ES2246049T3 - Polvos aglutinantes prealeados. - Google Patents
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Abstract
Polvo prealeado con composición FeaCobNicModWeCufSng(DS)h, representando a, b, c, d, e, f, g y h los porcentajes en peso de los componentes, siendo DS cualquiera entre un óxido de uno o más metales del grupo formado por Mg, Mn, Ca, Cr, Al, Th, Y, Na, T y V, un carburo de uno o más metales del grupo formado por Fe, W, Mo, Zr y Ti, y una mezcla de dicho óxido y de dicho carburo, siendo los otros componentes impurezas inevitables, donde a + b + c + d + e + f + g + h = 100, d = 8, e = 10, h = 2, 5 = f + g = 45, 6, 4 = f / g = 25 y 1, 5 = [a / (b+c+2d+2e)] ¿ 4h = 33, teniendo además el polvo una pérdida de masa por reducción en hidrógeno no superior al 2%, medido de acuerdo con el estándar ISO 4491-2:1989.
Description
Polvos aglutinantes prealeados.
Existen varios métodos para fabricar herramientas
de diamante. En cada caso el diamante primero se mezcla con el polvo
aglutinante, que está compuesto por uno o más polvos metálicos y
posiblemente algunos polvos cerámicos o un aglomerante orgánico.
Entonces esta mezcla se compacta y se calienta para formar una pieza
sólida, en la que el polvo aglutinante forma la montura que mantiene
los diamantes unidos. El moldeo en caliente y la sinterización libre
son los métodos más comunes para formar una montura. Menos
comúnmente se utilizan otros métodos, como por ejemplo el estampado
en caliente y el moldeo isostático en caliente de partes
presinterizadas. Los polvos compactados fríos, que requieren una
etapa posterior de calentamiento para formar la montura, a menudo
reciben el nombre de partes en verde y se caracterizan por su
resistencia en verde.
Los polvos metálicos más frecuentemente
utilizados en las aplicaciones de herramientas de diamante son
polvos finos de cobalto con un diámetro de menos de aproximadamente
7 \mum medido con el Sub Clasificador de Tamiz de Fisher (FSSS),
mezclas de polvos finos metálicos tales como mezclas de polvos finos
de cobalto, níquel, hierro y tungsteno, y polvos finos prealeados
compuestos por cobalto, cobre, hierro y níquel.
La utilización de polvo fino de cobalto ofrece
buenos resultados desde un punto de vista técnico; su mayor
inconveniente proviene del elevado precio y las fuertes
fluctuaciones del precio. Además, se cree que el cobalto es
perjudicial para el medio ambiente por lo que las nuevas normativas
promueven evitar la utilización de cobalto. Utilizando mezclas de
polvos finos metálicos, se obtienen monturas cuya fuerza, dureza y
resistencia al desgaste son relativamente bajas. Debido a que la
homogeneidad de la mezcla tiene una influencia sustancial en las
propiedades mecánicas de la herramienta final, la utilización de
polvos prealeados ofrece una ventaja inequívoca sobre las mezclas de
polvos elementales, como se documenta en los documentos
EP-A-0865511 y
EP-A-0990056. Estos polvos
aglutinantes se fabrican tradicionalmente por medios
hidrometalúrgicos como se describe en las patentes mencionadas
anteriormente. La razón para ello es que ésta es la única vía
rentable para obtener partículas que sean suficientemente finas,
para que tengan la suficiente reactividad de sinterización, a la vez
que permiten que se fabrique una composición correcta, de modo que
las propiedades de la pieza sinterizada, en particular su dureza,
ductilidad, resistencia al desgaste y retención del diamante, sean
suficientes.
Sin embargo, en la industria de herramientas de
diamante, existe una necesidad de monturas que muestren mejores
propiedades de las obtenidas cuando se utilizan polvos prealeados
del estado de la técnica o mezclas de polvos finos metálicos.
Mejores propiedades de la montura significa una combinación de una
mayor dureza y suficiente ductilidad. Un indicador de la ductilidad
es la resistencia al impacto. Esta se mide siguiendo el método de
Charpy, de acuerdo con la ISO 5754, con el equipamiento Charpy como
se describe en la ISO 184, y preferiblemente debe alcanzar un valor
mínimo de 20 J/cm^{2} en muestras sin muescas. Los valores Charpy
menores son indicativos de una montura frágil. Otro indicador de
ductilidad es la superficie de fractura de una montura rota.
