirkung auf diese Weise bilden kann (s. oben).
Zusätzlich kann es so sein, dass bei einigen oder allen Kristalliten des intermetallischen Phasenmaterials (AI,X) derart vorliegt, dass X sowohl in Form von W als auch von Mo und/oder Nb und/oder Ti und/oder Ta und/oder Cr und/oder V vorliegt. Entsprechend kann die Zusammensetzung der gelösten Bestandteile in der Binderphase im fertigen Sinterkarbid-Material so gewählt werden, dass sich das intermetallische Phasenmaterial durch Wärmebehandlung oder -einwirkung auf diese Weise bilden kann (s. oben).
Gemäß der Erfindung kann es vorgesehen sein, dass die Binderphase zwei oder mehrere intermetallische Phasenmaterialien oder nur ein einziges intermetallisches Phasenmaterial aufweist und/oder dass das Sinterkarbid-Material so hergerichtet ist, dass sich durch thermische Behandlung oder -einwirkung zwei oder mehrere intermetallische Phasenmaterialien oder nur ein einziges intermetallisches Phasenmaterial bildet.
Gemäß einer bevorzugten Erfindungsausgestaltung kann es vorgesehen sein, dass die Binderphase folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist:

Ni > 25 Gew.%, Al > 4 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C,
vorzugsweise Ni > 35 Gew.%, Al > 5 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C,
besonders bevorzugt Ni >40 Gew. %, Al > 6,5 Gew. %, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C,

Dabei beziehen sich diese Angaben auf den Gesamtgehalt der jeweiligen Stoffe in der Binderphase. Die Angaben berücksichtigen mithin die jeweiligen Elemente in gelöster Form und/oder zusätzlich auch die jeweiligen Elemente, wie sie gebunden in dem intermetallischen Phasenmaterial vorliegen.
Es hat sich gezeigt, dass sich eine effektive Verstärkungswirkung für die Binderphase mit den angegebenen Wertangaben einstellt.
Um eine optimale Verstärkung der Binderphase mit dem intermetallischen Phasenmaterials bewirken zu können, kann es im Rahmen der Erfindung vorgesehen sein, dass das Verhältnis der Massenanteile Al zu Ni > 0,10, vorzugsweise > 0,12, ist.
Vorzugsweise kann es dabei auch vorgesehen sein, dass das Verhältnis der Massenanteile Al zu Ni :5 0,46, vorzugsweise ≤ 0,18, besonders bevorzugt ≤ 0,16 ist.
Die vorstehenden Angaben, die das Verhältnis der Massenanteile Al zu Ni beziehen, berücksichtigen den Gesamt-Massenanteil, also sowohl die gelösten Elemente Al und Ni sowie Al und Ni im intermetallischem Phasenmaterial (falls vorhanden). Der Nachweis für die Massenanteile von Al und Ni kann mittels einer gängigen ICP-Messung geführt werden.
Eine denkbare Erfindungsvariante ist dergestalt, dass das Sinterkarbid-Material zumindest zwei Volumenbereiche aufweist, wobei in dem ersten Volumenbereich der relative, auf eine Volumeneinheit bezogene Anteil an intermetallischem Phasenmaterial größer ist als in dem zweiten Volumenbereich. Durch die Ausgestaltung von wenigstens zwei Volumenbereichen, kann gezielt Einfluss genommen werden, auf die Eigenschaften, insbesondere die Werkzeugeigenschaften, des Sinterkarbid-Materials. So kann beispielsweise eine Zone, die einem hohen Abrasiv-Verschleiß ausgesetzt ist, den Volumenbereich mit einem höheren relativen Anteil an intermetallischem Phasenmaterial aufweisen. Eine Zone, die demgegenüber besondere Anforderungen an die Zähigkeit erfüllen muss, kann den Volumenbereich mit einem geringeren relativen Anteil an intermetallischem Phasenmaterial aufweisen. Der Vollständigkeit halber soll an dieser Stelle darauf hingewiesen werden, dass der zweite Volumenbereich, welcher gegenüber dem ersten Volumenbereich einen geringeren relativen Anteil an intermetallischem Phasenmaterial aufweist, dass dieser zweite Volumenbereich auch kein intermetallisches Phasenmaterial aufweisen kann.
Eine denkbare Erfindungsalternative ist dergestalt, dass der erste Volumenbereich, welcher den hohen relativen Anteil an intermetallischem Phasenmaterial aufweist, von zumindest einem Bereich der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials begrenzt ist. Auf diese Weise wird an der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials dort ein hoher Widerstand gegen Abrasion geschaffen. Vorzugsweise ist der zweite Volumenbereich nicht an eine Oberfläche des Sinterkarbid-Materials angrenzend angeordnet, sondern befindet sich im Inneren des Sinterkarbid-Materials. Hier sorgte er für eine hohe Bruchstabilität.
Alternativ kann es auch vorgesehen sein, dass der zweite Volumenbereich, welcher gegenüber dem ersten Volumenbereich einen geringeren relativen Anteil an intermetallischen Phasenmaterial oder kein intermetallisches Phasenmaterial aufweist, von zumindest einem Bereich der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials begrenzt ist und vorzugsweise der erste Volumenbereich nicht an eine Oberfläche des Sinterkarbid-Materials angrenzt. Hierdurch kann ein Werkzeug geschaffen werden, dass sich während des Werkzeugeinsatzes in optimaler Weise mit seiner Schneidkontur an die Schneidaufgabe anpasst, um eine gute Standzeit zu erreichen. Insbesondere kann dadurch ein sogenannter Nachschärfeffekt verwirklicht werden.
Eine denkbare Erfindungsvariante ist dergestalt, dass die Binderphase, insbesondere das metallische Bindermaterial und/oder das intermetallische Phasenmaterial, Nb und/oder Ti und/oder Ta, und/oder Mo und/oder V und/oder Cr aufweist, wobei vorzugsweise eines oder mehrere dieser Materialien in der gelösten Form in der Binderphase und/oder in der Karbidform vorliegt. Hierdurch kann eine Erhöhung der Solvus-Temperatur und der Festigkeit des vorhandenen und/oder der sich durch thermische Einwirkung oder -behandlung bildenden intermetallischen Phase erreicht werden. Dadurch wird weniger intermetallisches Phasenmaterial benötigt, bei gleichbleibender Festigkeit des Sinterkarbid-Materials. Oder die Binderfestigkeit erhöht sich durch die Zugabe und damit die Warmfestigkeit.
Denkbar ist es jedoch auch, dass einer oder mehrere der vorgenannten Bestandteile in das Kristallgitter zumindest eines Teils des intermetallischen Phasenmaterials integriert ist/sind oder durch die thermische Behandlung (Wärmebehandlung oder Wärmeeinwirkung) in das Kristallgitter des intermetallischen Phasenmaterials integriert werden kann. Beispielsweise nimmt das Titanatom (oder ein anderes Material der vorgenannten Gruppe) im Kristallgitter des intermetallischen Phasenmaterials vorrangig den Gitterplatz des Al bzw. W ein und erhöht, wie W die Ausscheidungstemperatur für das intermetallische Phasenmaterial.
Dadurch kann, falls im Sinterkarbid-Material vorhanden, zum einen das intermetallische Phasenmaterial effektiver während des Sinterprozesses ausgeschieden werden, da der Start der Ausscheidungen bereits bei höheren Temperaturen stattfindet, weil hier die Diffusionsgeschwindigkeit deutlich höher ist.
Andererseits wird durch diese Maßnahme eine hohe Warmfestigkeit erreicht, da, wie gesagt, die Solvus-Temperatur des Sinterkarbid-Materials erhöht wird. Mit anderen Worten erhöht sich die Temperatur, die benötigt wird, um das intermetallische Phasenmaterial im Sinterkarbid-Material wieder auflösen zu können.
Erfindungsgemäß kann es auch vorgesehen sein, dass der Anteil an Mo und/oder Nb und/oder Ti und/oder Ta und/oder Cr und/oder V in der Binderphase ≤ 15 at% beträgt. Die vorstehend genannten Elemente bilden grundsätzlich Karbide. Im Rahmen der Erfindung kann es nun vorgesehen sein, dass die Materialzusammensetzung so gewählt ist, dass diese Elemente, entsprechend dem Löslichkeitsprodukt und Ihrer Affinität zum Kohlenstoff in geringer Menge in der Binderphase gelöst sind und sie können somit mit in das Kristallgitter des intermetallischen Phasenmaterials eingebaut werden und/oder in der metallischen Binderphase gelöst sein. Ist ein Sinterkarbid-Material gewünscht, das eine hohe Zähigkeit der Binderphase aufweist, dann sollte der Anteil der Karbid-Form klein gehalten werden. Die Materialien sollten dann in Summe in einem Anteil ≤ 15 at% vorliegen.
Weiterhin ist es vorteilhaft so, dass die Pulvermischung (insbesondere die Pulvermischung des Grünlings) für die Fertigung des Sinterkarbidmaterials hinsichtlich des Kohlenstoffanteils stöchiometrisch eingestellt werden kann, da das Titan (und/oder Mo und/oder Nb und/oder Ti und/oder Ta und/oder Cr und/oder V) die Aufgabe des Wolframs übernimmt.
Gemäß einer Gestaltungsvariante der Erfindung kann es vorgesehen sein, dass der Kohlenstoffanteil stöchiometrisch oder unterstöchiometrisch in der Pulvermischung (insbesondere die Pulvermischung des Grünlings) eingestellt ist. Mit dieser Maßnahme werden Graphitausscheidungen im gesinterten Werkstoff durch überstöchiometrischen Kohlenstoffanteil unterbunden bzw. minimiert. Die Erfinder haben erkannt, dass sich solche Einlagerungen nachteilig auf die Bruchfestigkeit des Sinterkarbid-Materials auswirken.
Erfindungsgemäß kann es insbesondere vorgesehen sein, dass der Kohlenstoffanteil in dem Sinterkarbid-Material im Bereich zwischen:

C_stöch (Gew.%) - 0,003 mal Bindergehalt (Gew.%) und C_stöch (Gew.%) - 0,012 mal Bindergehalt Gew.% beträgt,

C_stöch (Gew.%) - 0,005 mal Bindergehalt (Gew.%) und C_stöch (Gew.%) - 0,01 mal Bindergehalt Gew. %, beträgt.

Im Rahmen der Erfindung zeigen sich die oben beschriebenen vorteilhaften Effekte besonders ausgeprägt bei Grobkorn-Hartmetall. In einer bevorzugten Ausgestaltungsvariante der Erfindung ist es daher vorgesehen, dass das dispergierte Wolframkarbid im Sinterkarbid-Material in Kornform mit einem mittleren Teilchendurchmesser, gemessen nach DIN ISO 4499 Teil 2, im Bereich zwischen 1 und 15 µm, vorzugsweise im Bereich zwischen 1,3 und 10 µm, besonders bevorzugt im Bereich zwischen 2,5 und 6 µm, vorliegt.
Vorzugsweise ist es vorgesehen, dass der maximale Anteil an Fe in der Binderphase oder im Grünling 5 Gew% beträgt und/oder dass im Bindermaterial sonstige unvermeidbare Verunreinigungen vorliegen.
Wenn vorgesehen ist, dass die vorhandene oder die sich durch Wärmebehandlung oder -einwirkung ergebende intermetallische Phase (M,Y)₃(Al,X) eine Kristallstruktur L1₂ (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist, dann ergibt sich eine Gefügestruktur in der Binderphase, bei der sich die Kristalle der intermetallischen Phase effektiv im metallischen Bindermaterial gegeneinander abstützen können, wenn der Sinterkarbid-Körper starken Belastungen ausgesetzt ist.
Vorzugsweise ist es für den Einsatzzweck, bevorzugt von BodenBearbeitungswerkzeugen, vorgesehen, dass das vorhandene oder das sich durch Wärmebehandlung oder -einwirkung ergebende intermetallische Phasenmaterial eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm, aufweist.
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltungsvariante der Erfindung kann es vorgesehen sein, dass das Sinterkarbid-Material frei oder möglichst frei von Eta-Phase und/oder Al₂ O₃ ist. Die Erfinder haben erkannt, dass der maximale Anteil der Eta-Phase oder der maximale Anteil von Al₂O₃ maximal 0,6 Vol% bezogen auf das gesamte Sinterkarbidmaterial betragen soll. Liegen im Sinterkarbid-Material beide Stoffe vor, so ist es vorteilhaft, wenn die Summe von Eta-Phasenmaterial und von Al₂O₃. maximal 0,6 Vol% beträgt.
Die Partikelgröße von Al₂O₃ und/oder des Eta-Phasenmaterials beträgt vorteilhafterweise maximal 5 mal der mittleren WC-Korngröße, wobei die mittlere WC-Korngröße und die Partikelgröße von Al₂O₃ und/oder des Eta-Phasenmaterials über das Linienschnittverfahren nach DIN ISO 4499, Teil 2 ermittelt werden kann.
Über die Eta-Phase bzw. Al₂O₃ kann die Zähigkeit des Sinterkarbid-Materials negativ beeinflusst werden. Bei höheren Eta-Phasenanteilen ist das Sinterkarbid-Material nur noch bedingt für die Verwendung in anspruchsvollen Bodenbearbeitungswerkzeugen geeignet. Gleiches gilt auch für Al₂ O₃.
Die oben erwähnte Aufgabe der Erfindung wird auch gelöst mit einem Verfahren zur Herstellung eines Werkzeugs, insbesondere Zerkleinerungs-, Bodenbearbeitungswerkzeug, vorzugsweise für eine Straßenfräsmaschine, einen Recycler, einen Stabilisierer, eine landwirtschaftliche oder forstwirtschaftliche Bodenbearbeitungsmaschine, mit einem Grundkörper, der einen Arbeitsbereich aufweist, wobei an dem Arbeitsbereich wenigstens ein Arbeitselement, bestehend aus einem Sinterkarbid-Material, hergestellt nach einem der Ansprüche 1 bis 22, vorzugsweise mit einer stoffschlüssigen Verbindung, insbesondere einer Lotverbindung, insbesondere einer Hartlotverbindung, gehalten ist.
Vorzugsweise bildet das Sinterkarbid-Material im Arbeitsbereich einen Schneidkörper mit einer Schneidspitze oder einer Schneide oder einer Schneidkante oder einer Arbeitskante. Denkbar ist es auch, dass das Sinterkarbid-Material ein Panzerbelag ist.
Wie vorstehend erwähnt wurde, kann es gemäß der Erfindung entsprechend vorgesehen sein, dass das Arbeitselement in Form eines Schneidelements, vorzugsweise mit mindestens einer Schneide und/oder mindestens einer Schneidspitze oder in Form eines Verschleisschutzelements, insbesondere einer Schutzplatte, einer Schutzleiste, eines Schutzstifts, eines Schutzvorsprungs oder eines Schutzbolzens, ausgebildet ist.
Eine besonders bevorzugte Anwendung der Erfindung ergibt sich dann, wenn vorgesehen ist, dass das Werkzeug ein Schneidwerkzeug, ein Fräsmeißel, insbesondere ein Straßenfräs- oder Bergbaumeißel, eine Pflugschar, eine Grubberspitze, ein Bohrwerkzeug, insbesondere ein Erdbohrer, ein Brechwerkzeug, beispielsweise ein Brechmeißel oder eine Brechleiste, ein Mulchwerkzeug, ein Holzhackwerkzeug oder ein Schredderwerkzeug, ein Fraktionierwerkzeug, bspw. ein Sieb ist.
Eine weiter besonders bevorzugte Anwendung der Erfindung ist dergestalt, dass der Fräsmeißel einen Meißelkopf und einen daran mittelbar oder unmittelbar angeschlossenen Meißelschaft aufweist, und dass an dem Meißelkopf das Arbeitselement gehalten ist.
Beispielsweise kann es auch vorgesehen sein, dass das Arbeitselement von dem erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Material gebildet ist, wobei dieses Arbeitselement einen Träger für eine superharte Schneidspitze bildet, die beispielsweise aus PKD-Werkstoff besteht.
Wie dies vorstehend beschrieben wurde, kann es sich bei dem Sinterkarbid-Material um ein Hartmetall mit einer verstärkten Binderphase handeln. Diese Verstärkung kann erfolgen durch die Ausscheidung von intermetallischem Phasenmaterial während der Abkühlung im Sinterprozess und/oder es ist so, dass sich das Intermetallische Phasenmaterial in einem an den Sinterprozess anschließenden thermischen Prozess ausbildet, bei dem das Sinterkarbid-Material auf eine Temperatur gebracht wird, die eine Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials im Sinterkarbid-Material ermöglicht.
Zur Fertigung eines erfindungsgemäßen Hartmetalls kann eine nominelle Zusammensetzung bei der Einwaage der Rohstoffe von 70-95 Gew. % WC, 1-28 Gew. % metallischem Binder und 1-28 Gew. % Nickelaluminid (z.B. intermetallische Phase) gewählt werden. Der metallische Binder kann die Elemente Co, gegebenenfalls Fe und/oder andere Bestandteile aufweisen. Die intermetallische Phase ist, vorzugsweise bei der Einwaage Ni₃Al.
Die Aufgabe der Erfindung wird auch gelöst mit einem Verfahren zur Schaffung eines Sinterkarbid-Materials, wobei zunächst in einem ersten Verfahrensschritt ein Vorstufen-Sinterkarbid-Material, insbesondere ein Hartmetall, geschaffen wird, das 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframkarbid in dispergierter Form, und eine Binderphase aufweist, wobei die Binderphase metallisches Bindermaterial aufweist, wobei das metallische Bindermaterial Co aufweist, wobei die Binderphase die gelösten Elemente Ni und Al aufweist, wobei die Binderphase folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist:

