DE102022122317A1 - Sinterkarbid-Material - Google Patents

Sinterkarbid-Material Download PDF

Info

Publication number
DE102022122317A1
DE102022122317A1 DE102022122317.5A DE102022122317A DE102022122317A1 DE 102022122317 A1 DE102022122317 A1 DE 102022122317A1 DE 102022122317 A DE102022122317 A DE 102022122317A DE 102022122317 A1 DE102022122317 A1 DE 102022122317A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
cemented carbide
grain size
size distribution
hard
value
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
DE102022122317.5A
Other languages
English (en)
Inventor
Heiko Friederichs
Britta Philipp
David Chmelik
Ulrich Krämer
Alexander Haller
Tobias Hilgert
Erfinder auf Antrag nicht genannt. Weitere(r)
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Betek GmbH and Co KG
Original Assignee
Betek GmbH and Co KG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Betek GmbH and Co KG filed Critical Betek GmbH and Co KG
Priority to DE102022122317.5A priority Critical patent/DE102022122317A1/de
Publication of DE102022122317A1 publication Critical patent/DE102022122317A1/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/08—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds based on tungsten carbide
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
    • B22F1/052—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles characterised by a mixture of particles of different sizes or by the particle size distribution
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/045—Alloys based on refractory metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/067—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds comprising a particular metallic binder
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
    • B22F2005/001—Cutting tools, earth boring or grinding tool other than table ware

