EP0214679A1 - Korrosionsfeste Hartmetall-Legierung - Google Patents

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EP0214679A1
EP0214679A1 EP86201344A EP86201344A EP0214679A1 EP 0214679 A1 EP0214679 A1 EP 0214679A1 EP 86201344 A EP86201344 A EP 86201344A EP 86201344 A EP86201344 A EP 86201344A EP 0214679 A1 EP0214679 A1 EP 0214679A1
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EP
European Patent Office
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carbide
weight
alloy
hard metal
corrosion
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EP0214679B1 (de
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Erich Dr. Kny
Lothar Schmid
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Metallwerk Plansee GmbH
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Metallwerk Plansee GmbH
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    • 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

Definitions

  • the invention relates to a hard metal alloy which, in addition to high mechanical strength and high wear resistance, is extremely corrosion-resistant.
  • carbide grades of the most varied composition of carbide and binder phase are known.
  • the most frequently used carbide grades, preferably those used in machining, are those based on tungsten carbide with a binding phase made of cobalt or nickel.
  • These carbide grades have good mechanical strength and wear resistance, but are not very corrosion-resistant, especially in acidic media.
  • the cobalt or nickel binder is particularly exposed to a strong corrosion attack, which leads to a selective dissolution of the binding phase. Subsequently, the strength of the remaining carbide skeleton suddenly drops.
  • EP-A 28 620 describes a corrosion-resistant tungsten carbide-based hard metal alloy in which a maximum of 10% of the tungsten carbide can be replaced by additional carbides.
  • the binder alloys which contain 5 - 45%, consist of at least 50 vol.% Nickel, 2 - 25 vol.% Chromium and 1 - 15 vol.% Molybdenum.
  • the binding phase can also contain one or more of the elements Mn, Al, Si, Cu, Co, Fe and W.
  • Another corrosion-resistant hard metal alloy based on tungsten carbide is described in DE-A 14 83 230.
  • the tungsten carbide content of this hard metal alloy is at least 88.5% by weight.
  • this carbide alloy contains one or more carbides from the group of titanium, niobium and hafnium carbides with a maximum proportion of 8.5% by weight.
  • the binder phase which is added to the basic component in an amount of 3-11.5% by weight, has as essential components 20-75% by weight cobalt, 4-50% by weight chromium and up to 45% by weight nickel.
  • one or more additional elements from the group W, Mo, Fe, Si, B, C, Ti, Zr, Nb and / or V are included.
  • a third hard metal alloy in which chromium is added to the binder phase, is described in US Pat. No. 3,993,446.
  • This hard metal alloy consists of 70 - 90% by weight of tungsten carbide-based hard materials, some of which can be replaced by an additional carbide.
  • the binding phase which is 10-30% by weight, consists of 20-90% by weight of nickel, 10-80% by weight of cobalt and 5-25% by weight of chromium.
  • the object of the present invention is to provide a highly corrosion-resistant hard metal alloy which at the same time has high mechanical strength and high wear resistance.
  • this object is achieved by a hard metal alloy consisting of 31-84% by weight of tungsten carbide, 15-60% by weight of one or more carbides from the group tantalum carbide, niobium carbide, zirconium carbide, titanium carbide, chromium carbide, molybdenum carbide and 1-9% by weight.
  • a binding alloy consisting of nickel and / or cobalt with 2 - 40 wt.% chromium dissolved.
  • the hard metal alloy consists of 44-67% by weight of tungsten carbide, 30-50% by weight of tantalum carbide and / or niobium carbide and 3-6% by weight of a binding alloy consisting of nickel and / or cobalt 2 - 20 wt% chromium.
  • the binding phase forms a coherent skeleton.
  • Corrosive media can release the entire binding phase if the exposure time is long enough. This leaves a tungsten carbide structure that is low in strength and that is quickly removed under abrasive stress.
  • a corrosion-improving one Alloying the binder phase with chromium and / or molybdenum changes little of this undesirable property.
  • the corrosion resistance is increased, but the binding phase continues to form a coherent framework, so that a corrosive medium can work its way along fine channels into the interior of the alloy.
  • this fact leads to an early destruction of the entire hard metal alloy.
  • the high corrosion resistance of the alloy according to the invention can be explained by the fact that the binding phase does not form a coherent skeleton due to the high additional carbide content. This significantly reduces the effectiveness of the corrosion attack, especially since the tungsten carbide and the listed additional carbides themselves have very good corrosion resistance in acidic media.