₃

Die thermische Behandlung kann dabei zumindest einen Erwärmungsschritt oder zumindest einen Abkühlschritt umfassen.
Gemäß der Erfindung kann es vorzugsweise vorgesehen sein, dass nach der Wärmebehandlung zumindest ein Teil der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)₃(Al,X) die Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist.
Um eine besonders effektive Verstärkung der Binderphase erreichen zu können, insbesondere bei Grobkornhartmetall als Sinterkarbid-Material, kann es vorteilhafter Weise vorgesehen sein, dass zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm (gemessen gemäß Linienschnittverfahren an einem Schliffbild) aufweist.
Vorteilhafterweise kann es vorgesehen sein, dass die Koerzitivfeldstärke HcM zumindest eines Bereichs, des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gefertigten Sinterkarbid-Materials, vorzugsweise eines Bereichs, in dem intermetallisches Phasenmaterial vorliegt, beträgt:

HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 4 [kA/m],
vorzugsweise HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 6 [kA/m],
besonders bevorzugt HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 10 [kA/m],

Bei gängigen Hartmetallen, mit Co in der Binderphase und ohne intermetallisches Phasenmaterial wird die Koerzitivfeldstärke üblicherweise herangezogen, um bei gegebenem Bindergehalt indirekt die mittlere Korngröße des WC zu ermitteln. Erfindungsgemäß bewirkt das intermetallische Phasenmaterial eine deutliche Erhöhung der Koerzitivfeldstärke. Damit kann die Koerzitivfeldstärke indirekt als Maß der Verstärkung der Binderphase, infolge des eingelagerten intermetallischen Phasenmaterials gewertet werden. Je höher die Koerzitivfeldstärke ist, desto größer ist die Gesamt-Grenzfläche zwischen metallischem Bindermaterial, intermetallischem Phasenmaterial und WC. Eine hohe Anzahl an ausgeschiedenem intermetallischem Phasenmaterial führt zu einer guten Abstützung der einzelnen Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials gegeneinander in der Binderphase, insbesondere bei hohen Temperaturen (insbesondere bei hohen Werkzeug-Einsatztemperaturen).
Koerzitivfeldstärken zumindest eines Bereichs des Sinterkarbid-Materials HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 4 [kA/m] können vornehmlich genutzt werden, für die oben erwähnten Verschleißschutzanwendungen, beispielsweise für Verschleißpanzerungen.
Koerzitivfeldstärken zumindest eines Bereichs des Sinterkarbid-Materials vorzugsweise HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 6 [kA/m] können vornehmlich genutzt werden, für die oben erwähnten anspruchsvollen Bodenbearbeitungswerkzeuge.
Koerzitivfeldstärken zumindest eines Bereichs des Sinterkarbid-Materials vorzugsweise HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 10 [kA/m] können vornehmlich genutzt werden, für die oben erwähnten Hochleistungswerkzeuge.
Gemäß einer Ausgestaltungsvariante der Erfindung kann es auch vorgesehen sein, dass die Koerzitivfeldstärke zumindest eines Bereichs des Sinterkarbid-Materials um 20 % höher ist als die Koerzitivfeldstärke eines Hartmetallkörpers, der die gleiche Zusammensetzung und WC Korngröße wie das Sinterkarbid-Material aufweist, wobei die Binderphase allein aus metallischem Co-Binder gebildet ist; dieser jedoch kein intermetallisches Phasenmaterial aufweist.
Ein Hartmetall-Körper, der die gleiche Zusammensetzung aufweist, ist mithin ein Hartmetall-Körper, mit 70-95 Gew.% Wolframkarbid in dispergierter Form, und einer Binderphase, wobei die Binderphase metallisches Bindermaterial ohne intermetallisches Phasenmaterial aufweist, wobei der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 5 - 30 Gew.% beträgt und das Bindermaterial im Übrigen die gleiche oder annähernd die gleiche Zusammensetzung aufweist, wie das Bindermaterial des erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Materials.
Wie dies oben erwähnt wurde, gibt die Koerzitivfeldstärke indirekt einen Hinweis bzw. ein Indiz für den Anteil an intermetallischem Phasenmaterial in der Binderphase an. Somit wird mit der Koerzitivfeldstärke indirekt der Grad der Verstärkung der Binderphase angegeben.
Im Rahmen der Erfindung kann das Sinterkarbid-Material so gestaltet sein, dass die Warmdruckfestigkeit des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gefertigten Sinterkarbid-Materials bei einer Temperatur von 800 °C und einer Dehnrate von 0,001 [1/s] ≥ 1650 [MPa] beträgt und/oder dass die Warmdruckfestigkeit des Sinterkarbid-Materials bei einer Temperatur von 800 °C und einer Dehnrate von 0,01 [1/s] ≥ 1600 [MPa] beträgt (Messung für einen zylindrischen Probekörper mit Durchmesser 8 mm und Höhe 12 mm). Mit einem solchen Sinterkarbid-Material können, insbesondere Schneidspitzen für Straßenfräsmeißel, gefertigt werden, bei denen der Anteil der Binderphase 5-7 Gew. % und der Anteil an WC im Bereich von 93-95 Gew. % beträgt, wobei vorzugsweise hier WC in Grobkornform mit einer mittleren Teilchengröße im Bereich zwischen 2-5µm vorliegt.
Eine besonders bevorzugte Erfindungsvariante sieht vor, dass das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni₃Al-Pulver, in einem schmelzmetallurgischen Prozess hergestellt wird, und/oder dass dem Misch- und/oder Mahlprozess das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni₃Al-Pulver als ein, in einem schmelzmetallurgischen Prozess hergestelltes Material zugegeben wird.
Eine besonders gute Verarbeitbarkeit der Pulvermischung im Misch- und/oder Mahlprozess ergibt sich dann, wenn vorgesehen ist, dass das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni₃Al-Pulver, mit einer mittleren Partikelgöße FSSS < 70µm, vorzugsweise mit einer mittleren Partikelgröße FSSS < 45µm dem Prozess zugegeben wird.
Gemäß einer Erfindungsvariante kann es vorgesehen sein, dass in einem Aufbereitungsschritt, vorzugsweise in einem ersten Mahlschritt, das Nickelaluminid mit Mahlflüssigkeit und Grobkorn-Wolframkarbid, vorzugsweise mit einer mittleren Partikelgröße FSSS > 20 µm, besonders bevorzugt mit einer mittleren Partikelgröße FSSS im Bereich zwischen 30 und 60 µm, beispielsweise in Form von macro- und/oder monokristallinem Wolframkarbid, vermischt wird, derart, dass aus dem Nickelaluminid gebrochenes Nickelaluminid, vorzugsweise gebrochenes Nickelaluminid-Pulver, insbesondere gebrochenes Ni₃Al-Pulver, gebildet wird. Hierdurch wird eine wirkungsvolle Zerkleinerung des Nickelaluminids erreicht.
Dabei kann die Verfahrensführung beispielsweise dergestalt sein, dass im Aufbereitungsschritt und/oder in einem Folgemahlschritt Presshilfsmittel, zumindest ein Legierungsbestandteil und/oder Kobaltpulver beigefügt und mit dem Nickelaluminid und/oder dem gebrochenen Nickelaluminid vermischt wird/werden.
Um eine besonders gute Zerkleinerungsleistung zu erreichen, ist es vorteilhaft, wenn vorgesehen ist, dass der Anteil an Nickelaluminid in der Mahlmischung des Aufbereitungsschritts im Bereich zwischen 8 bis 50 Gew.%, vorzugsweise im Bereich 9 bis 25 Gew.%, liegt.
