DE1558494C3 - Verfahren zur Herstellung harter Wolframcarbid-Sinterkörper - Google Patents
Verfahren zur Herstellung harter Wolframcarbid-SinterkörperInfo
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- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
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Description
Kohlenstoffgehalt
Kohlenstoffmangel
oder -Überschuß
oder -Überschuß
(o/o)
Querbruchfestigkeit
(kg/cm?)
5,9 | 0,2 Mangel | 19 700 |
6,0 | 0,1 Mangel | 21800 |
6,1 | theoretisch | 26 400 |
6,2 | 0,1 Überschuß | 25 300 |
6,4 | 0,3 Überschuß | 23 200 |
Gurland kommt zu folgender Zusammenfassung: Der Kohlenstoffgehalt von WC-Co-Legierungen beeinflußt
sehr stark die Eigenschaften der gesinterten Kompaktstücke. Ein Mangel an Kohlenstoff beeinflußt die
Eigenschaften weit stärker als ein Überschuß von Kohlenstoff auf Grund der Bildung des Doppelcarbids
W3C03C. Durch das η-Carbid wird die Festigkeit vermindert, indem der Binder aus dem gesinterten
Gefüge entfernt wird.
Falls gesinterte Wolframcarbid-Eisen-Legierungen in identischer Weise wie bei der Herstellung von
Wolframcarbid-Kobalt-Legierungen von optimaler Festigkeit hergestellt werden, so daß WC mit einem
theoretischen Kohlenstoffgehalt mit Fe verbunden ist, wurde festgestellt, daß die Querbruchfestigkeit lediglich
etwa die Hälfte derjenigen beträgt, wie sie von einem analogen WC-Co-Sinterkörper gezeigt wird. Der
Grund hierfür liegt darin, daß eine schädliche dritte Phase W3Fe3C in unveränderlicher Weise trotz der
Tatsache vorhanden ist, daß WC mit theoretischem Kohlenstoffgehalt verwendet wurde. Die Unmöglichkeit
die Ausbildung des brüchigen Doppelcarbids W3Fe3C mit Sicherheit zu verhindern, erklärt die
bisherigen erfolglosen Versuche bei den Bemühungen, das Kobalt durch Eisen in Hartmetallen auf der Basis
von WC zu ersetzen. So stellen auch Schwarzkopf und Kieffer (Cemented Carbides, Macmillan, New York,
1960, S. 188) fest: Eisen- oder nickelgebundenes Wolframcarbid zeigt nicht mehr als etwa 40 bis 60% der
Querbruchfestigkeit eines kobaltgebundenen Materials, und dieses schlechte Verhalten von Eisen und Nickel
läßt sich durch deren höhere Feststofflöslichkeit für Wolframcarbid und durch ihre Neigung zur Bildung von
brüchigen Doppelcarbiden (ternäre Verbindungen der Art NixWy C7 bzw. Fe1W, C2) erklären.
Es wurde nunmehr gefunden, daß die Bildung der schädlichen W3Fe3C-Phasen in aus Fe und WC
zusammengesetzten Stücken vollständig gehemmt werden kann, wenn spezifische Zusätze von überschüssigem
Kohlenstoff zu dem aus der Legierung auf Eisenbasis
bestehenden Binder über sich und oberhalb der in Verbindung mit dem WC vorhandenen Menge erfolgen.
Ein mit der Legierung auf Eisenbasis gebundenes Wolframcarbid, das eine durchschnittliche Carbidteilchengröße
von weniger als 5 μπι besitzt und in der
nachfolgend beschriebenen Weise hergestellt wurde, enthält weder W3Fe3C1 noch Graphit als dritte Phase
und zeigt hervorragende mechanische Eigenschaften.
Die Erfindung wird im folgenden an Hand der Zeichnungen näher erläutert.
Es wurde das folgende Verfahren zur Herstellung eines mit einer Eisen-Nickel-Legierung gebundenen
Wolframcarbid-Sinterkörpers mit einem Verhältnis von Wolframcarbid zur Bindelegierung von etwa 3:1
angewandt. Ein Hartmetall, das etwa 25% Bindelegierung und 75% Wolframcarbid enthielt, wurde auf
folgende Weise hergestellt: 74,6 Teile Wolframcarbidpulver mit weniger als 3 μΐη durchschnittlicher Teilchengröße,
daß 6,1% gebundenen Kohlenstoff und praktisch keinen freien Kohlenstoff enthielt, wurde in eine
Kugelmühle aus rostfreiem Stahl mit Kugeln auf der Basis von Wolframcarbid zusammen mit 24,8 Teilen
einer Bindelegierung von weniger als 0,044 mm Teilchengröße und 0,60 Teilen eines spektroskopisch
reinen Graphitpulvers eingebracht. Benzol wurde in die Mühle in ausreichender Menge gegeben, um die
Beschickung zu bedecken, und dann wurde dieses Gemisch 3 Tage auf der Kugelmühle vermählen. Die
vermahlene Aufschlämmung wurde dann aus der Mühle abgezogen und eine Menge des Polyäthylenglykols
»Carbowax 600« entsprechend 1,5% des Gesamtgewichts des Pulvers vor dem Vermählen zu der
Aufschlämmung zugesetzt und eingerührt.