Preferiblemente, este debe mostrar (micro-)ductilidad.
La dureza se expresará en dureza Vickers (HV10).
Cuando se den los valores de dureza, se asume que están medidos de
acuerdo con el estándar ASTM E92-82. Como norma
general, se puede considerar que una mayor dureza se corresponde en
general con una fortaleza mecánica mayor, una resistencia más alta
al desgaste y una mejor retención del diamante. En este campo son
comunes valores de HV10 de 200 a 350.
Para cortar material abrasivo, como hormigón
fresco o asfalto, se requiere una mayor resistencia al desgaste. La
tecnología del estado de la técnica hace uso de aditivos de carburo
de tungsteno y/o tungsteno. Estos materiales se mezclan junto con el
resto de polvos aglutinantes. La homogeneidad de la mezcla
resultante es crucial para el rendimiento de la herramienta. Las
zonas ricas en tungsteno y/o carburo de tungsteno típicamente son
muy frágiles. Además, debido a que el tungsteno y el carburo de
tungsteno son difíciles de sinterizar, su utilización dará lugar a
porosidad local y por lo tanto, a propiedades mecánicas de la
montura localmente debilitadas.
Además de las propiedades de la montura,
descritas en los párrafos anteriores, también son de importancia las
propiedades del polvo aglutinante. Dependiendo de la aplicación, el
polvo aglutinante puede necesitar presentar una buena sinterabilidad
y resistencia en verde.
La resistencia en verde se mide mediante el
ensayo Rattler. Las partes en verde de 10 mm de altura y 10 mm de
diámetro, prensadas a 350 MPa, se colocan en un cilindro giratorio
(longitud 92 mm y diámetro 95 mm) fabricado con una malla de alambre
fino de 1 mm^{2}. Tras 1200 rotaciones en 12 minutos, se determina
la pérdida relativa de peso. En lo sucesivo, se hará referencia a
estos resultados como "valores Rattler". Un valor Rattler menor
indica una resistencia en verde mayor. En aplicaciones donde la
resistencia en verde es importante, un valor Rattler de menos del
20% se considera satisfactorio, mientras que un valor de menos del
10% se considera como excelente.
En pulvimetalurgia, es importante que los polvos
metálicos muestren una buena reactividad de sinterización. Esto
significa que pueden ser sinterizados hasta una densidad casi total
a una temperatura relativamente baja, o que únicamente se necesita
un tiempo pequeño para sinterizar las piezas a densidad total. La
temperatura mínima requerida para una buena sinterización debe de
ser baja, preferiblemente no mayor de 850ºC. Temperaturas de
sinterización más altas dan lugar a desventajas como una vida
reducida del molde de sinterización, degradación del diamante y un
alto coste energético. Un buen indicador de la sinterabilidad es la
densidad relativa obtenida. La densidad relativa de un polvo
aglutinante sinterizado debe ser de al menos el 96%, preferiblemente
del 97% o mayor. Una densidad relativa del 96% o más se considera
típicamente densidad casi total.
La reactividad de sinterización depende en gran
medida de la composición del polvo. Sin embargo, a menudo no hay
mucha elección en cuanto a la composición se refiere, debido a
razones de coste o porque, si se cambia la composición, no se pueden
lograr ciertas propiedades del producto sinterizado, como por
ejemplo la dureza. Otro factor que influye en la reactividad de
sinterización es la oxidación de la superficie. La mayoría de los
polvos metálicos se oxidarán en cierta medida cuando se exponen al
aire. La capa de óxido superficial que se forma de este modo inhibe
la sinterización. Un tercer factor que es muy importante para la
reactividad de sinterización es el tamaño de las partículas.
Manteniendo todo lo demás igual, los polvos más finos tienen una
reactividad de sinterización mayor que los polvos más gruesos.