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Sinterkarbid-Material, insbesondere Hartmetall, mit 80-95 Gew.%, vorzugsweise mit 90-94 Gew.%, Hartstoffpartikeln, in dispergierter Form, aufweisend oder bestehend aus Wolframkarbid, und einer Binderphase, wobei die Binderphase als metallisches Bindermaterial Kobalt aufweist, wobei der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 4-20 Gew.%, vorzugsweise 5-10 Gew.%, beträgt, wobei die Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel dergestalt ist, dass das Verhältnis (d90 - d10)/d50 kleiner ist als 1,5, wobei der d50-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer oder gleich 3 µm ist und wobei der Korndurchmesser des Maximalwerts der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer ist als der Korndurchmesser des Medianwerts (d50-Wert) der Korngrößenverteilung. Ein solches Sinterkarbid-Material zeichnet sich gegenüber dem Stand der Technik durch eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und Bruchfestigkeit aus.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Sinterkarbid-Material, insbesondere ein Hartmetall, mit 80-95 Gew.%, vorzugsweise mit 90-94 Gew.%, Hartstoffpartikeln, in dispergierter Form, aufweisend oder bestehend aus Wolframkarbid, und einer Binderphase, wobei die Binderphase als metallisches Bindermaterial Kobalt aufweist, wobei der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 4-20 Gew.%, vorzugsweise 5-10 Gew.%, beträgt.
  • US 6,692,690 B2 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Hartmetalls mit einer mittleren Wolframkarbid-Korngröße im Bereich zwischen 8-30 µm. Dabei wird zunächst in einem geeigneten Siebprozess die gewünschte Korngröße einer Wolframkarbid-Fraktion aus einem Pulver ausgesiebt. Insbesondere wird in dem Siebschritt eine unerwünschte Feinfraktion abgetrennt. Anschließend werden die Körner der ausgesiebten Kornfraktion mit Kobalt beschichtet und diese dann in einem Mischprozess mit pulverförmigem Kobaltbinder vermischt. Abschließend wird aus dem erzeugten Gemisch einen Grünling gepresst und dieser anschließend einem Sinter-Prozess unterzogen, um das Hartmetall zu fertigen.
  • Erfindungsgemäße Hartmetalle werden in Bodenbearbeitungsmaschinen eingesetzt und dienen zum Schneiden von beispielsweise Gestein, Mineralmaterial Fahrbahnoberflächen, insbesondere Asphalt-Belägen oder Beton-Belägen. Weiter finden die erfindungsgemäßen Hartmetalle auch als Schneidwerkzeuge im Bergbau Anwendung.
  • Während des Bearbeitungseinsatzes sind die Hartmetalle starken Belastungen ausgesetzt. Zum einen wirken hohe Temperatur-Wechselbeanspruchungen auf sie ein. Zum anderen treten hohe mechanische Beanspruchungen auf. Für eine möglichst lange Lebensdauer müssen die Hartmetalle darüber hinaus eine hohe Abrasions-Beständigkeit aufweisen.
  • Bei der konventionellen Herstellung von Hartmetallen im Korngrößenbereich Extragrob (Korngröße > 5µm) werden als Wolframkarbid-Rohstoffe hochtemperaturcarburierte Karbide verwendet. Diese Karbide liegen herstellungsbedingt meist in Form von größeren polykristallinen Partikeln vor. Um mit diesen Pulvern ein homogenes und sinteraktives Hartmetallpulver herzustellen, ist es notwendig, diese Wolframkarbid-Kristallit-Agglomerate zu brechen und einen begrenzten, sinteraktiven Wolframkarbid-Feinstanteil zu erzeugen. Dieser Vorgang wird meist in Form von Nassmahlungen in Kugel-, Vibrationsmühlen oder Attritoren (Rührwerkskugelmühlen) durchgeführt. Neben dem Brechen von Agglomeraten werden in diesem Prozess auch das Bindermaterial und Presshilfsmittel homogen untergemischt sowie der Kohlenstoffhaushalt eingestellt. Die Prozesszeit ist daher auch vom Mischvorgang abhängig. Auch bei Anwendung von eher milden Mahl- bzw. Mischbedingungen (Menge, Größe Hartmetallkugeln, Verhältnis Kugelgewicht zu Mahlgut) ist es kaum möglich, einen hohen Anteil an Grobkorn- Wolframkarbid oder eine enge Kornverteilung zu wahren. Die Korngrößenverteilung eines gemahlenen Pulvers wird in der Literatur meist in Form einer logarithmischen Normalverteilung beschrieben. Für eine solche Verteilung ist charakteristisch, dass der größte Volumenanteil von den mittleren Fraktionen gebildet wird. Besonders nachteilig ist, dass nach dem Mahlen von Grobkorn-Wolframkarbid das Kornspektrum von < 0,5µm bis über 10µm reichen kann
  • Beim Flüssigphasen-Sintern von Hartmetall wird die Wolframkarbid-Kornverteilung darüber hinaus durch Rekristallisationsvorgänge in hohem Maß verändert. Bislang ist nicht genau geklärt, wie sich das Wachstum, nach der Theorie der Ostwald-Reifung, genau auf die einzelnen Kornfraktionen auswirkt. Allerdings ist allgemein anerkannt, dass häufig das Kornwachstum auf wenige große Körner konzentriert ist, was die Kornverteilung im gesinterten Zustand signifikant verbreitert.
  • Es ist Aufgabe der Erfindung, ein Hartmetall der eingangs erwähnten Art bereitzustellen, das sich durch eine verbesserte Verschleißbeständigkeit auszeichnet.
  • Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass die Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel dergestalt ist, dass das Verhältnis (d90 - d10)/d50 kleiner ist als 1,5, wobei der d50-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer oder gleich 3µm ist und wobei der Korndurchmesser des Maximalwerts der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer ist als der Korndurchmesser des Medianwerts (d50-Wert) der Korngrößenverteilung.
  • Mit einem solchen Sinterkarbid-Material ergibt sich, gegenüber üblichen Hartmetallen, wie sie aus dem Stand der Technik bekannt sind ein deutlich erhöhter Verschleißwiderstand. Versuche der Erfinder haben ergeben, dass sich der Verschleißwiderstand um bis zu 20% steigern lässt. Darüber hinaus verbessert sich die Warmfestigkeit des Materials, da der Feinanteil an dispergiertem Wolframcarbid minimiert wird. Die Erfinder haben erkannt, dass im Bereich feiner Wolframkarbid-Körner das Sinterkarbid-Material unter Beanspruchung leichter abgleitet, während das erfindungsgemäße Material mit erhöhtem Grobmaterial eher ein Abgleiten blockiert. Dies ist darauf zurückzuführen, dass die Wolframkarbid-Körner dichter gepackt sind und ineinander „verschränkt“ sind, so dass starke Belastungen gleichmäßiger im Gefüge abgeleitet und abgetragen werden können. Gemäß der Erfindung liegt zu diesem Zweck insgesamt eine enge Kornverteilung vor entsprechend der Formel (d90-d10)/d50 < 1,5. Dies steht im Gegensatz zu einer ausgeprägten bimodalen Kornverteilung, wie sie aus dem Stand der Technik bekannt ist.
  • Das erfindungsgemäße Material vereinfacht auch die Fertigung erheblich, da im Gegensatz zu US 6,692,690 B2 keine Co Beschichtung erforderlich ist, sondern durch gezielten Einsatz der Sinterfraktion an Wolframcarbid das erfindungsgemäße Sinterkarbid-Material mit den vorteilhaften Eigenschaften erhalten wird.
  • Die Wolframkarbid-Korn-Verteilung im Sinterkarbid-Material lässt sich in üblicher Weise, beispielsweise mittels EBSD-Messung/REM-Bildanalyse und Auswertung über Flächenanteile und Erfassung der Ersatzkorngröße mittels flächengleicher Kreisdurchmesser, ermitteln.
  • Erfindungsgemäße Sinterkarbid-Materialien, insbesondere Hartmetalle, zeigen bei Betrachtung ihres Verschleißbildes eine glattere Oberfläche, verglichen zum Stand der Technik, wodurch weniger Angriffspunkte für abrasive Gesteinspartikel vorhanden sind. Dies kann auf eine insgesamt gleichförmigere Gefügeausbildung zurückgeführt werden.
  • Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltungsvariante der Erfindung ergibt sich insbesondere dann ein besonders leistungsfähiges Sinterkarbid-Material, wenn vorgesehen ist, dass sich die Kornverteilung der WC-Körner im Sinterkarbid-Material entsprechend einer Kurve mit lokalem Minimum im mittleren Korngrößenbereich ergibt
  • Vorzugsweise kann es auch vorgesehen sein, dass das Gefüge des Sinterkarbid-Materials frei oder nahezu frei von Einzelgrobkörnern ist, wobei Einzelgrobkörner Wolframkarbid-Körner sind, deren Korndurchmesser (Kreisdurchmesser gleicher Fläche) größer ist als 5x d50. Solche Sinterkarbid-Materialien weisen eine sehr geringe Bruchempfindlichkeit auf. Zurückzuführen ist dies auf den stark reduzierten Anteil an Einzelgrobkörnern, die als innere Kerben wirken können. Somit ist es möglich, die Härte des Schneidwerksstoffs insgesamt auf ein höheres Niveau anzuheben
  • Gemäß einer Erfindungsvariante kann es somit vorgesehen sein, dass der Anteil an Hartstoffpartikeln mit einer Korngröße größer als das Fünffache des d50-Werts in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner ist als 1%, vorzugsweise dass der Anteil an Hartstoffpartikeln mit einer Korngröße größer als das Dreifache des d50-Werts in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner ist als 1%.
  • Erfindungsgemäß beträgt der Anteil der Hartstoffpartikeln zwischen 80 und 95 Gew.%, vorzugsweise 90-94 Gew.%. Sie liegen in dispergierter Form vor und weisen auf oder bestehen aus Wolframkarbid, wobei insbesondere der Hartstoffanteil vorwiegend oder vollständig aus Wolframkarbid bestehen kann. Denkbar ist es, dass weitere Hartstoffe, beispielsweise Karbide von Ti, Ta, Cr und/oder Mo vorhanden sind. Beispielsweise ist es denkbar, dass diese weiteren Karbide bedingt durch den Einsatz von Wolframkarbid-Regeneraten eingetragen werden. Der Gehalt an weiteren Karbiden sollte vorzugsweise < 5Gew.% betragen.
  • Die Binderphase besteht oder weist überwiegend Kobalt. Darin können Anteile weiterer Bestandteile gelöst sein. Im Rahmen der Erfindung kann es somit auch vorgesehen sein, dass die Binderphase Wolfram, Chrom, Molybdän, Eisen, Nickel und/oder Aluminium in gelöster Form oder ausgeschiedener Form aufweist.
  • Besonders bevorzugt kann es vorgesehen sein, dass der d10-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel ≥ 1.2 µm ist und/oder dass der d90-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel ≤ 5.9 µm ist. Bei diesen solchen Werten werden Kornanteile, die sich nachteilig auf die Bruchfestigkeit, insbesondere in der Anwendung als Bodenbearbeitungswerkzeuge (bspw. Strassenfräsmeißel), auswirken ausgeschlossen.
  • Ein mögliches Sinterkarbid-Material kann erfindungsgemäß so gestaltet sein, dass die durchschnittliche Korngröße der Hartstoffpartikel im Bereich zwischen 2 und 4 µm beträgt. Erfindungsgemäß kann es insbesondere auch vorgesehen sein, dass es sich bei dem Sinterkarbid-Material um ein Hartmetall der Klassifikation „FSS- grob“ oder „extraggrob“ handelt. Bei diesen Hartmetallsorten kommt der Effekt der Erfindung besonders deutlich zum Tragen.