Besonders bevorzugt kann es vorgesehen sein, dass in einem Folgemahlschritt der Vormahlung aus dem Aufbereitungsschritt WC-Pulver zugegeben wird, derart, dass der Anteil an WC-Pulver in der erhaltenen Mahlmischung im Bereich zwischen 70 bis 95 Gew.% beträgt und dass in dem Folgemahlschritt das gebrochene Nickelaluminid zu fein gebrochenem Nickelaluminid gemahlen wird.
Vorteilhaft führt dabei das fein gebrochene Nickelaluminid zu einer homogeneren Verteilung der intermetallischen Phasen im Sinterkörper. Weiterhin bleibt die WC-Struktur, insbesondere die WC-Grobkornstruktur durch den kürzeren Mahlprozess für das zugegebene WC im WC-Pulver besser erhalten.
Vorzugsweise ist es nach einer Erfindungsvariante vorgesehen, dass der Grünling mittels eines Flüssigphasen-Sinterprozess in einem Ofen bei einer Sintertemperatur im Bereich zwischen 1350°C und 1550°C gesintert wird.
Eine besonders effektive Verstärkung der Binderphase lässt sich dann erreichen wenn vorgesehen ist, dass zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials in der Binderphase eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm (gemessen gemäß Linienschnittverfahren an einem Schliffbild) aufweist und/oder wenn vorgesehen ist, dass zumindest ein Teil der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)₃ (AI,X) in der Binderphase eine Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist.
Eine denkbare Verfahrensvariante ist so, dass in dem Mahl- und/oder Mischprozess verdüstes Nickelaluminid, vorzugsweise verdüstes Ni₃Al-Pulver als intermetallisches Phasenmaterial verarbeitet wird. Dieses Material ist einfach zu handhaben. Dieses Material kann mit wenig Aufwand zerkleinert werden, um die gewünschte Feinkornstruktur zu erhalten.
Es kann vorzugsweise vorgesehen sein, dass der Misch- und/oder Mahlprozess ein mehrstufiger Prozess mit zumindest zwei Misch- und /oder Mahlschritten, wobei vorzugsweise das Nickelaluminid vor dem letzten Mahl- und/oder Mischschritt zugegeben wird.
Herstellung (mit Beschreibung der Messmethoden)
Herstellung:
Im Folgenden wird die Herstellungsmethode beschrieben, mit der ein Sinterkarbid-Material mit intermetallischem Phasenmaterial in der Binderphase über eine pulvermetallurgische Prozessroutine hergestellt werden kann. Letztere gliedert sich in die Prozessschritte Herstellung einer pressbaren Pulvermischung, Formgebung und schließlich dem Sintern zu kompakten und dichten Sinterkarbid-Körpern.
Als Ausgangsstoffe für Herstellung der Pulvermischung können WC-Pulver verschiedener Korngröße, insbesondere Grobkorn-WC mit einer Partikelgroße FSSS > 25µm verwendet werden. Ausgangspulver für die Binderphase sind extrafeines Kobaltpulver (FSSS 1,3µm) und Nickelaluminid, vorzugsweise Nickelaluminid-Pulver, insbesondere Ni₃Al-Pulver.
Beispielsweise kann Nickelaluminid--Pulver (Ni-Al-Pulver), zum Beispiel Ni-13AI Pulver mit einem Aluminiumanteil von ca. 13,3 Gew.% verwendet werden. Die Partikelgröße der Ni-Al-Pulvers beträgt FSSS<70 µm, bevorzugt kleiner FSSS 45 µm. Zur Einstellung und Abgleich eines gezielten Kohlenstoffgehalts wird W-Metallpulver (FSSS < 2µm) und Flammruß genutzt. Zur Legierung der Binderphase mit Legierungselementen, wie Ti, Ta, Mo, Nb, V, Cr kommen deren Karbidpulver, oder deren W-haltige Mischkarbide mit Partikelgrößen < 3µm zur Anwendung.
Die Herstellung der Pulvermischung erfolgt entsprechend dem Stand der Technik durch Nassmahlung, vorzugsweise in einer mit Hartmetallkugeln bestückten Kugelmühle. Als Mahlmedium finden Ethanol und Hexan Anwendung. Weitere mögliche Mahlmedien wären Aceton oder wässrige Medien mit geeigneten Inhibitoren.
Bei der Herstellung von Pulvermischungen für Sinterkarbid-Material mit Bindergehalten >15% ist aufgrund des hohen Bindergehalts und begünstigter Rekristallisation ein einzelner Mahlvorgang ausreichend. Bei Bindergehalten bis 15% ist hingegen ein mehrstufiger Nassmahlprozess von Vorteil, um die Ni-Al-Pulver effektiv zu zerkleinern und die Bildung von Oxiden während des Mahlvorgangs zu minimieren.
Im ersten Schritt wird das Ni-Al Pulver mit Mahlflüssigkeit und Grobkorn-Wolframkarbid mit mittlerer Partikelgröße FSSS>20 µm, bevorzugt zwischen 30 und 60 µm intensiv vermengt. Gegebenenfalls können auch hier schon Presshilfsmittel, Legierungsbestandteile in geringer Menge und Kobaltpulver beigefügt werden.
Die Mahlparameter (Dauer, Verhältnis Mahlkugeln zu Mahlgut, Mahlmedium) sowie das Verhältnis WC zu Ni-Al-Pulver orientieren sich an der im Sinterkarbid-Material einzustellenden WC-Korngröße.
Im zweiten Schritt werden dieser Vormahlung zwischen 50 und 80 Gew.% WC-Rohstoff(e) definierter Korngröße(n) hinzugegeben und vermengt, wobei das Hauptaugenmerk darauf liegt, Agglomerate zu reduzieren und eine möglichst homogene Mischung zu erhalten .
Wenn der Legierungsabgleich und die Presshilfsmittelzugabe nicht schon im ersten Mahlschritt (Vormahlung VM) durchgeführt wurden, kann dies auch nun im zweiten Schritt erfolgen.
Der bei der Nassmahlung erhaltene Schlicker wird nach dem Stand der Technik getrocknet und in ein pressfertiges Pulver überführt. Bevorzugt erfolgt dies durch den Prozess der Sprühtrocknung.
Die Formgebung erfolgt vorzugsweise direkt, durch Axialpressen auf mechanischen, hydraulischen oder elektromechanischen Pressen.
Die Sinterung erfolgt zwischen 1350 und 1550 °C im Vakuum bevorzugt in industriellen Sinter-HIP-Öfen, bei welchem im Anschluss an eine Flüssigphasensinterung mittels Inertgaseinlass ein Überdruck geschaffen wird, wobei eine eventuell vorhandene Restporosität beseitigt werden kann.
In 4 ist beispielhaft das Phasendiagramm WC-Co-Ni₃Al für 3 Gew. % Co und 3 Gew. % Ni₃Al dargestellt, das die Bildung dieser Ausscheidungen darstellt.
Nach der Erstarrung der Schmelze liegen zunächst nur WC und ein Mischkristall aus Co, Ni, Al, W und C vor. Erst unterhalb er Solvus-Temperatur kommt es zur Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials aus diesem Mischkristall, wobei das intermetallische Phasenmaterial nach der Strukturformel (M,Y)₃(Al,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist. Diese intermetallischen Phasenmaterialien können mit einem Rasterelektronenmikroskop sichtbar gemacht werden.
In 2 und 3 sind zwei verschiedene erfindungsgemäße Sinterkarbidmaterialien, in Form von Hartmetallen, anhand von solchen Rasterelektronenmikroskop-Aufnahmen veranschaulicht. Deutlich erkennbar ist die Binderphase eines solchen Hartmetalls zu sehen, worin das intermetallische Phasenmaterial (hellere Phase) 10 und das metallischen Bindermaterial 30 (dunkel) erkennbar sind. Die WC-Körner 20 sind über die Binderphase miteinander verbunden.
Es zeigt sich eine gleichmäßige Verteilung des intermetallischen Phasenmaterials in der Binderphase, wobei die Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials eine kubische Form besitzen und vorzugsweise kleiner 1500 nm sind. Die Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)₃(Al,X) haben eine Kristallstruktur L1₂ (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database).