  • Table 1 shows the comparison of the mechanical properties of alloys of different compositions according to the prior art and alloys of different compositions according to the present invention. It can be seen from the table in particular that most of the alloys according to the invention have significantly better hardness and flexural strength values than alloy 6, which is considered the best alloy according to the prior art in terms of its corrosion resistance.
  • Comparing the alloys with a high total proportion of the binding phase 6% and above shows by way of example in FIGS. 2, 4 and 5 that the corrosion resistance of the alloys according to the invention is approximately in most corrosive media is comparable to the corrosion resistance of the known alloys and even exceeds them by far in special media.
  • Table 1 the values for hardness and flexural strength in the alloys according to the invention are predominantly better than in the known alloys.
  • alloys 8 and 10 according to the invention with a binder phase composed of 1% by weight of Co, 1.5% by weight of Ni and 0.5% by weight of Cr with an alloy with the same binder phase, but with a proportion of additional carbide which only 10% by weight, in FIG. 6, using the example of the corrosive medium HCl at 100.degree. C., it is clearly evident that only an additional carbide content significantly above 10% by weight brings about a sudden increase in the corrosion resistance, which then increases with a further increase in the additional carbide content remains about constant.
  • the alloy according to the invention can be produced without problems using known powder metallurgy processes, despite the low binder content.
  • the additional carbides can be added either individually or in the form of mixed carbide crystals. It is also possible to introduce the tungsten carbide as a single crystal or as a mixed crystal with an additional carbide.
  • the advantageous properties can be further improved by a special optimization of the powder metallurgical manufacturing process of the alloy according to the invention. It is essential in this optimized manufacturing process to sinter the alloy at temperatures as low as possible for as short a time as possible, but the formation of a liquid phase during sintering must not be prevented. The residual porosities remaining through this type of sintering are then closed by hot isostatic post-compression.
  • This optimized manufacturing process on the one hand achieves the desired discontinuous division of the binder phase, and on the other hand the grain growth of the carbide phase can be kept as low as possible, which leads to a further increase in hardness of the hard metal alloy according to the invention.
  • the hard metal alloy 8 was produced as follows:
  • the hard material components used were 2 kg of TaC powder with a C. total content of 6.22% and a grain size of 1.5 ⁇ m according to FSSS and 2.84 kg WC powder with an average grain size of 0.8 ⁇ m according to FSSS.
  • 0.025 kg Cr3C2, 0.05 kg Co and 0.075 kg Ni were used for the binder.
  • the addition of carbon black was 0.007 kg.
  • the mixture was ground in a ball mill in 2.5 l of acetone for 120 h. After the batch powder had dried, molded compacts were produced, from which various samples for corrosion tests, flexural strength tests and the like were produced. were formed. These samples were sintered in vacuo at 1450 ° C. for 40 minutes and then post-densified hot isostatically.
  • the hard metal alloy 10 was produced as follows:
  • the mixture was ground in a ball mill in 2.5 l of acetone for 120 h. After the batch powder had dried, molded articles were produced, from which various samples for corrosion tests, flexural strength tests and the like were produced. were formed. These samples were sintered in vacuo at 1490 ° C. for 40 minutes and subsequently hot isostatically compressed.
  • the hard metal alloy 11 was produced as follows:
  • the mixture was ground in a ball mill in 2.5 l of acetone for 120 h. After the batch powder had dried, molded articles were produced, from which various samples for corrosion tests, flexural strength tests and the like were produced. were formed. These samples were sintered in vacuo at 1500 ° C. for 40 minutes and subsequently hot isostatically compressed.
  • the hard metal alloy 12 was produced as follows:
  • the mixture was ground in a ball mill in 2.5 l of acetone for 120 h. After the batch powder had dried, molded articles were produced, from which various samples for corrosion tests, flexural strength tests and the like were produced. were formed. These samples were sintered in a vacuum at 1590 ° C. for 30 minutes and then hot isostatically compressed again.