  • Gemäß der Erfindung kann es auch zu Gunsten einer verbesserten Warmfestigkeit vorgesehen sein, dass die magnetische Sättigung des Sinterkarbid-Materials im Bereich von 75 bis 99%, vorzugsweise 75 bis 85%, der theoretisch maximalen Sättigung beträgt.
  • Beträgt bei einem erfindungsgemäßen Hartmetall beispielsweise der Kobaltgehalt in der Binderphase 6 Gew%, so beträgt die theoretische maximale Sättigung 121 µTm3/kg. Reines 100-prozentiges Kobalt hat eine Sättigung von 2010(2020) µTm3/kg. Davon betragen 6%=121 µTm3/kg. Dies entspricht der theoretisch maximalen Sättigung.
  • Eine weitere Verbesserung der Festigkeit des Sinterkarbid-Materials lässt sich erreichen, wenn vorgesehen ist, dass die Binderphase Ausscheidungen in Form von Co3W aufweist, wobei die mittlere Größe dieser Mikropartikel vorzugsweise im Bereich zwischen 50 nm und 1000 nm beträgt. Die Co3W -Mikropartikel verstärken die Binderphase und somit insbesondere die Warmfestigkeit. 5 zeigt Co3W Ausscheidungen in der Binderphase bei einem Hartmetall mit 6%Co und einer Sättigung von 10,1 µTm3/kg im gelöteten Zustand in einer REM-Aufnahme bei hoher Vergrößerung. Morphologie und Größe der Ausscheidungen entsprechen denen, wie sie für Co3W in der Literatur beschrieben sind. Die Ausscheidungen (helle Darstellung) sind in der Binderphase (dunkle Darstellung) gezeigt. In der Binderphase können verschiedene Bereiche deutlich voneinander unterschieden werden. Neben nahezu gitterfehlerfreien Bereichen (Co) gibt es eine klare Abgrenzung zu Bereichen mit einer hohen Stapelfehlerdichte (Co). Mittels SEAD-Analyse kann Co als eigenständige Co3W -Phase identifiziert werden.
  • Nach gängiger Auffassung führen Co3W-Ausscheidungen in Hartmetallen zu einer größeren Härte des Sinterkarbid-Materials aber auch nachteilig gleichzeitig zu einer Versprödung, Überraschender Weise zeigt sich bei den erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Materialien kaum eine Versprödung der Binderphase, die aus den Kennwerten Biegebruchfestigkeit und Bruchzähigkeit abgeleitet werden kann. Die bessere Kornstruktur kompensiert verminderte Zähigkeitseigenschaften der Binderphase.
  • In einer bevorzugten Ausführung, bei der die magnetische Sättigung des Sinterkarbid-Materials im Bereich von 75-85% der theoretischen Sättigung beträgt, kann ein erfindungsgemäßes Sinterkarbid-Material dergestalt sein, dass Mikropartikel, in Form von Co3W in der Binderphase ausgeschieden sind.
  • Ausscheidungen treten innerhalb der Binderphase schon bei sehr kurzer Hochtemperatur-Wärmebehandlung, beispielsweise bei einer Behandlung oberhalb von 900°C auf. Beispielsweise kann es so sein, dass ein solches Sinterkarbid-Material mit einem Hartlot auf einen Trägerkörper aufgelötet wird (z.B. induktives Hartlöten). Bei den dabei auftretenden Löttemperaturen können Mikropartikel, in Form von Co3W ausgeschieden werden. Co3W-Mikropartikel verstärken die Binderphase und somit insbesondere die Warmfestigkeit.
  • Bedeutsam für die Bauteilfestigkeit ist auch die geeignete Einstellung der Binderphase, um eine Materialschwächung zu vermeiden. Es ist daher vorzugsweise vorgesehen, dass der Anteil an Kobalt in der metallischen Binderphase 5% - 20% beträgt.
  • Das Sinterkarbid-Material ist für die Anwendung an Bodenbearbeitungswerkzeugen mit starker Schlagbeanspruchung dann besonders geeignet, wenn vorgesehen ist, dass die Druckfestigkeit des Sinterkarbid-Materials mit einer Dehnrate von 0,001 1/s bei 800°C mindestens 1500 MPa beträgt und/oder dass die Druckfestigkeit des Sinterkarbid-Materials mit einer Dehnrate von 0,1 1/s bei 800°C mindestens 1300 MPa beträgt.
  • Der Zerrüttung und Schädigung des Werkstoffs bis in tiefe Materialbereiche kann begegnet werden, wenn die Warmdruckfestigkeit des Werkstoffs, gekennzeichnet durch die Warmdehngrenze im Temperaturbereich >800°C, erhöht wird.
  • Eine höhere Warmdruckfestigkeit >800°C kann dadurch erreicht werden, dass durch das oben beschriebene Verfahren ein Hartmetallgefüge geschaffen wird, bei dem grobe, vorzugsweise rekristallisierte, Wolframcarbid-Kristalle in enger Packung vorliegen.
  • Durch Erhöhen des Grobanteils, Minimierung der mittleren WC-Kornfraktionen und/oder Vermeiden von größeren Feinkorn-Clustern, kann bei hohen Temperaturen die Wahrscheinlichkeit von Korngrenzengleiten reduziert werden, da die WC-Kristalle ideal ineinander verschränkt sind.
  • Im Gegensatz dazu, ist bei ausgeprägten bimodalen und eher logarithmischnormalverteilten Kornverteilungen, wie sie bei Hartmetall nach dem Stand der Technik zu finden sind, das Korngleiten begünstigt, da hier die Anzahl an WC-Korngrenzen mit günstiger Ausrichtung zu Verformungsrichtung beträchtlich erhöht ist oder das Abgleiten von Körnern aufgrund des höheren Feinanteils leichter aktiviert werden kann.
  • Im Folgenden werden einige Beispiele zur Fertigung erfindungsgemäßer Sinterkarbid-Materialien in Form von Hartmetallen erläutert:
  • Beispiel 1: Versuchsansatz über 2 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