Nach beendetem Abdampfen des Benzols bei Raumtemperatur wurde das Pulver durch ein Sieb mit
einer Maschengröße von 0,64 mm gesiebt und zu Probestücken der Abmessungen 31,75 χ 7,9 χ 6,9 mm
mit 1410 kg/cm2 in einer Form gepreßt. Das als Gleitmittel dienende Polyäthylenglykol wurde durch
Erhitzen der auf Graphitteller gestellten Proben auf 4000C unter einer trockenen Wasserstoff atmosphäre
mit einem Taupunkt von weniger als 62° C entfernt, wobei die Proben während 30 Minuten bei dieser
Temperatur gehalten wurden.
Die Proben wurden dann auf Teller aus 99%igem Aluminiumoxid gestellt, auf die eine feine Schicht von
Titancarbidkristalliten einer Teilchengröße von 0,15 mn gestreut worden war. Diese Teller wurden in
einen Molybdän-Schmelztiegel gebracht, der dann unter einem Vakuum von weniger als 1 μπι auf 1427° C erhitzt
und dort während 1 Stunde gehalten wurde.
Die Vermeidung sowohl der η-Phase als auch der Graphitphase ist bei Preßkörpern notwendig, bei denen
als Binder Eisen-Nickel verwendet wird. Diese Tatsache ergibt sich aus der folgenden Tabelle:
Einfluß des Kohlenstoffgehaltes auf die
Querbruchfestigkeit von Probestücken
aus 75 WC/25 (80 Fe/20 Ni)
Querbruchfestigkeit von Probestücken
aus 75 WC/25 (80 Fe/20 Ni)
Bei einem spezifischen Verhältnis des als Binder
verwendeten Fe : Ni gibt es einen optimalen Bereich des Kohlenstoffüberschusses, bei dem weder die η-Phase
noch die Graphitphase auftritt. In der folgenden Tabelle
■> sind die Kohlenstoff-Überschüsse für jedes Verhältnis
Fe: Ni aufgeführt, die innerhalb dieses optimalen Bereiches bei einer spezifischen Einstellung der
Sinterbedingungen liegen. Die nach der Erfindung zu verwendende Kohlenstoffmenge ist in der nachfolgenden
Tabelle angegeben.
Zu Fe-Ni erfolgte Kohlenstoffzusätze, die Hartmetalle
ohne η-Phase oder Graphitphase ergeben
15 Verhältnisse Fe : Ni im | Kohlenstoffzusatz zum |
Binder | Binder |
(0/0) | (°/o) |
95:5 | 2,5 |
,0 90:10 | 2,2 |
85:15 | 1,8 |
80:20 | 1,4 |
75:25 | 1,4 |
70:30 | 1,4 |
r-> 60:40 | 0,96 |
% Kohlen | Durchschnitt | Beobachtete Phasen |
stoff, zuge | liche Quer | |
geben zu | bruchfestigkeit | |
80 Fe/20 Ni | ||
(kg/cm*) | ||
0 | 21800 | η + Fe-Ni + WC |
1,4 | 42 700 | Fe-Ni + WC |
2.9 | 25 700 | Graphit+ Fe-Ni+ WC |
In F i g. 1 ist der Einfluß der Eisen-Nickel-Legierung auf die Querbruchfestigkeit dargestellt.
Darüber hinaus ergibt sich ein vorteilhaftes Verfah-
Darüber hinaus ergibt sich ein vorteilhaftes Verfah-
jo ren zur thermischen Behandlung der hergestellten
Sinterkörper durch eine Wärmebehandlung unterhalb der Mj-Temperatur.