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Abstract

Es wird eine korrosionsfeste Hartmetall-Legierung beschrieben, die aus 31 - 84 Gew.% Wolframkarbid, 15 - 60 Gew.% eines oder mehrerer Karbide der Gruppe Tantalkarbid, Niobkarbid, Zirkonkarbid, Titankarbid, Chromkarbid, Molybdänkarbid, sowie 1 - 9 Gew.% einer Bindelegierung aus Nickel und/oder Kobalt mit 2 - 40 Gew.% Chromzusatz besteht. Neben der hervorragenden Korrosionsfestigkeit weist die erfindungsgemäße Legierung gute mechanische Festigkeitseigenschaften und eine hohe Verschleißfestigkeit auf. Die erfindungsgemäße Legierung ist insbesondere als Werkstoff für Ventilteile bei Verbrennungskraftmaschinen und für Teile im Chemieanlagenbau geeignet.

Description

  • Die Erfindung betrifft eine Hartmetall-Legierung, die neben hoher mechanischer Festigkeit und hoher Verschleißfestigkeit äußerst korrosionsfest ist.
  • Es ist eine Vielzahl von Hartmetall-Sorten der unterschiedlichsten Zusammensetzung von Karbid- und Bindephase bekannt. Die bisher am häufigsten, vorzugsweise bei der Zerspanung eingesetzten Hartmetall­Sorten sind diejenigen auf Wolframkarbid-Basis mit einer Bindephase aus Kobalt oder Nickel. Diese Hartmetallsorten weisen eine gute mechanische Festigkeit und Verschleißbeständigkeit auf, sind jedoch insbesonders in sauren Medien nicht sehr korrosionsbeständig. Dabei ist besonders der Kobalt- oder Nickelbinder einem starken Korrosionsangriff ausgesetzt, was zu einer selektiven Auflösung der Bindephase führt. In der weiteren Folge vermindert sich dann die Festigkeit des verbleibenden Karbidskeletts sprunghaft.
  • Es hat in der Vergangenheit nicht an Versuchen gefehlt, die Korrosionsbeständigkeit von Hartmetall zu verbessern. Ein Versuch in dieser Richtung war, den Kobalt- oder Nickelbinder durch korrosionsfeste Metalle wie Gold oder Platin zu ersetzen. Derartige Hartmetall­Legierungen haben sich jedoch allein schon aufgrund der hohen Kosten in der Praxis nicht durchsetzen können. In der weiteren Folge wurde versucht, die Korrosionsfestigkeit von Hartmetallen durch Zulegieren von korrosionsfesten Elementen wie Chrom und Molybdän zu verbessern.
  • So beschreibt z.B. die EP-A 28 620 eine korrosionsfeste Hartmetall-Legie­rung auf Wolframkarbid-Basis, bei der maximal 10 % des Wolframkarbids durch Zusatzkarbide ersetzt sein können. Die Binderlegierungen, die zu 5 - 45 % enthalten ist, besteht aus zumindestens 50 Vol.% Nickel, aus 2 - 25 Vol.% Chrom und aus 1 - 15 Vol.% Molybdän. Zusätzlich kann die Bindephase noch eines oder mehrere der Elemente Mn, Al, Si, Cu, Co, Fe und W enthalten.
  • Eine weitere korrosionsfeste Hartmetall-Legierung auf Wolframkarbid­Basis beschreibt die DE-A 14 83 230. Der Wolframkarbidgehalt dieser Hartmetall-Legierung beträgt zumindest 88,5 Gew.%. Zusätzlich sind in dieser Hartmetall-Legierung ein oder mehrere Karbide aus der Gruppe der Titan-, Niob- und Hafniumkarbide mit einem Maximal-Anteil von 8,5 Gew.% enthalten. Die Bindemittelphase, die in einer Menge von 3 - 11,5 Gew.% zur Grundkomponente zugesetzt ist, weist als wesentliche Bestandteile 20 - 75 Gew.% Kobalt, 4 - 50 Gew.% Chrom und bis zu 45 Gew.% Nickel auf. Daneben sind ein oder mehrere Zusatzelemente aus der Gruppe W, Mo, Fe, Si, B, C, Ti, Zr, Nb und/oder V enthalten.
  • Eine dritte Hartmetall-Legierung, bei der der Binderphase Chrom zulegiert ist, ist in der US-A 3,993 446 beschrieben. Diese Hartmetall­Legierung besteht zu 70 - 90 Gew.% aus Hartstoffen auf Wolframkarbid­Basis, die teilweise durch ein Zusatzkarbid ersetzt sein können. Die Bindephase, die 10 - 30 Gew.% beträgt, besteht aus 20 - 90 Gew.% Nickel, 10 - 80 Gew.% Kobalt und 5 - 25 Gew.% Chrom.