  • 1. Einwaage der Materialien:
  • Einwaage von 69 g Kobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1,3µm), 931 g Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25µm), 35g Paraffin als Presshilfsmittel und 250 ml Hexan (Mahlmedium).
  • 2.Mahlung:
  • Mahlen des Mahlguts in 2l-Mahltopf für 24h mit 5 kg Hartmetallkugeln auf Kugelmühlen-Rollenstand.
  • Anschließend Zugabe von 1 kg gesichtetem Hartmetall-Regenerat in die Vormahlung.
  • HM-Regenerat mit 5,1% Co, FSSS von 5,8µm und einer Korngrößenverteilung entsprechend d10=4,2µm, d50=6,1pm, d90= 8,8µm. Mischen im Mahlfass für 10 Minuten.
  • 3. Trocknung:
  • Trocknung Schlämme im Rotationsverdampfer unter Vakuum.
  • Sieben getrocknetes Pulver mit Analysensieb (Maschenweite 400µm)
  • 4. Sintern:
  • Pressen Probekörper auf hydraulischer Presse mit einem Pressdruck von 200 MPa Sintern Probe im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
  • Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
    • Koerzitivfeldstärke JHc: 5,9 kA/m
    • Spezifische magnetische Sättigung 4πσ: 10,9 µTm3/kg
    • Härte: 1170 HV30
    • Dichte: 14,95 g/cm3
    • Porosität: <A02, B00, C00
  • Beispiel 2: Versuchsansatz über 2 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
  • 1. Einwaage der Materialien:
  • Einwaage von 120 g Cobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1,3µm), 1080 g Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25µm), 35g Paraffin als Presshilfsmittel und 250 ml Hexan (Mahlmedium).
  • Mahlung:
  • Mahlen des Mahlguts in 2l-Mahltopf für 24h mit 5 kg Hartmetallkugeln auf Kugelmühlen-Rollenstand.
  • Anschließend Zugabe von 0,8 kg hochtemperatur-carburiertes Wolframcarbidpulver. Dieses Pulver ist gekennzeichnet durch einen FSSS-Wert 7,8µm.
  • Mischen im Mahlfass für 10 Minuten.
  • Trocknung:
  • Trocknung Schlämme im Rotationsverdampfer unter Vakuum.
  • Sieben getrocknetes Pulver mit Analysensieb (Maschenweite 400µm)
  • Pressen Probekörper auf hydraulischer Presse mit einem Pressdruck von 200 MPa Sintern Probe im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
  • Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
    • Koerzitivfeldstärke JHc: 6,9 kA/m
    • Spezifische magnetische Sättigung 4πσ: 11,2 µTm3/kg
    • Härte: 1160 HV30
    • Dichte: 14,94 g/cm3
    • Porosität: <A02, B00, C00
    • Keine Grobkornansammlungen im Gefüge.
  • Beispiel 3: Versuchsansatz über 2 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
  • Einwaage der Materialien:
  • Einwaage von 120 g Cobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1,3µm), 880 g Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25µm), 35g Paraffin als Presshilfsmittel und 250 ml Hexan (Mahlmedium).
  • Mahlung:
  • Mahlen des Mahlguts in 2l-Mahltopf für 24h mit 5 kg Hartmetallkugeln auf Kugelmühlen-Rollenstand.
  • Anschließend Zugabe von 1 kg Wolframcarbidpulver, welches aus Hartmetallschrott durch chemische Aufbereitung (Selektives Herauslösen des Cobalt-Binders) und Windsichten dargestellt wurde. Dieses Pulver ist gekennzeichnet durch eine Rest-Co-Gehalt < 0,05%, einem Sauerstoffgehalt <0,1%, nahezu stöchiometrischem C-Gehalt, einem FSSS-Wert von 5,1µm und einer Korngrößenverteilung entsprechend d10=4,8µm, d50=6,4pm, d90= 8,2µm.
  • Mischung:
  • Mischen im Mahlfass für 10 Minuten.
  • Trocknung:
  • Trocknung Schlämme im Rotationsverdampfer unter Vakuum.
  • Sieben getrocknetes Pulver mit Analysensieb (Maschenweite 400µm)
  • Sintern:
  • Pressen Probekörper auf hydraulischer Presse mit einem Pressdruck von 200 MPa Sintern Probe im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
  • Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
    • Koerzitivfeldstärke JHc: 6,4 kA/m
    • Spezifische magnetische Sättigung 4πσ: 11,0 µTm3/kg
    • Härte: 1180 HV30
    • Dichte: 14,94 g/cm3
    • Porosität: <A02, B00, C00
  • Beispiel 4: Versuchsansatz über 2 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
  • Einwaage:
  • Einwaage von 120 g Cobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1,3µm), 870 g Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25µm), 10g Wolfram-Metallpulver zur Einstellung eines unterstöchiometrischen C-Haushalts, 35g Paraffin als Presshilfsmittel und 250 ml Hexan (Mahlmedium).
  • Mahlung:
  • Mahlen des Mahlguts in 2l-Mahltopf für 24h mit 5 kg Hartmetallkugeln auf Kugelmühlen-Rollenstand.
  • Anschließend Zugabe von 1 kg Wolframcarbidpulver, welches aus Hartmetallschrott durch chemische Aufbereitung (Selektives Herauslösen des Cobalt-Binders) und Windsichten dargestellt wurde (Vgl. Beispiel 3). Mischen im Mahlfass für 10 Minuten.
  • Trocknung:
  • Trocknung Schlämme im Rotationsverdampfer unter Vakuum.
  • Sieben getrocknetes Pulver mit Analysensieb (Maschenweite 400µm)
  • Sintern:
  • Pressen Probekörper auf hydraulischer Presse mit einem Pressdruck von 200 MPa Sintern Probe im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
  • Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
    • Koerzitivfeldstärke JHc: 7,2 kA/m
    • Spezifische magnetische Sättigung 4πσ: 9,95 µTm3/kg
    • Härte: 1210 HV30
    • Dichte: 14,97 g/cm3
    • Porosität: <A02, B00, C00