Ein zusätzlicher Gesichtspunkt der vorstehend beschriebenen mit Fe-Ni gebundenen WC-Hartmetal-Ie,
der eine weitere Überlegenheit gegenüber den handelsüblichen Co-gebundenen Hartmetallen ergibt,
ist die Tatsache, daß sie über eine martensitische Umwandlung des Binders härtbar sind. Falls Probestükke,
deren Binder 10 bis 25% Ni enthält, auf eine Temperatur unterhalb der Mj-Temperatur (Temperatur,
bei der die Martensitbildung beim Abkühlen beginnt) abgekühlt werden, wurde ein Anstieg der Rockwell-A-Härte
festgestellt. Infolgedessen können sogar noch höhere Festigkeiten erhalten werden, wenn die
Sinterkörper Temperaturen unterhalb der Λ/s-Temperatur
ihrer Binder ausgesetzt werden. In F i g. 2 ist die Querbruchfestigkeit gegenüber der Rockwell-A-Härte
einiger WC/80-Fe-20-Ni-Hartmetalle sowohl im unbehandelten Zustand als auch nach einer Behandlung bei
so einer Temperatur des flüssigen Stickstoffes aufgetragen. F i g. 3 zeigt den Einfluß der Bindelegierungszusammensetzung
auf die Härtewerte sowohl im gesinterten Zustand als auch nach einer Behandlung während 2
Stunden im flüssigen Stickstoff.
Weiterhin hat auch der Einsatz von Kobalt für einen Teil des Nickels in dem Fe-Ni-gebundenen WC einen
Härtungseffekt. Da Zusätze von Co die Ms-Temperatur
von Fe-Ni-Legierungen erhöhen, ergibt sich bei einer Zugabe dieses Elementes in einer Menge, um die
bo Λίί-Temperatur auf einen Wert oberhalb Raumtemperatur
zu erhöhen, ein Härtungseffekt, der aus einer Umwandlung eines Teils des Binders in Martensit
herrührt.
Durch die erfindungsgemäße Verwendung von Kohlenstoffpulver gegenüber der Anwendung eines Wolframcarbids mit überhöhtem — eingeschmolzenem — Kohlenstoffgehalt werden verbesserte Ergebnisse erhalten, was darauf basieren dürfte, daß durch das
Durch die erfindungsgemäße Verwendung von Kohlenstoffpulver gegenüber der Anwendung eines Wolframcarbids mit überhöhtem — eingeschmolzenem — Kohlenstoffgehalt werden verbesserte Ergebnisse erhalten, was darauf basieren dürfte, daß durch das
5 58 494
Vorhandensein des Kohlepulvers innerhalb des Binders
zum Zeitpunkt der Sinterung unmittelbar die Reaktion erreicht wird und nicht erst die Freisetzung des in dem
hochgeschmolzenen Wolframcarbid vorhandenen »freien Kohlenstoffs« abgewartet werden muß, wozu im
übrigen auch eine erhebliche Energiemenge als »Lockerungsenergie« erforderlich ist.
Fig.4 gibt eine graphische Darstellung der Härtewerte von Hartmetallen, bei denen das Eisen im Binder
durch Legierungen aus Nickel und Kobalt ersetzt wurde, während
F i g. 5 eine graphische Darstellung des Einflusses auf die Querbruchfestigkeit bei Veränderung des Verhältnisses
von Wolframcarbid zu Binder bei Verwendung von drei verschiedenen Bindern wiedergibt.
Fig.6 ist eine ähnliche Darstellung wie Fig.3 und
zeigt den Einfluß auf die Härte, wenn das Verhältnis zwischen Wolframcarbid und Binder variiert wird,
wobei vier verschiedene Mengen an Binder und eine Vielzahl von Verhältnissen zwischen Nickel und Eisen
im Binder eingesetzt wurden.
In F i g. 7 sind die Ergebnisse der Schlagfestigkeitsprüfung mit fallendem Gewicht in Abhängigkeit von der "
Rockwell-A-Härte einiger WC/Fe —Ni-Hartmetalle im
Vergleich zu handelsüblichem WC-Co aufgetragen.
In F i g. 8 ist eine Vielzahl von Werten zusammengefaßt, bei denen die Querbruchfestigkeit gegenüber der
Rockwell-A-Härte aufgetragen wurde, und zwar von einigen der vorstehend beschriebenen Sinterkörper und
von handelsüblichen WC-Co-Sinterkörpern.
Durch die hohen Werte sowohl der Querbruchfestigkeit als auch der Härte der vorstehend beschriebenen
Sinterkörper ergibt sich eine Kombination von Eigenschaften, die äußerst günstig auf Gebieten ist, auf denen
die zur Zeit verfügbaren Sinterhartmetalle technische Anwendung finden.
Hierzu 4 Bhitt Zciclinuimen
Claims (3)
1. Verfahren zur Herstellung harter Wolframcarbid-Sinterkörper hoher Querbruchfestigkeit, dadurch
gekennzeichnet, daß in eine Mischung aus den Pulvern von 75% Wolframcarbid und 25% einer Eisen-Nickel-Bindelegierung mit 5
bis 40% Nickel Kohlenstoffpulver in einer Menge von 2,5 bis 0,96%, bezogen auf das Bindemetall,
eingebracht wird, diese Mischung in an sich bekannter Weise verpreßt und der Formkörper in
inerter Atmosphäre gesintert wird, wobei die Teilchengröße des Wolframcarbids so gewählt wird,
daß keine WC-Körner größer als 5 μπι im Sinterkörper entstehen.