Para mejorar la sinterabilidad de un polvo
aglutinante, algunas veces se añade bronce (aleación de
Cu-Sn) o latón (aleación de Cu-Zn):
éstos reducen el punto de fusión y, por lo tanto, la temperatura de
sinterización. El polvo de bronce típicamente utilizado tiene una
composición que varía desde el 15 al 40% de Sn. Sin embargo, la
utilización de estos polvos produce a menudo monturas frágiles o la
formación de una fase líquida durante la sinterización, ambas cosas
van en detrimento de la calidad de la montura acabada. Además, la
adición de polvo de bronce o latón ablanda la montura y de esta
manera anula parcialmente el efecto de la adición de W o WC.
La tecnología de las herramientas de diamante del
estado de la técnica no ofrece una solución real al asunto del
aumento de la dureza, manteniendo una temperatura de sinterización
baja, un procesado sencillo, una resistencia al impacto
suficientemente alta y una resistencia en verde suficiente. No
existe un polvo o mezcla de polvos en la técnica anterior que reúna
todas estas propiedades.
Un polvo prealeado se define como "un polvo
metálico compuesto por dos o más elementos que se alean en el
proceso de fabricación del polvo y en el que todas las partículas
tienen la misma composición nominal". Véase Metals Handbook,
Edición de escritorio, ASM, Metals Park, Ohio, 1985 o Metals
Handbook, vol. 7, Powder Metallurgy, ASM, Ohio, 1984.
En el documento WO-97/21844 se
divulga un polvo prealeado utilizado en la fabricación de
herramientas de diamante.
El objeto de la presente invención es
proporcionar polvos metálicos prealeados que tengan suficiente
resistencia para la manipulación habitual cuando se prensan en frío
y que sinterizan a una temperatura mínima no superior a 850ºC y que,
cuando son sinterizados, dan como resultado monturas que muestran
suficiente ductilidad y una mayor dureza. Estos no contienen, o
contienen mucho menos, Co y/o Ni que los polvos prealeados
existentes con una dureza comparable. Esto los hace potencialmente
más baratos y preferibles desde un punto de vista medioambiental.
Alternativamente, se puede considerar que la presente invención
proporciona polvos de metal prealeados que dan como resultado
monturas que tienen una dureza mayor que las monturas producidas con
los polvos metálicos prealeados existentes que tienen la misma
cantidad de Co y/o Ni. Los polvos metálicos de la presente
invención, además de su utilización en la industria de las
herramientas de diamante, tienen también un fuerte potencial en
otras aplicaciones ya que están entre los polvos poco frecuentes que
combinan dureza con ductilidad.
Otro objeto de la presente invención está
relacionado con el precio de los polvos aglutinantes: aunque una
variedad de métodos hidrometalúrgicos producen polvos aglutinantes
apropiados a un coste aceptable, el precio de estos polvos
aglutinantes es todavía mucho mayor que el de los polvos puros o
metálicos aleados que son más gruesos, típicamente en el rango de
20-100 micras, y que se producen mediante métodos no
hidrometalúrgicos, como por ejemplo la atomización. Sin embargo,
estos polvos gruesos en general no poseen las propiedades de
sinterización necesarias para hacerlos apropiados para las
herramientas de diamante.
Un método bien conocido de fabricación de polvos
prealeados es la aleación mecánica. En este método, los polvos
elementales se mezclan toscamente, y a continuación se alean
mecánicamente en una máquina apropiada, normalmente similar a un
molino de bolas de alta intensidad. Se basa en la rotura repetida y
la soldadura en frío de los materiales metálicos inicialmente sin
mezclar, que mediante el mismo se mezclan a una escala atómica. Este
método se conoce bien desde hace mucho tiempo, véase por ejemplo la
patente de los Estados Unidos 3.591.362.
Los polvos metálicos fabricados mediante la
aleación mecánica poseen una reactividad de sinterización mucho
mayor que los polvos aleados fabricados mediante métodos diferentes,
como por ejemplo la atomización, o los métodos hidrometalúrgicos
descritos en la técnica anterior. Se comprobó que esto es cierto
también para los polvos metálicos elementales, o polvos aleados
fabricados por métodos como por ejemplo la atomización, cuando son
sometidos a un tratamiento similar al que sería necesario para alear
mecánicamente una mezcla de polvos elementales. Incluso si los
polvos de acuerdo con la técnica anterior fueran mucho más finos, y
de esta manera se habría esperado tener una reactividad de
sinterización mayor, una comparación directa mostró lo contrario:
los polvos tratados mecánicamente poseen una reactividad de
sinterización mucho mayor.