  • Allen diesen Hartmetall-Legierungen ist gemeinsam, daß es durch das Zulegieren von Chrom und/oder Molybdän zur Bindephase zwar zu gewissen Verbesserungen in der Korriosionsbeständigkeit kommt. Die Möglichkeit der Zulegierung von Chrom und Molybdän ist aus metallurgischen Gründen jedoch begrenzt, da bei höheren Anteilen dieser Elemente die Herstellbarkeit dieser Legierungen erschwert oder sogar unmöglich gemacht wird. Aufgrund versprödender Phasen sinkt darüberhinaus die mechanische Festigkeit dieser Hartmetalle stark ab und führt bei ihrer mechanischen Bearbeitung oder bei ihrem Einsatz häufig zu Bruch und Ausbrüchen.
  • Ein weiterer Weg, die Korrosionsfestigkeit von Hartmetall-Legierungen zu steigern, wurde in der Minimierung des Bindemetallgehaltes gesehen. Die Minimierung des Bindemetallgehaltes führte jedoch zu Sinterproblemen und in der Folge zu erhöhter Porösität und bewirkt ebenfalls einen gravierenden Verlust an mechanischer Festigkeit, so daß auch dieser Weg nicht erfolgreich war.
  • Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine hochkorrosionsfeste Hartmetall-Legierung zu schaffen, die gleichzeitig eine hohe mechanische Festigkeit und eine hohe Verschleißfestigkeit aufweist.
  • Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch eine Hartmetall-Legierung, bestehend aus 31 - 84 Gew.% Wolframkarbid, 15 - 60 Gew.% eines oder mehrerer Karbide der Gruppe Tantalkarbid, Niobkarbid, Zirkonkarbid, Titankarbid, Chromkarbid, Molybänkarbid sowie 1 - 9 Gew.% einer Bindelegierung, bestehend aus Nickel und/oder Kobalt mit 2 - 40 Gew.% Chrom gelöst.
  • In einer besonders vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung besteht die Hartmetall-Legierung aus 44 - 67 Gew.% Wolframkarbid, 30 - 50 Gew.% Tantalkarbid und/oder Niobkarbid sowie 3 - 6 Gew.% einer Bindelegierung, bestehend aus Nickel und/oder Kobalt mit 2 - 20 Gew.% Chrom.
  • Entscheidend für die vorliegende Erfindung ist, daß die guten Eigenschaften der Hartmetall-Legierung völlig überraschend durch einen hohen Anteil an Zweitkarbiden erreicht wurden. Bisher bekannte korrosionsfeste Hartmetallsorten enthalten demgegenüber nur einen vergleichsweise geringen Anteil an Zusatzkarbiden.
  • Die Eigenschafts-Verbesserungen der erfindungsgemäßen Hartmetallsorte sind herausragend und waren in ihrem Ausmaß in keiner Weise vorhersehbar. Dabei zeigen verschiedene Hartmetall-Legierungen innerhalb der erfindungsgemäßen Zusammensetzung durchaus unterschiedliche, nicht immer gegenüber allen korrosiven Medien gleich vorteilhafte Eigenschaften.
  • Bei den bekannten Hartmetallsorten auf Wolframkarbidbasis mit Kobalt­oder Nickelbinder bildet die Bindephase ein zusammenhängendes Skelett. Korrosive Medien können also bei genügend langer Einwirkungsdauer die gesamte Bindephase herauslösen. Es bleibt danach ein Wolframkarbid­Gerüst über, das eine geringe Festigkeit aufweist und das bei abrasiver Beanspruchung schnell abgetragen wird. Eine korrosionsverbessernde Legierung der Bindephase mit Chrom und/oder Molybdän ändert an dieser unerwünschten Eigenschaft nur wenig. Die Korrosionsbeständigkeit ist zwar erhöht, aber die Bindephase bildet nach wie vor ein zusammenhängendes Gerüst, so daß sich ein korrosives Medium entlang feiner Kanäle in das Innere der Legierung vorarbeiten kann. Diese Tatsache führt wie bei den Wolframkarbid-Hartmetallen mit reinem Kobalt­oder Nickelbinder zu einer baldigen Zerstörung der gesamten Hartmetall­Legierung.