2. Verfahren nach Anspruch I1 dadurch gekennzeichnet,
daß ein Teil des Eisens durch Kobalt ersetzt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der erhaltene Sinterkörper auf
eine Temperatur unterhalb der Ais-Temperatur abgeschreckt wird.
Die Erfindung betrifft die Herstellung harter WoIframcarbid-Sinterkörper
hoher Querbruchfestigkeit.
Die Erfindung geht aus vom Stand der Technik, wie er in den Veröffentlichungen von Schwarzkopf und
Kieffer, Cemented Carbides, Macmillan, New York, 1960, S. 188 bis 191, und Neue Hütte, Bd. 2, S. 537 ff.
(1957), sowie in der US-Patentschrift 32 45 763 beschrieben
ist. Weiterhin kann man aus »Neue Hütte«, 2 (1957), S. 539, ableiten, daß ein gewisser Überschuß an freiem
Kohlenstoff die Bildung der schädlichen η-Phase in Form eines Doppelcarbids verhindert.
Aufgabe der Erfindung ist die Herstellung von harten Wolframcarbid-Sinterkörpern hoher Querbruchfestigkeit
unter Verwendung von Bindemetall auf Eisenbasis, wobei die Entstehung der versprödenden η-Phase und
die Bildung von Graphit im Sinterkörper vermieden werden sollen.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß in eine Mischung aus den Pulvern von 75%
Wolframcarbid und 25% einer Eisen-Nickel-Bindelegierung mit 5 bis 40% Nickel Kohlenstoffpulver in einer
Menge von 2,5 bis 0,96%, bezogen auf das Bindemetall,
eingebracht wird, diese Mischung in an sich bekannter Weise verpreßt und der Preßkörper in inerter
Atmosphäre gesintert wird, wobei die Teilchengröße des Wolframcarbids so gewählt wird, daß keine
WC-Körner größer als 5 μηι im Sinterkörper entstehen.
Die Einstellung der WC-Korngröße im Sinterkörper läßt sich durch eine Abstimmung der anfänglichen
Teilchengröße und der Sinterzeit und -temperatur erzielen.
In weiterer vorteilhafter Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, daß ein Teil des Eisens durch Kobalt
ersetzt wird und daß der erhaltene Sinterkörper auf eine Temperatur unterhalb der Ai/Temperatur abgeschreckt wird.
Es ist bekannt, daß die mechanischen Eigenschaften gesinterter Wolframcarbid-Kobalt-Legierungen in kritischer Weise von dem Kohlenstoffgehalt abhängig sind.
Lediglich, wenn der Kohlenstoffgehalt eng dem theoretischen Wert für WC, d. h. 6,1%, entspricht, sind
optimale mechanische Eigenschaften zu erzielen. Es wurde festgestellt, daß Abweichungen von diesem
Kohlenstoffgehalt, sei es nach oben oder nach unten, eine dritte Phase auftreten lassen, wodurch sich
schlechtere Eigenschaften ergeben. Im Fall eines Kohlenstoffüberschusses besteht die dritte auftretende
Phase aus Graphit, wodurch'sich eine Erniedrigung der
Festigkeit und Härte einstellt. Ein Absenken des Kohlenstoffgehaltes unterhalb des stöchiometrischen
Wertes für WC ergibt andererseits das Doppelcarbid W3C03C mit wesentlich schlechterer Zugfestigkeit und
Schlagfestigkeit.
Als Beispiel für den erheblichen Einfluß geringer Änderungen des Kohlenstoffgehaltes auf die Querbruchfestigkeit
werden durch Gurland (Trans. AIME, Bd. 200, S. 285, 1954) für eine Legierung aus 84 WC und
16 Co folgende Werte angegeben:
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US55739766A | 1966-06-14 | 1966-06-14 |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE1558494A1 DE1558494A1 (de) | 1972-03-23 |
DE1558494B2 DE1558494B2 (de) | 1972-06-08 |
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Family
ID=24225222
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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Country Status (2)
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---|---|
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Families Citing this family (2)
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SE519235C2 (sv) | 1999-01-29 | 2003-02-04 | Seco Tools Ab | Hårdmetall med härbar bindefas |
ATE517708T1 (de) * | 2001-12-05 | 2011-08-15 | Baker Hughes Inc | Konsolidiertes hartmaterial und anwendungen |
-
1967
- 1967-05-16 GB GB2267567A patent/GB1138921A/en not_active Expired
- 1967-06-13 DE DE1967F0052670 patent/DE1558494C3/de not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE1558494B2 (de) | 1972-06-08 |
DE1558494A1 (de) | 1972-03-23 |
GB1138921A (en) | 1969-01-01 |
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