Ein solches Sinterkarbid-Material kann, mit einem Grundkörper aus Stahl verbunden werden, so dass es ein Arbeitselement eines Werkzeugs bildet, bspw. ein Zerkleinerungs-, Bodenbearbeitungswerkzeug, vorzugsweise für eine Straßenfräsmaschine, einen Recycler, einen Stabilisierer, eine landwirtschaftliche oder forstwirtschaftliche Bodenbearbeitungsmaschine. Dabei ist diese Arbeitselement dann im Arbeitsbereich des Werkzeugs angeordnet. Die Verbindung mit dem Grundkörper wird mit einer Lotverbindung, insbesondere einer Hartlotverbindung, hergestellt. Dabei wird Wärme in das Werkzeug eingetragen, um die Lotverbindung herzustellen. Anschließend wird das Werkzeug abgeschreckt, bspw. in einer Wasser-Ölemulsion.
Beim Löt-Vorgang löst sich das intermetallische Phasenmaterial zumindest teilweise wieder auf, sodass Bestandteile des intermetallischen Phasenmaterials nach der Abschreck-Härtung im Sinterkarbid-Material als gelöste Bestandteile vorliegen. Auf diese Weise wird mithin ein Vorstufen-Sinterkarbid-Material gebildet.
Dieses Vorstufen-Sinterkarbid-Material wird anschließend einer thermischen Behandlung unterzogen, wie dies oben bereits mehrfach beschrieben wurde. Dabei kann es so sein, dass über die thermische Behandlung Wärme in das Sinterkarbid-Material eingetragen wird, wobei die Temperatur unterhalb der Solvus-Temperatur und vorzugsweise über 400 Grad Celsius liegen soll. Die Behandlungsdauer, also die Zeit innerhalb der die thermische Behandlung stattfindet, beträgt im Bereich zwischen 0,25 und 24 h. Bei der thermischen Behandlung bildet sich erneut intermetallisches Phasenmaterial, zumindest bereichsweise im Sinterkarbid-Material, um eine Verstärkung der Binderphase zu bewirken.
Die thermische Behandlung kann dabei ein aktiver Vorgang sein, bei dem mittels einer Wärmequelle Wärme in das Sinterkarbid-Material gezielt eingebracht wird. Vorzugsweise ist es so, dass die Wärmebehandlung passiv erfolgt, wobei, beispielsweise während des Werkzeugeinsatzes das Vorstufen- Sinterkarbid-Material in Kontakt kommt mit dem zu bearbeitenden Werkstück, beispielsweise einem Fahrbahnbelag einer Straße. Bei diesem Kontakt wird Wärme in das Vorstufen-Sinterkarbid-Material eingebracht, so dass es auf eine Temperatur gebracht wird, bei dem sich das intermetallische Phasenmaterial ausbildet. Auf diese Weise verstärkt sich das Werkzeug erfindungsgemäß selbsttätig, wobei im verschleißbelasteten Bereich das erfindungsgemäße Sinterkarbid-Material ausgebildet wird.
Denkbar ist es auch, dass ein in der vorstehend beschriebenen Weise gestaltetes Sinterkarbid-Material in einem Sinterprozess gefertigt wird, bei dem sich intermetallischen Phasen ausbilden. Anschließend kann dieses Produkt auf eine Temperatur gebracht werden, vorzugsweise oberhalb der Solvus-Temperatur, bei der sich das intermetallische Phasenmaterial zumindest teilweise wieder auflöst. Anschließend wird dieses Material abgeschreckt, um das Vorstufen-Sinterkarbid-Material zu bilden. Dann wird das Vorstufen-Sinterkarbid-Material einer Wärmebehandlung unterzogen, um das erfindungsgemäße Sinterkarbid-Material zu bilden.
Um das intermetallische Phasenmaterial einfach in der Binderphase ausscheiden zu können, kann es vorzugsweise vorgesehen sein, dass der (M,Y)₃(Al,X) Gehalt in der Binderphase ≥ 40% und dabei der Kohlenstoffhaushalt stöchiometrisch oder unterstöchiometrisch eingestellt ist.
Es hat sich gezeigt, dass eine höhere Wolfram-Lösung im Binder die Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials stabilisiert. Begründet wird dies durch den Einbau von „Co3W“ in die Kristallstruktur des intermetallischen Phasenmaterials und die Verlagerung des Ausscheidungsbereichs hin zu höheren Temperaturen.
Einen ähnlichen Effekt zeigen hier auch die Elemente Mo, Nb, Cr, V und insbesondere Ti, Ta, die in geringen Mengen (<15 at.% im Binder) hinzulegiert werden können.
Die nutzbare Legierungsmenge ist vom jeweiligen Löslichkeitsprodukt der Metallkarbide abhängig. Auch wenn diese ihrer Größenordnung vernachlässigbar erscheinen, zeigen sich doch überraschend deutliche Effekte, die nicht auf eine kornfeinende Wirkung zurückzuführen sind.
Aufgrund der erhöhten Stabilität und des besseren Ausscheidungsverhaltens, durch das Zulegieren von weiteren Elementen, kann der Anteil des intermetallischen Phasenmaterials im Binder reduziert werden und auch unter 40% liegen. Des Weiteren muss bei der Anwesenheit von z.B. Ti oder Ta der Kohlenstoffhaushalt nicht mehr unterstöchiometrisch eingestellt werden, weil diese Elemente die Rolle des Wolframs als Stabilisator übernehmen.
Der Effekt der Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials auf die Warmfestigkeit lässt sich mittels Warmdruckversuchen eindrücklich belegen. 1 zeigt die Warmdruckfestigkeit von Hartmetallen mit jeweils 6% Binder bei unterschiedlicher Prüftemperatur und Dehnraten. Insbesondere bei einer Prüftemperatur von 800°C ist die Festigkeit durch das intermetallische Phasenmaterial um ca. 40-50% erhöht.
An den erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Material-Proben werden physikalische Größen bestimmt, die helfen, den Werkstoff und dessen Eigenschaften zu charakterisieren.
Bei Hartmetallen haben sich hier die Ermittlung der Koerzitivfeldstärke H_cM und die spezifische magnetische Sättigung 4ps als zerstörungsfreie Prüfmethoden etabliert.
Beide Messgrößen werden auch für die Charakterisierung des erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Materials an einem Koerzimat® 1.097 der Fa. Förster bestimmt.
Eine weitere Größe zur Charakterisierung des Werkstoffs ist die Dichte, welche nach dem archimedischen Prinzip mittels Wägung ermittelt wird.
Die Härte des Werkstoffs wird entsprechend der für Hartmetalle gültigen Norm an metallographisch präparierten polierten Proben bestimmt. Vorzugsweise wird die Härteprüfung nach Vickers HV10 mit einer Prüflast von 10kp verwendet (ISO 3878).
Ebenfalls an polierten Proben werden lichtmikroskopisch die Porosität des Sinterwerkstoffs (Norm DIN-ISO 4499-4) und Aluminiumoxid-Partikel festgestellt und beurteilt. Zur Abschätzung der Vol.%-Anteile von Aluminiumoxid im Gefüge können Vergleichsbilder zur A bzw. B Porosität herangezogen werden, wobei A08 bzw. B08 näherungsweise einem Volumenanteil von 0,6 Vol.% entspricht. Zur lichtmikroskopischen Untersuchung der Eta-Phase wird diese gemäß Norm (DIN-ISO 4499-4) mit Murakami-Lösung geätzt. Die Ermittlung der durchschnittlichen WC-Korngrößen erfolgt nach DIN ISO 4499-2. Hierbei werden REM (Rasterelektronenmikroskop)-Aufnahmen im Linienschnittverfahren ausgewertet.
Die Anteile der intermetallischen Phase im Binder und die maximale Größe der ausgeschiedenen Partikel werden ebenfalls mittels REM-Aufnahmen ermittelt, jedoch unter Verwendung eines Inlense-BSE-Detektors. Hierzu werden an mehreren Stellen der Probe Aufnahmen gemacht und die Auswertung an einem repräsentativen Ausschnitt mittels Bildbearbeitung und Ermittlung der Flächenanteile durch Tonwertabgrenzung durchgeführt.
Beispiele:

In der folgenden Tabelle sind Beispiele für erfindungsgemäße Sinterkarbid-Körper gezeigt. Die in dieser Tabelle gezeigten Beispiele können prinzipiell nach dem gleichen Verfahren gefertigt werden, wie dies vorstehend beschrieben ist:

Beispiel	Beschreibung
1	6% Binder, davon ca. 50% intermetallische Phase, Rohstoffe ohne Kohlenstoffkorrektur
2	6% Binder, davon ca. 50% intermetallische Phase, Zugabe von Wolfram-Metallpulver
3	6% Binder, davon ca. 50% intermetallische Phase, Zugabe von Ruß
4	6% Binder, davon ca. 40% intermetallische Phase, Rohstoffe ohne Kohlenstoffkorrektur
5	6% Binder, davon ca. 50% intermetallische Phase, Zugabe WTiC
6	8,5% Binder, davon ca. 40% intermetallische Phase, Rohstoffe ohne Kohlenstoffkorrektur
7	15% Binder, davon ca. 50% intermetallische Phase, Rohstoffe ohne Kohlenstoffkorrektur
8	Kleinserie mit 6% Binder, davon ca. 50% intermetallische Phase, Zugabe von Wolfram-Metallpulver
Referenz, nicht erfindungsgemäß	6% Binder, nur Kobalt, Mahlbedingungen vergleichbar Beispiel 1-8

Entsprechend den obigen Ausführungen betrifft die Erfindung mithin ein Sinterkarbid-Material, insbesondere Hartmetall, mit 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframkarbid in dispergierter Form, und einer Binderphase, wobei die Binderphase metallisches Bindermaterial aufweist, wobei das metallische Bindermaterial Co, gelöstes Ni und gelöstes Al aufweist, wobei die Binderphase optional intermetallisches Phasenmaterial aufweisen kann, wobei das intermetallische Phasenmaterial, wenn vorhanden, nach der Strukturformel (M,Y)₃ (AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist, wobei die Binderphase folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist: Ni > 25 Gew.%, Al > 4 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C.
Die Erfindung wird im Folgenden anhand der in den 5 bis 12 gezeigten Ausführungsbeispiele näher erläutert. Es zeigen:

5 einen Vertikalschnitt durch eine Meißelspitze,
6 die Meißelspitze gemäß 5 entlang des in 5 mit VI-VI markierten Schnittverlaufs und
7 bis 12 die Meißelspitze 50 gemäß den 5 bis 6 im Vertikalschnitt, jedoch mit einer veränderten Gefüge-Zusammensetzung.

In den 5 bis 12 sind Meißelspitzen 50 in Form eines Sinterkarbid-Materials 40 gezeigt. Diese Meißelspitzen 50 dienen vorteilhafterweise zur Verwendung an einem Schneidwerkzeug, insbesondere einem Schneidmeißel, einem Rundschaftmeißel, einem Straßenfräsmeißel, einem Bergbaumeißel oder dergleichen.
Die Meißelspitze 50 ist dazu ausgebildet und hergerichtet um mit einem Stahlkörper verbunden, vorzugsweise verlötet zu werden. Der Stahlkörper weist hierzu üblicherweise einen Kopf auf, an den ein Schaft, vorzugsweise ein Rundschaft, einteilig angeformt ist. Dem Schaft abgekehrt weist der Kopf eine Aufnahme für die Meißelspitze 50 auf. In oder an dieser Aufnahme kann die Meißelspitze 50 befestigt werden.
Die Meißelspitze 50 ist einteilig ausgeführt und weist ein Basisteil 51 auf. Mit dem Basisteil 51 kann die Meißelspitze 50 mit dem Stahlkörper verbunden werden. Vorzugsweise besitzt das Basisteil 51 eine Verbindungsfläche 51.1. Zur Befestigung der Meißelspitze 50 an dem Stahlkörper kann zwischen der Verbindungsfläche 51.1 und dem Stahlkörper das Lotmaterial einer Hartlot-Verbindung angeordnet sein.
Um eine möglichst gleichbleibende Dicke des Lotspalts zwischen der Meißelspitze 50 und dem Stahlkörper einzuhalten, kann es vorgesehen sein, dass im Bereich der Verbindungsfläche 51.1 Abstandshalter 51.2 an der Meißelspitze 50 angeformt sind, die über die Verbindungsfläche 51.1 vorstehen und die dazu ausgebildet sind, auf dem Stahlkörper aufzusetzen, derart dass die Verbindungsfläche 51.1für den Lötprozess im Abstand zu einer Gegenfläche des Stahlkörpers gehalten ist.
Weiterhin kann es vorgesehen sein, dass im Bereich der Verbindungsfläche 51.1 eine oder mehrere Eintiefungen 52 vorhanden ist/sind. Dabei kann die Eintiefung vorzugsweise dergestalt sein, dass sie über eine konvexe Verrundung von der Verbindungsfläche 51.1 in einen vertieften Abschnitt übergeht, der vorteilhafterweise als konkave Mulde ausgebildet ist. Mit der Eintiefung 52 lässt sich der Materialbedarf für die Meißelspitze 50 reduzieren. Zudem bildet die Eintiefung 52 ein Reservoir für überschüssiges Lotmaterial im Bereich der Verbindungsfläche 51.1.
Das Basisteil 51 weist einen vorzugsweise umlaufenden Rand 51.3 auf, der als zumindest bereichsweise konvexe Ausformung ausgebildet sein kann, der Rand 51.3 kann als Übergang zwischen dem Basisteil 51 und einem Übergangsabschnitt 53 ausgebildet sein.
Der Übergangsabschnitt 53 besitzt einen ersten Bereich, der als konkaver Bereich 53.1 ausgebildet ist. Alternativ kann auch eine stumpfkegelförmige Geometrie oder eine Kombination, bestehend aus einem konkaven Bereich 53.1 und einer zumindest bereichsweise stumpfkegelförmigen Geometrie vorgesehen sein. Mit dem ersten Bereich wird die Meißelspitze 50 in Richtung von dem Basisteil 51 hin zu einer Spitze 54 der Meißelspitze 50 hin verjüngt.
Der Übergangsabschnitt 53 kann weiterhin auch einen zylindrischen Bereich 53.2 aufweisen, der sich gegenüberliegend dem Basisteil 51 an den ersten Bereich anschließt. Vorzugsweise ist es so, dass der Übergang, zumindest in Bereichen der Meißelspitze 50, zwischen dem ersten Bereich und dem zylindrischen Bereich kontinuierlich, vorzugsweise stetig differenzierbar in Richtung der Mittellängsachse der Meißelspitze ausgebildet ist, so dass Stetigkeitssprünge vermieden werden, wie dies die 5 zeigt.
Die Meißelspitze 50 kann vorzugsweise im Bereich des Übergangsabschnitts 53 Einmuldungen 53.3 aufweisen. Diese dienen zur Materialreduzierungen und zur optimierten Ableitung von Bodenmaterial, welches während des Werkzeugeinsatzes abgetragen wird.
Die Meißelspitze 50 besitzt eine Spitze 54, die sich an den Übergangsabschnitt 53, vorzugsweise an den zylindrischen Bereich 53.2 anschließt. Der Verbindungsabschnitt 54.1 kann als konvexe Wölbung ausgebildet sein. An den Verbindungsabschnitt 54.1 schließt sich ein Verjüngungsabschnitt 54.2 an, der in einen Endabschnitt 54.3 übergeht. Der Endabschnitt 54.3 ist, vorzugsweise in Form einer konvexen Wölbung, besonders bevorzugt in Form einer Kugelkalotte, ausgebildet.
6 zeigt die Meißelspitze 50 im Schnitt und in einer Aufsicht. Deutlich erkennbar sind die Einmuldungen 53.3 gleichmäßig verteilt über den Umfang der Meißelspitze 50 angeordnet.
Die Meißelspitze 50 weist mindestens einen 1. Volumenbereich 70 und mindestens einen 2. Volumenbereich 60 auf.
Im 2. Volumenbereich 60 weist das Sinterkarbid-Material 40 Wolframkarbid-Körner (WC-Körner) 20 auf, die über metallisches Bindermaterial 30 einer Binderphase miteinander verbunden sind. Es kann vorgesehen sein, dass in dem 2. Volumenbereich 60 kein intermetallisches Phasenmaterial 10 oder intermetallisches Phasenmaterial 10 vorzugsweise in einer Konzentration von weniger als 30 Gew. % / Volumeneinheit, vorzugsweise weniger als 25 Gew. % / Volumeneinheit, besonders bevorzugt weniger als 15 Gew. % / Volumeneinheit, vorliegt.
Im 1. Volumenbereichs 70 weist das Sinterkarbid-Material 40 Wolframkarbid-Körner (WC-Körner) 20 auf, die über metallisches Bindermaterial 30 einer Binderphase miteinander verbunden sind. In dem 1. Volumenbereich 70 liegt intermetallisches Phasenmaterial 10, vorzugsweise in einer Konzentration ? 30 Gew.% / Volumeneinheit, vorzugsweise im Bereich zwischen 30-70 Gew.% / Volumeneinheit, besonders bevorzugt im Bereich zwischen 35-60 Gew.% / Volumeneinheit, weiter bevorzugt im Bereich zwischen 40-50 Gew.% / Volumeneinheit vor.
Das intermetallische Phasenmaterial ist nach der Strukturformel (M,Y)₃ (AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist. Die Binderphase hat folgende chemische Element-Zusammensetzung: Ni > 25 Gew. %, Al > 4 Gew. %, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C.
Der relative, auf eine Volumeneinheit bezogene Anteil Y an intermetallischem Phasenmaterial in dem ersten Volumenbereich 70 ist größer als in dem zweiten Volumenbereich 60.
Wie die Zeichnungen zeigen, können der erste Volumenbereich 70 und der zweite Volumenbereich 60 von zumindest einem Bereich der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials 40 begrenzt sein.
Der 1. Volumenbereich 70, der den relativ höheren Anteil an intermetallischem Phasenmaterial 10 aufweist, bildet einen Teil der Oberfläche der Meißelspitze 50, insbesondere an der Spitze 54 am Verjüngungsabschnitt 54.2 und/oder an dem Endabschnitt 54.3.
Ausgehend von der Spitze 54 kann es dann weiterhin so sein, dass sich der 1. Volumenbereich 70 bis hin zum Basisteil 51 erstreckt. Vorzugsweise kann auch der Bereich des Basisteils 51 von dem 2. Volumenbereich 60 gebildet werden. Der 2. Volumenbereich 60 mit dem relativ niedrigeren Gehalt an intermetallischem Phasenmaterial 10 oder ohne intermetallisches Phasenmaterial 10 ist vorzugsweise im Bereich des Übergangsabschnitts 53 angeordnet. Wie 6 veranschaulicht, kann es auch so sein, dass sowohl der 1. Volumenbereich 70 als auch der 2. Volumenbereich 60 im Bereich des Übergangsabschnitts 53 an die Oberfläche der Meißelspitze 50 angrenzen.
Die Anordnung des 1. und 2. Volumenbereichs 70, 60 gemäß dem Ausführungsbeispiel nach den 5 und 6 hat folgende technische Vorteile:

Dadurch, dass die Spitze 54 von dem 1. Volumenbereich 70 gebildet ist, wird hier in dem besonders verschleißgefährdeten Bereich eine hohe Abrasion-Festigkeit geboten.

Im nicht verschleißgefährdeten Bereich ergibt sich eine erhöhte Zähigkeit und damit eine höhere Bruchstabilität.
Weiterhin ist es denkbar, dass gezielt Verschleißformen mit den Volumenbereichen 60, 70 einstellbar sind, die bspw. eine Nachschärfung der Meißelspitze unterstützen.
Die 7 bis 12 zeigen weitere Ausgestaltungsvarianten einer Meißelspitze 50. Dabei ist die Meißelspitze 50 im Wesentlichen identisch aufgebaut wie die Meißelspitze 50 gemäß den 5 und 6. Insofern wird zur Vermeidung von Wiederholungen auf die vorstehenden Ausführungen verwiesen und lediglich auf die Unterschiede eingegangen. Die Meißelspitzen 50 gemäß den 7 bis 12 unterscheiden sich insbesondere in der Anordnung und Ausgestaltung des 1. und 2. Volumenbereich 70, 60.
Wie 7 veranschaulicht, ist der 1. Volumenbereich 70 im Bereich der Spitze 54 und vorzugsweise teilweise im zylindrischen Bereich 53.2 des Übergangsabschnitts 53 angeordnet. Denkbar ist es jedoch auch, dass der 1. Volumenbereich 70 nur im Bereich der Spitze 54 angeordnet ist. Der 1. Volumenbereich 70 schützt hier im Bereich der Spitze 54 effektiv vor abrasivem Verschleiß.
8 veranschaulicht, dass der 1. Volumenbereich 70 vollständig oder teilweise innerhalb der Meißelspitze 50 angeordnet sein kann. Der 1. Volumenbereich 70 kann dabei so gestaltet sein, dass er sich vorzugsweise in Richtung der Mittellängsachse der Meißelspitze 50 über den gesamten Bereich des Übergangsabschnitts 53 erstreckt. Wie dies oben bereits erwähnt wurde, zeichnet sich der 1. Volumenbereich 70, infolge der Anwesenheit intermetallischen Phasenmaterials 10, durch eine besonders hohe Schubfestigkeit aus. Auf diese Weise wird der bruchgefährdete Übergangsbereich 53 mit dem 1. Volumenbereich 70 effektiv verstärkt.
Umgekehrt kann es auch so sein, wie 9 zeigt, dass der 2. Volumenbereich 60 vollständig oder teilweise innerhalb der Meißelspitze 50 angeordnet sein kann. Der 1. Volumenbereich 70 umgibt dann den 2. Volumenbereich 60 vorzugsweise vollständig. Der 1. Volumenbereich bildet vollständig oder nahezu vollständig die Oberfläche der Meißelspitze 50, um diese besonderes effektiv vor Abrasion zu schützen und um einem Bruch der Meißelspitze 50 im Bereich des Übergangsabschnitts 53 vorzubeugen. Aufgrund der großen Ausdehnung quer zur Mittellängsachse der Meißelspitze 50 bietet der 1. Volumenbereich 70 auch ein hohes äquatoriales Widerstandsmoment gegen Biegung.
10 veranschaulicht, dass es in Weiterbildung der Variante gemäß 7 auch so sein kann, dass sich der 1. Volumenbereich 70 mit seinem relativ hohen Anteil an intermetallischen Phasenmaterial 10 über den Bereich der Spitze 54 und den Übergangsabschnitt 53 hinweg erstrecken kann, sodass er die Oberfläche der Spitze 54 und des Übergangsabschnitts vorzugsweise vollständig bildet. Der 1.
Volumenbereich 70 ist bis an das Basisteil 51 herangeführt oder auch in das Basisteil 51 hinein geführt, wie 10 veranschaulicht.
11 zeigt, dass der 1. Volumenbereich 70 sich auch so innerhalb der Meißelspitze 50 erstrecken kann, dass er einen durchgängigen Volumenbereich bildet, von dem Endabschnitt 54 3 der Spitze 54 bis hin zum Basisteil 51.
12 veranschaulicht, dass es in Umkehr zu dem Ausführungsbeispiel nach 5 und 6 auch vorgesehen sein kann, dass der 1. und der 2. Volumenbereich 70, 60 miteinander getauscht sind.
Die vorstehenden Zeichnungen sind als schematische Darstellungen zu verstehen. Insbesondere ist es so, dass sich der 1.-bzw. der 2. Volumenbereich 70, 60 nicht exakt scharf abgegrenzt, wie in den Zeichnungen dargestellt bilden, sondern sich eher Übergangsabschnitte zwischen den beiden Volumenbereichen 70, 60 bilden.
Zur Herstellung oder Bildung der in den 5 bis 12 gezeigten SinterkarbidMaterialien 40 wird gemäß der Erfindung ein Verfahren angewendet, wobei zunächst in einem ersten Verfahrensschritt ein Vorstufen-Sinterkarbid-Material, insbesondere ein Hartmetall, geschaffen wird, das 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframkarbid in dispergierter Form, und eine Binderphase aufweist. Die Binderphase weist zumindest Co als metallisches Bindermaterial und die gelösten Elemente Ni und Al auf. Die Binderphase hat folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist:

Ni > 25 Gew.%, Al > 4 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C.