  • Die hohe Korrosionsfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung ist damit zu erklären, daß infolge des hohen Zusatzkarbid-Gehaltes die Bindephase kein zusammenhängendes Skelett ausbildet. Dadurch ist der Korrosionsangriff in seiner Wirksamkeit entscheidend vermindert, zumal das Wolframkarbid sowie die aufgeführten Zusatzkarbide selbst eine sehr gute Korrosionsbeständigkeit in sauren Medien aufweisen.
  • Der erfindungsgemäße hohe Anteil eines bestimmten Zusatzkarbides zum Wolframkarbid in Verbindung mit einer ganz spezifischen Binderlegierung ergibt neben einer sprunghaften Erhöhung der Korrosionsfestigkeit zudem auch mechanische Festigkeitseigenschaften und Verschleißeigenschaften, welche denen bekannter korrosionsfester Hartmetall-Legierungen mit geringem Zusatzkarbid-Anteil nicht nachstehen, bzw. diese und in vielen Fällen sogar übertreffen.
  • Tabelle 1 zeigt die Gegenüberstellung der mechanischen Eigenschaften von Legierungen verschiedener Zusammensetzungen nach dem Stand der Technik und Legierungen verschiedener Zusammensetzungen nach der vorliegenden Erfindung. Aus der Tabelle ist insbesondere zu entnehmen, daß die meisten erfindungsgemäßen Legierungen im Vergleich zur Legierung 6, die hinsichtlich ihrer Korrosionsfestigkeit als beste Legierung nach dem Stand der Technik gilt, wesentlich bessere Werte in Härte und Biegebruchfestigkeit aufweisen.
    Figure imgb0001
  • Im folgenden ist die Erfindung anhand von Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen:
    • Figur 1 ein Diagramm der Korrosionsbeständigkeit der Legierung 1, nach dem Stand der Technik, in verschiedenen korrosiven Medien, bei unterschiedlichen Temperaturen
    • Figur 2 ein Diagramm der Korrosionsbeständigkeit der Legierung 6, nach dem Stand der Technik, in verschiedenen korrosiven Medien, bei unterschiedlichen Temperaturen
    • Figur 3 ein Diagramm der Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Legierung 8 in verschiedenen korrosiven Medien, bei unterschiedlichen Temperaturen
    • Figur 4 ein Diagramm der Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Legierung 11 in verschiedenen korrosiven Medien, bei unterschiedlichen Temperaturen
    • Figur 5 ein Diagramm der Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Legierung 12 in verschiedenen korrosiven Medien, bei unterschiedlichen Temperaturen
    • Figur 6 ein Diagramm der Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Legierungen 8 und 10 in verdünnter Salzsäure (6N) bei 100°C, im Vergleich mit der Korrosionsbeständigkeit einer Legierung mit derselben Binderzusammensetzung, jedoch mit einem wesentlich geringeren Zusatzkarbidgehalt als bei den erfindungsgemäßen Legierungen
    • Figur 7 eine Mikrofotografie des Gefüges der Legierung 1 nach dem Stand der Technik in 1500-facher lichtmikroskopischer Vergrößerung
    • Figur 8 eine Mikrofotografie des Gefüges der Legierung 1 nach dem Stand der Technik in 1500-facher rasterelektronenmikroskopischer Vergrößerung
    • Figur 9 eine Mikrofotografie des Gefüges der erfindungsgemäßen Legierung 8 in 1500-facher lichtmikroskopischer Vergrößerung
    • Figur 10 eine Mikrofotografie des Gefüges der erfindungsgemäßen Legierung 8 in 1500-facher rasterelektronenmikroskopischer Vergrößerung
  • Der Vergleich der Legierungen mit einem niedrigen Gesamtanteil der Bindephase von 3 % (bekannte Legierung 1, erfindungsgemäße Legierungen 7, 8, 9, 10,) zeigt durch die Figuren 1 und 3 beispielhaft, daß die Korrosionsfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierungen in allen Medien um vieles besser ist, als bei der bekannten Legierung 1. In ihren Werten für Härte und Biegebruchfestigkeit liegen die erfindungsgemäßen Legierungen im Vergleich zur bekannten Legierung zum Großteil ebenfalls höher, wie aus Tabelle 1 zu entnehmen ist.