    • Gefüge frei von Eta-Phase.
  • Beispiel 5: Kleinserie über ca. 150 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
  • Einwaage:
  • Einwaage von 9 kg Cobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1,3µm), 66 kg Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25µm), 750g Wolfram-Metallpulver zur Einstellung eines unterstöchiometrischen C-Haushalts, 2,7kg Paraffin als Presshilfsmittel und 25l Ethanol (Mahlmedium).
  • Mahlung:
  • Mahlen des Mahlguts in 200 l Kugelmühle für 12h mit 500 kg Hartmetallkugeln Anschließend Zugabe von 75 kg Wolframcarbidpulver, welches aus Hartmetallschrott durch chemische Aufbereitung und Windsichten dargestellt wurde (Vgl. Beispiel 3). Mischen Schlämme und gesichtetes Wolframcarbidpulver für 2h bei laufendem Rührwerk im Speisebehälter der Sprühgranulation vor der Sprühtrocknung.
  • Verpressen sprühgetrocknetes RTP-Pulver zu Probekörper und Meißelspitzen.
  • Sintern im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
  • Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
    • Koerzitivfeldstärke JHc: 7,1 kA/m
    • Spezifische magnetische Sättigung 4πσ: 10,1 µTm3/kg
    • Härte: 1210 HV30
    • Dichte: 14,97 g/cm3
    • Porosität: <A02, B00, C00
    • Gefüge frei von Eta-Phase
  • Weitergehende Untersuchungen an Prüfteilen (Schneidspitzen für Straßenfräsmeißeln):
    • Bestimmung Biegebruchfestigkeit, Reibradverschleiß, Bestimmung Kornverteilung über EBSD-Analyse am Rasterelektronenmikroskop.
  • Untersuchung Binderstruktur an gesinterten und gelöteten Hartmetallspitzen (zur Verwendung als Schneidspitzen in Straßenfräsmeißeln) mittels HR-TEM-Untersuchung.
  • Induktives Verlöten der gesinterten Hartmetallspitze auf einem Stahlkörper (Meißelschaft). Durchführung mehrerer Feldtests auf Straßenfräsen unter verschiedenen Einsatzbedingungen (Kaltfräsen von Asphalt in Deck-, Binder und Tragschicht) und Klimabedingungen.
  • Wendelweiser Einsatz der Prüfteile über gesamte Walzenbreite der Fräsen. Vergleich Verschleißmaße gegenüber Referenzwendel einer Fräse.
  • Die erfindungsgemäßen Schneispitzen gemäß Beispiel 5 zeigen im Feldtest ein um 18-30% verringertes Verschleißmaß. Im Mittel beträgt der Vorteil gegenüber Standard-Hartmetall 12%.
  • Die vorstehend erläuterten Beispiele unterscheidet sich vom Stand der Technik insbesondere dadurch, dass in Größe und Partikelform definierte WC-Rohstoffe in eine Hartmetallschlämme lediglich eingerührt und nass untergemischt werden. Wird die Mischung innerhalb eines Mahlaggregats durchgeführt (z.B. Kugelmühle oder Attritor) ist die Behandlungsdauer vorzugsweise auf < 0,5h beschränkt. Die zugemischten Wolframkarbid-Teilchen mit enger Kornverteilung, bleiben in der Korngröße nahezu unverändert, und dienen beim Sinterprozess als gezielte Wachstumskeime. Da das Wachstumspotential hierdurch auf zahlreiche Grobkörner aufgeteilt wird, unterbleibt das Wachstum einzelner Überkörner, die in ihrer Wirkung als innere Kerben, insbesondere die Bruchfestigkeit negativ beeinflussen.
  • In 1 ist eine erfindungsgemäße Kornverteilung exemplarisch dargestellt. Die durchgehend und gepunktet dargestellte Linie stellt die Kornverteilung im HartmetallGefüge dar. Der d10-Wert dieser Kornverteilung beträgt 2,27, der d50-Wert 4,79 und der d90-Wert 7,39. Wie dies die Darstellung veranschaulicht, zeigt die Kornverteilung ein lokales Minimum im mittleren Korngrößenbereich. Insgesamt zeigt sich die Kornverteilung insgesamt sehr eng. Durch definierte Erhöhung des Grobkornanteils liegt die Korngröße mit der höchsten Häufigkeit H rechts vom Medianwert M (d50-Wert).
  • In 1 ist weiterhin auch als durchgezogene Linie zur Veranschaulichung die Summenhäufigkeit Q2 in der Kornverteilung angegeben.
  • 2 zeigt eine, aus dem Stand der Technik bekannte typische logarithmische Normalverteilung. Wie die Darstellung veranschaulicht, liegt im Gegensatz zu der Erfindung die Korngröße mit der höchsten Häufigkeit H aufgrund der Schiefe immer rechts vom Medianwert.
  • In 3 ist die Warmfestigkeit eines erfindungsgemäßen Hartmetalls einem Hartmetall gegenübergestellt, welches eine vergleichbare Zusammensetzung aufweist, nicht jedoch die besonderen erfindungsgemäßen Eigenschaften aufweist. Dabei ist die Druckfestigkeit gegenüber der Temperatur aufgetragen. Bei Temperaturen von 800, 1000 und 1200 °C ist die Druckfestigkeit dargestellt. Bei diesen Temperaturwerten zeigt die linke Säule im Diagramm jeweils die Druckfestigkeit des Hartmetalls gemäß Stand der Technik und die rechte Säule die Druckfestigkeit des Hartmetalls gemäß der Erfindung. Die Druckfestigkeit wurde dabei bei einer Dehnrate von 0,001 1/s gemessen. In dem Diagramm gemäß 4 wurde demgegenüber die Druckfestigkeit bei einer Dehnrate von 0,1 1/s gemessen.
  • Wie die Darstellungen zeigen, lässt sich mit dem erfindungsgemäßen Hartmetall eine deutliche Verbesserung der Druckfestigkeit, insbesondere im Temperaturbereich bis 1000 °C erreichen. Als Probekörper wurde für die Messung der Druckfestigkeit ein Hartmetall verwendet, welches Kobalt als metallisches Bindermaterial in Höhe von 6 Gew.% aufwies.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • US 6692690 B2 [0002, 0010]