Los polvos prealeados de acuerdo con la presente
invención contienen Cu y Fe como los dos elementos base de la
aleación. El Fe y el Cu no se combinan entre sí. Las partículas de
polvo contendrán por tanto dos fases, una rica en Fe, y otra rica en
Cu. Con el fin de asegurar una temperatura de sinterización lo
suficientemente baja, se añade Sn a la fase rica en Cu. El Sn
disminuirá el punto de fusión y, por tanto, también la temperatura
de sinterización. Para aumentar la resistencia de la aleación y
garantizar una aleación dúctil a niveles de Sn cercanos a la
composición peritéctica de la aleación binaria
Cu-Sn, la fase rica en Fe se refuerza mediante al
menos uno de entre Mo, Ni, Co y W. Adicionalmente, se pueden añadir
reforzadores de la dispersión (DS) en forma de óxidos (ODS),
carburos (CDS), o una combinación de ambos. Los óxidos útiles son
los óxidos de metales que no se pueden reducir con hidrógeno por
debajo de 1000ºC, como Mg, Mn, Ca, Cr, Al, Th, Y, Na, Ti y V. Los
carburos útiles son los carburos de Ti, Zr, Fe, Mo y W.
Los polvos de acuerdo con la invención responden
a la fórmula
Fe_{a}Co_{b}Ni_{c}Mo_{d}W_{e}Cu_{f}Sn_{g}(DS)_{h}
y cumplen con las siguientes
restricciones en su
composición:
- \bullet
- La suma de los porcentajes en peso a, b, c, d, e, f, g y h de los constituyentes de la aleación es igual al 100%, el término "constituyentes" denota a aquellos elementos presentes intencionadamente en la aleación, excluyendo así las impurezas y el oxígeno, excepto si el oxígeno es parte de un ODS. De esta manera:
a + b + c + d +
e + f + g + h =
100.
- \bullet
- El Mo no debe exceder del 8% y el W del 10%, para evitar una excesiva fragilidad. Así d \leq 8 y e \leq 10. Preferiblemente c \leq 30.
- \bullet
- Los reforzadores de la dispersión no deben exceder del 2% para garantizar suficiente homogeneidad de los polvos sinterizados. Así h \leq 2. Preferiblemente h \leq 1 y más preferiblemente h \leq 0,5.
- \bullet
- La suma del Sn y el Cu debe ser al menos el 5% y no más del 45%. El límite inferior garantiza una adecuada sinterabilidad, el límite superior garantiza que las monturas no son demasiado blandas. Así: 5 \leq f+g \leq 45. Preferiblemente 7 \leq f+g \leq 40 y más preferiblemente 11 \leq f+g \leq 32.
- \bullet
- La relación Cu/Sn debe estar entre 6,4 y 25. El límite inferior garantiza que se evite la formación de las fases frágiles en las regiones del Cu, el límite superior garantiza una actividad suficiente del Sn como un elemento reductor de la temperatura de sinterización. Así: 6,4 \leq f/g \leq 40. Preferiblemente 8,7 \leq f/g \leq 20 y más preferiblemente 10 \leq f/g \leq 13,3.
- \bullet
- La composición del polvo obedece a las siguientes restricciones de la composición:
(1).1,5 \leq
[a / (b + c + 2d + 2e)]- 4h \leq
33
- Alternativamente, se tienen que obedecer las siguientes ecuaciones:
(2)1,5 \leq a
/ (b + c + 2d + 2e + 50h) \leq
33
y
b + c + 2d + 2e
\geq
2.
- El límite inferior en las ecuaciones (1) y (2) anteriores garantiza la homogeneidad del polvo sinterizado y que el precio del polvo es aceptable; el límite superior garantiza que los polvos sinterizados son suficientemente duros. El límite inferior preferido es 1,6, más preferiblemente 2 y lo más preferiblemente 2,5. El límite superior preferido es 17 y más preferiblemente 10.