In einem weiteren Verfahrensschritt wird das Vorstufen-Sinterkarbid-Material einer Wärmebehandlung unterzogen, wie dies oben erläutert wurde, um das Sinterkarbid-Material 40 zu bilden, das zumindest im 1. Volumenbereich 70 intermetallisches Phasenmaterial 10 in der Binderphase aufweist. Das intermetallische Phasenmaterial 10 ist nach der Strukturformel (M,Y)₃ (AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y= Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Zu diesem Zweck kann in dem weiteren Verfahrensschritt das Vorstufen-Sinterkarbid-Material während der Wärmebehandlung für eine Dauer im Bereich zwischen 0,25 bis 24 Stunden in einem Temperaturbereich zwischen 400°C und der Solvustemperatur gehalten werden. Zur gezielten Ausbildung der einzelnen Volumenbereiche 60, 70 kann beispielsweise eine gezielte Erwärmung mittels eines Lasers oder einer Induktionsspule vorgenommen werden.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

EP 2691198 B1 [0002]

Claims

Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers, wobei in einem Misch und/oder Mahlprozess, vorzugsweise in einem Nassmahlprozess, Wolframcarbid-Pulver (WC-Pulver) und metallisches Bindermaterial, aufweisend Kobalt-Pulver (Co), Nickel (Ni) und Aluminium (AI) zu einer Pulvermischung vermischt werden, wobei aus zumindest einem Teil der Pulvermischung ein Grünling gepresst wird und wobei der Grünling in einem Sinterschritt unter Temperatur- und Druckeinwirkung gesintert wird, derart, dass nach einem, an den Sinterschritt anschließenden Abkühlschritt der Sinterkarbid-Körper gebildet wird, dadurch gekennzeichnet, dass dem Misch und/oder Mahlprozess Nickelaluminid, vorzugsweise Nickelaluminid-Pulver, insbesondere Ni₃Al-Pulver, als intermetallisches Phasenmaterial zugegeben wird.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der an den Sinterschritt anschließende Abkühlschritt und/oder eine thermische Behandlung am gesinterten Sinterkarbid-Körper so gesteuert wird, dass in dem Sinterkarbid-Körper ein intermetallisches Phasenmaterial in einer Binderphase des Sinterkarbid-Körpers gebildet wird, wobei zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials bevorzugt nach der Strukturformel (M,Y)₃(Al,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y = Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X = Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass während des Abkühlschritts, der gesinterte Körper 0,25 - 24 Stunden in einem Temperaturbereich im Bereich zwischen 400°C und der Solvustemperatur des gesinterten Körpers gehalten wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Grünling 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframcarbid (WC), 1-28 Gew.%, vorzugsweise 1-19 Gew.%, Cobalt (Co) und 1-28 Gew.%, vorzugsweise 1,5-19 Gew.%, Nickelaluminid als intermetallisches Phasenmaterial enthält.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni₃Al-Pulver, in einem schmelzmetallurgischen Prozess hergestellt wird und/oder dass dem Misch oder Mahlprozess das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni₃Al-Pulver als ein, in einem schmelzmetallurgischen Prozess hergestelltes Material zugegeben wird
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni₃Al-Pulver, mit einer mittleren Partikelgröße FSSS < 70µm, vorzugsweise mit einer Partikelgröße FSSS < 45µm dem Mahl- und/oder Mischprozess zugegeben wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass in einem Aufbereitungsschritt, vorzugsweise in einem ersten Mahlschritt, das Nickelaluminid mit Mahlflüssigkeit und Grobkorn-Wolframkarbid, vorzugsweise mit einer mittleren Partikelgröße FSSS > 20 µm, besonders bevorzugt mit einer mittleren Partikelgröße FSSS im Bereich zwischen 30 und 60 µm, beispielsweise in Form von macro- und/oder monokristallinem Wolframkarbid, vermischt wird, derart, dass aus dem Nickelaluminid gebrochenes Nickelaluminid, vorzugsweise gebrochenes Nickelaluminid-Pulver, insbesondere gebrochenes Ni₃Al-Pulver, gebildet wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 7, dadurch gekennzeichnet, dass im Aufbereitungsschritt und/oder in einem Folgemahlschritt Presshilfsmittel, zumindest ein Legierungsbestandteil und/oder Kobaltpulver beigefügt und mit dem Nickelaluminid und/oder dem gebrochenen Nickelaluminid vermischt wird/werden.
Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Nickelaluminid in der Mahlmischung des Aufbereitungsschritts im Bereich zwischen 8 bis 50 Gew.%, vorzugsweise im Bereich 9 bis 25 Gew.% beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass in einem Folgemahlschritt der Vormahlung aus dem Aufbereitungsschritt WC-Pulver zugegeben wird, derart, dass der Anteil an WC-Pulver in der erhaltenen Mahlmischung im Bereich zwischen 70 bis 95Gew.% beträgt und dass in dem Folgemahlschritt das gebrochene Nickelaluminid zu fein gebrochenem Nickelaluminid gemahlen wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Grünling mittels eines Flüssigphasen-Sinterprozess in einem Ofen bei einer Sintertemperatur im Bereich zwischen 1350°C und 1550°C gesintert wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass während des Flüssigphasen-Sinterprozesses bei der Sintertemperatur das Kobalt sowie die intermetallische Phase in einer Schmelze zumindest teilweise ineinander gelöst werden, und dass sich bei der Abkühlung und/oder der thermischen Behandlung das intermetallische Phasenmaterial in einer Binderphase ausbildet, wobei das intermetallische Phasenmaterial nach der Strukturformel (M,Y)₃(Al,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials in der Binderphase eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm (gemessen gemäß Linienschnittverfahren an einem Schliffbild) aufweist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)₃ (AI,X) in der Binderphase eine Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass in dem Mahl und/oder Mischprozess verdüstes Nickelaluminid, vorzugsweise verdüstes Ni₃Al-Pulver, als intermetallisches Phasenmaterial verarbeitet wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Misch- und/oder Mahlprozess ein mehrstufiger Prozess mit zumindest zwei Misch- und /oder Mahlschritten ist, wobei vorzugsweise das Nickelaluminid vor dem letzten Mahl- und/oder Mischschritt zugegeben wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass in dem Misch- und/oder Mahlprozess Nb und/oder Ti und/oder Ta, und/oder Mo und/oder V und/oder Cr verarbeitet wird, und dass die Binderphase des gesinterten Sinterkarbid-Materials, insbesondere das metallische Bindermaterial (30) und/oder das intermetallische Phasenmaterial (10), Nb und/oder Ti und/oder Ta, und/oder Mo und/oder V und/oder Cr aufweist, wobei vorzugsweise eines oder mehrere dieser Materialien in der gelösten Form in der Binderphase vorliegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffanteil in dem Sinterkarbid-Material (40) stöchiometrisch oder unterstöchiometrisch eingestellt ist.
Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffanteil in dem Sinterkarbid-Material (40) im Bereich zwischen: Cstöch (Gew.%) - 0,003*Bindergehalt (Gew.%) und Cstöch (Gew.%) - 0,012*Bindergehalt Gew.% beträgt, vorzugsweise im Bereich zwischen: Cstöch (Gew.%) - 0,005*Bindergehalt (Gew.%) und Cstöch (Gew.%) - 0,01*Bindergehalt Gew.%, beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Mo und/oder Nb und/oder Ti und/oder Ta und/oder Cr und/oder V in der Binderphase ≤ 15 at% beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass das dispergierte Wolframkarbid, (WC-Körner 20) im Sinterkarbid-Material (40) in Kornform mit einem mittleren Teilchendurchmesser, gemessen nach DIN ISO 4499 Teil 2, im Bereich zwischen 1 und 15 µm, vorzugsweise im Bereich zwischen 1,3 und 10 µm, besonders bevorzugt im Bereich zwischen 2,5 und 6 µm, vorliegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 21, dadurch gekennzeichnet, dass der maximale Anteil an Fe in der Binderphase des Sinterkarbid-Materials < 5 Gew% beträgt und/oder dass in der Binderphase sonstige unvermeidbare Verunreinigungen vorliegen.