Claims (10)

  1. Sinterkarbid-Material, insbesondere Hartmetall, mit 80-95 Gew.%, vorzugsweise mit 90-94 Gew.%, Hartstoffpartikeln, in dispergierter Form, aufweisend oder bestehend aus Wolframkarbid, und einer Binderphase, wobei die Binderphase als metallisches Bindermaterial Kobalt aufweist, wobei der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 4-20 Gew.%, vorzugsweise 5-10 Gew.%, beträgt, wobei die Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel dergestalt ist, dass das Verhältnis (d90 - d10)/d50 kleiner ist als 1,5, wobei der d50-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer oder gleich 3 µm ist und wobei der Korndurchmesser des Maximalwerts der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer ist als der Korndurchmesser des Medianwerts (d50-Wert) der Korngrößenverteilung.
  2. Sinterkarbid-Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Hartstoffpartikeln mit einer Korngröße größer als das Fünffache des d50-Werts in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner ist als 1%, vorzugsweise größer als das Dreifache des d50-Werts in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner ist als 1%.
  3. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der d10-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer oder gleich 1.2 µm ist und/oder dass der d90-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner oder gleich 5.9 µm ist.
  4. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die durchschnittliche Korngröße der Hartstoffpartikel im Bereich zwischen 2 und 4 µm beträgt.
  5. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass zusätzlich zu Wolframkarbid zumindest ein weiteres Karbid, nämlich Titan-Karbid, Tantal-Karbid, Chrom-Karbid und/oder Molybdän-Karbid vorhanden ist, wobei der Anteil des zumindest eines weiteren Karbids oder der weiteren Karbide kleiner 5 Gew% im Sinterkarbid-Material beträgt.
  6. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Binderphase Wolfram, Chrom, Molybdän, Eisen, Nickel und/oder Aluminium in gelöster Form oder ausgeschiedener Form aufweist.
  7. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die magnetische Sättigung des Sinterkarbid-Materials im Bereich von 75 bis 99%, vorzugsweise 75 bis 85%, der theoretisch maximalen Sättigung beträgt.
  8. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Binderphase Ausscheidungen in Form von Co3W aufweist, wobei die mittlere Größe dieser Mikropartikel vorzugsweise im Bereich zwischen 50 nm und 1000 nm beträgt.
  9. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Kobalt in der metallischen Binderphase 5% - 20% beträgt.
  10. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Druckfestigkeit des Sinterkarbid-Materials mit einer Dehnrate von 0,001 1/s bei 800°C mindestens 1500 MPa beträgt und/oder dass die Druckfestigkeit des Sinterkarbid-Materials mit einer Dehnrate von 0,1 1/s bei 800°C mindestens 1300 MPa beträgt.
DE102022122317.5A 2022-09-02 2022-09-02 Sinterkarbid-Material Pending DE102022122317A1 (de)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102022122317.5A DE102022122317A1 (de) 2022-09-02 2022-09-02 Sinterkarbid-Material