  • Vergleicht man die Legierungen mit hohem Gesamtanteil der Bindephase 6 % und darüber (bekannte Legierungen 2 - 6, erfindungsgemäße Legierungen 11 - 15) zeigt sich durch die Figuren 2, 4 und 5 beispielhaft, daß die Korrosionsfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierungen in den meisten korrodierenden Medien etwa vergleichbar der Korrosionsfestigkeit der bekannten Legierungen ist und in speziellen Medien diese sogar bei weitem übertrifft. Wie aus Tabelle 1 zu entnehmen ist, sind die Werte für Härte und Biegebruchfestigkeit bei den erfindungsgemäßen Legierungen überwiegend besser als bei den bekannten Legierungen.
  • Durch die Gegenüberstellung der erfindungsgemäßen Legierungen 8 und 10 mit einer Bindephase aus 1 Gew.% Co, 1,5 Gew.% Ni und 0,5 Gew.% Cr mit einer Legierung mit derselben Bindephase, jedoch mit einem Anteil an Zusatzkarbid, der nur 10 Gew.% beträgt, in Figur 6, ist am Beispiel des korrosiven Mediums HCl bei 100°C klar ersichtlich, daß erst ein wesentlich über 10 Gew.% liegender Zusatzkarbidanteil eine sprunghafte Erhöhung der Korrosionsfestigkeit bewirkt, die dann bei weiterer Zunahme des Zusatzkarbidanteils in etwa konstant bleibt.
  • Die Vorteile der erfindungsgemäßen Legierung kommen insbesondere bei ihrer Verwendung als Werkstoff für Ventilteile bei Verbrennungskraftmaschinen und für verschleißfeste Teile im Chemieanlagenbau zum Tragen.
  • Durch den hohen Zusatzkarbid-Anteil ist die erfindungsgemäße Legierung trotz niedrigen Bindemittelgehaltes mittels bekannter pulvermetallurgischer Verfahren problemlos herstellbar.
  • Bei der Herstellung der Pulvermischungen können die Zusatzkarbide sowohl einzeln als auch in Form von Mischkarbid-Kristallen zugegeben werden. Genauso ist es möglich, das Wolframkarbid als Einzelkristall oder als Mischkristall mit einem Zusatzkarbid einzubringen.
  • Durch eine spezielle Optimierung des pulvermetallurgischen Herstellungsverfahrens der erfindungsgemäßen Legierung können die vorteilhaften Eigenschaften noch weiter verbessert werden. Wesentlich bei diesem optimierten Herstellverfahren ist es, die Legierung bei möglichst tiefen Temperaturen während möglichst kurzer Zeiten zu sintern, wobei jedoch die Ausbildung einer Flüssigphase bei der Sinterung nicht verhindert werden darf. Die durch diese Art der Sinterung verbleibenden Restporositäten werden dann durch eine heißisostatische Nachverdichtung geschlossen. Durch dieses optimierte Herstellungsverfahren wird einerseits die gewünschte diskontinuierliche Teilung der Bindephase erreicht, anderseits kann dadurch das Kornwachstum der Karbidphase so gering wie möglich gehalten werden, was zu einer weiteren Härtesteigerung der erfindungsgemäßen Hartmetall­Legierung führt.
  • Die Herstellung der erfindungsgemäßen Legierung wird in den folgenden Beispielen näher erläutert, wobei die Endprodukte in diesen Beispielen einzelnen, der in Tabelle 1 aufgeführten Legierungen entsprechen.
    • Beispiel 1
  • Die Hartmetallegierung 8 wurde folgendermaßen hergestellt:
  • Als Hartstoffkomponenten wurden 2 kg TaC-Pulver mit einem C.ges.-Gehalt von 6,22 % und einer Korngröße von 1,5 µm nach FSSS und 2,84 kg WC Pulver mit einer Durchschnittskorngröße von 0,8 µm nach FSSS eingesetzt. Für den Binder wurden 0,025 kg Cr₃C₂, 0,05 kg Co und 0,075 kg Ni verwendet. Die Rußzugabe betrug 0,007 kg.
  • Der Ansatz wurde 120 h in einer Kugelmühle in 2,5 l Aceton gemahlen. Nach der Trocknung des Ansatzpulvers wurden Formpreßlinge hergestellt, aus denen diverse Proben für Korrosionstests, Biegebruchfestigkeitstests u.ä. geformt wurden. Diese Proben wurden 40 Minuten bei 1450°C im Vakuum gesintert und anschließend heißisostatisch nachverdichtet.
    • Beispiel 2
  • Die Hartmetallegierung 10 wurde folgendermaßen hergestellt:
  • Als Hartstoffkomponenten wurden 1 kg TaC-Pulver mit einem C.ges.-Gehalt von 6,19 % und einer Korngröße von 1,5 µm nach FSSS und 3,84 kg WC Pulver mit einer Durchschnittskorngröße von 0,8 µm nach FSSS eingesetzt. Für den Binder wurden 0,025 kg Cr₃C₂, 0,05 kg Co und 0,075 kg Ni verwendet. Die Rußzugabe betrug 0,009 kg.
  • Der Ansatz wurde 120 h in einer Kugelmühle in 2,5 1 Aceton gemahlen. Nach der Trockung des Ansatzpulvers wurden Formpreßlinge hergestellt, aus denen diverse Proben für Korrosionstests, Biegebruchfestigkeitstests u.ä. geformt wurden. Diese Proben wurden 40 Minuten bei 1490°C im Vakuum gesintert und anschließend heißisostatisch nachverdichtet.
    • Beispiel 3
  • Die Hartmetallegierung 11 wurde folgendermaßen hergestellt:
  • Als Hartstoffkomponenten wurden 2 kg TaC-Pulver mit einem C.ges.-Gehalt von 6,22 % und einer Korngröße von 1,5 µm nach FSSS und 2,49 kg WC Pulver mit einer Durchschnittskorngröße von 0,8 µm nach FSSS eingesetzt. Für den Binder wurden 0,044 kg Cr₃C₂, 0,2 kg Co und 0,2 kg Ni verwendet. Die Rußzugabe betrug 0,006 kg.
  • Der Ansatz wurde 120 h in einer Kugelmühle in 2,5 1 Aceton gemahlen. Nach der Trocknung des Ansatzpulvers wurden Formpreßlinge hergestellt, aus denen diverse Proben für Korrosionstests, Biegebruchfestigkeitstests u.ä. geformt wurden. Diese Proben wurden 40 Minuten bei 1500°C im Vakuum gesintert und anschließend heißisostatisch nachverdichtet.
    • Beispiel 4
  • Die Hartmetallegierung 12 wurde folgendermaßen hergestellt:
  • Als Hartstoffkomponenten wurden 2 kg NbC-Pulver mit einem C.ges.-Gehalt von 11,11 % und einer Korngröße von 3,00 µm nach FSSS und 2,49 kg WC Pulver mit einer Durchschnittskorngröße von 0,8 µm nach FSSS eingesetzt. Für den Binder wurden 0,044 kg Cr₃C₂, 0,2 kg Co und 0,2 kg Ni verwendet. Die Rußzugabe betrug 0,045 kg.
  • Der Ansatz wurde 120 h in einer Kugelmühle in 2,5 l Aceton gemahlen. Nach der Trockung des Ansatzpulvers wurden Formpreßlinge hergestellt, aus denen diverse Proben für Korrosionstests, Biegebruchfestigkeitstests u.ä. geformt wurden. Diese Proben wurden 30 Minuten bei 1590°C im Vakuum gesintert und anschließend heißisostatisch nachverdichtet.

Claims (3)

1. Korrosionsfeste Hartmetall-Legierung, bestehend aus 31 - 84 Gew.% Wolframkarbid, 15 - 60 Gew.% eines oder mehrerer Karbide der Gruppe Tantalkarbid, Niobkarbid, Zirkonkarbid, Titankarbid, Chromkarbid, Molybdänkarbid sowie 1 - 9 Gew.% einer Bindelegierung bestehend aus Nickel und/oder Kobalt mit 2 - 40 Gew.% Chrom.
2. Korrosionsfeste Hartmetall-Legierung nach Anspruch 1, bestehend aus 44 - 67 Gew.% Wolframkarbid, 30 - 50 Gew.% Tantalkarbid und/oder Niobkarbid sowie 3 - 6 Gew.% einer Bindelegierung, bestehend aus Nickel und/oder Kobalt mit 2 - 20 Gew.% Chrom.
3. Verwendung der korrosionsfesten Hartmetall-Legierung nach Anspruch 1 oder 2 als Werkstoff für Ventilteile bei Verbrennungskraftmaschinen und für Teile im Chemieanlagenbau.
EP19860201344 1985-08-08 1986-07-31 Korrosionsfeste Hartmetall-Legierung Expired - Lifetime EP0214679B2 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AT231585A AT385775B (de) 1985-08-08 1985-08-08 Korrosionsfeste hartmetall-legierung
AT2315/85 1985-08-08

Publications (3)

Publication Number Publication Date
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