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102022122317.5A DE102022122317A1 (de) 2022-09-02 2022-09-02 Sinterkarbid-Material

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE102022122317A1 true DE102022122317A1 (de) 2024-03-07

Family

ID=89905310

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE102022122317.5A Pending DE102022122317A1 (de) 2022-09-02 2022-09-02 Sinterkarbid-Material

Country Status (1)

Country Link
DE (1) DE102022122317A1 (de)

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6692690B2 (en) 1996-07-19 2004-02-17 Sandvik Ab Cemented carbide body with improved high temperature and thermomechanical properties

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6692690B2 (en) 1996-07-19 2004-02-17 Sandvik Ab Cemented carbide body with improved high temperature and thermomechanical properties

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3426813B1 (de) Zerspanungswerkzeug
DE602005006389T2 (de) Sinterkörper
DE69031087T2 (de) Korrosionsbeständiges Substrat aus Sinterkarbid
DE3781773T2 (de) Legierung aus verformungsbestaendigem, metallisch verbundenem karbonitrid.
EP3426814B1 (de) Zerspanungswerkzeug
WO2017186468A1 (de) Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge
EP1520056B1 (de) Hartmetall fuer insbesondere gestein-, beton- und asphaltschneiden
DE68927586T2 (de) Cermet und dessen Herstellungsverfahren
EP0214679B1 (de) Korrosionsfeste Hartmetall-Legierung
DE112021005360T5 (de) Pulverisier-/rühr-/misch-/knetmaschinenkomponente
DE69303998T2 (de) Gesinterte Karbonitridlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung
DE102022122317A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE102022122318A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE202022002948U1 (de) Sinterkarbid-Material
DE10102706A1 (de) Auf kubischem Bornitrid basierendes, gesintertes Material und Verfahren zu dessen Herstellung
DE102021006541A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE102022102080A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE102021111371A1 (de) Sinterkarbid-Material
WO2020074241A1 (de) Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge
DE10157079C5 (de) Matrixpulver zur Herstellung von Körpern bzw. Bauteilen für Verschleißschutzanwendungen sowie ein daraus hergestelltes Bauteil
DE102004051288B4 (de) Polykristallines Hartstoffpulver, Kompositwerkstoff mit einem polykristallinen Hartstoffpulver und Verfahren zur Herstellung eines polykristallinen Hartstoffpulvers
DE202022102142U1 (de) Sinterkarbid-Material mit verstärkter Binderphase
EP0755904A1 (de) Mischkeramik auf Aluminiumoxidbasis
DE1927111C (de) Hartmetall
DE2606993C3 (de) Verfahren zum Erzeugen von schlagfesteren Sinter-Hartmetallen auf Wolframkarbidbasis

Legal Events

Date Code Title Description
R138 Derivation of utility model

Ref document number: 202022002948

Country of ref document: DE