- \bullet
- Para que los polvos prealeados compensen de manera efectiva los inconvenientes de la tecnología del estado de la técnica y produzcan monturas superiores, deben de tener un contenido de oxígeno, medido mediante el método de pérdida de hidrógeno ISO 4491-2: 1989, que no exceda del 2%, preferiblemente que no exceda del 1% y más preferiblemente que no exceda del 0,5%. Este método no mide el oxígeno combinado químicamente con un ODS añadido intencionadamente. El contenido en oxígeno necesita ser pequeño porque la presencia de oxígeno es perjudicial para la reactividad de sinterización del polvo y para la ductilidad de la montura sinterizada.
En una realización, la invención permite
conseguir polvos aglutinantes más rentables apropiados para
herramientas de diamante, utilizando polvos atomizados baratos y
activándolos mediante aleación mecánica.
En otra realización de la invención, el tamaño de
las partículas del polvo, expresado mediante su valor FSSS, no
excede de 20 \mum, preferiblemente no excede de 15 \mum y más
preferiblemente no excede de 10 \mum. Esto garantiza un buen
compromiso entre una temperatura de sinterización baja y un tiempo
de reducción corto para los precursores utilizados en el proceso de
fabricación de los polvos.
Las concentraciones de Co y Ni se mantienen
preferiblemente bajas, porque hay buenas razones para creer que
estos elementos dañen el medio ambiente. El polvo que no contiene ni
Co ni Ni resulta especialmente ventajoso desde un punto de vista
ecológico. También se prefiere que las concentraciones de Mo y W no
sean demasiado altas porque las aleaciones con niveles altos de Mo o
W son susceptibles a la precipitación del W o Mo en los límites de
grano de la fase rica en Fe, que hace que la montura sea menos
dúctil.
Los polvos prealeados de la presente invención se
caracterizan por el hecho de que son altamente porosos. Esto tiene
la ventaja de que el área superficial específica, medida por el
método BET mencionado anteriormente, es mucho mayor de lo que
debería ser en el caso de partículas sólidas, como por ejemplo las
partículas atomizadas. En general se puede decir que para polvos
metálicos de la misma composición, un área superficial específica
mayor es indicativa de una reactividad de sinterización mayor. En
general los polvos prealeados de la presente invención presentan un
área superficial específica que es al menos dos veces mayor que el
área superficial específica calculada sobre la base del diámetro
FSSS suponiendo una geometría de esfera sólida. La superficie
específica del polvo, expresada mediante su valor BET, es
preferiblemente mayor de 0,1 m^{2}/g.
A continuación se explican las interacciones de
Cu, Sn y Fe tal como las entienden los inventores. La presencia de
Cu en el polvo prealeado tiende a hacer la montura más blanda. Este
efecto se puede compensar mediante una adición apropiada de Sn. Esto
también tiene el efecto de ayudar a reducir la temperatura de
sinterización necesaria para sinterizar el polvo prealeado. A partir
del diagrama de la fase binaria Cu-Sn se puede
observar que para los niveles de Sn superiores al 13,5% pero
inferiores al 25,5%, tiene lugar una reacción peritéctica a 798ºC.
Por debajo de dicha temperatura, existirá una estructura de fase
dual, compuesta por las fases \alpha y \beta. Sometida
posteriormente a enfriamiento, la fase \beta se transformará en la
fase \delta frágil y de este modo se reduce sensiblemente la
ductilidad de la aleación. La disminución del nivel de Sn reduce el
riesgo de la aparición de la fase \delta frágil, pero también hace
que la aleación eleve su línea de inicio de fusión. La línea de
inicio de fusión es relativamente inclinada. Por tanto, para
conseguir el efecto reductor de la temperatura de sinterización
completa del Sn evitando al mismo tiempo las consecuencias negativas
de la formación de la fase \delta frágil, se debe asegurar estar
lo más cerca posible a, pero sin sobrepasar, la composición
peritéctica de la aleación binaria.
Cuando el polvo de metales prealeados también
contiene Fe, como por ejemplo en el caso de la invención, se deben
consultar los diagramas de las fases binarias Cu-Fe
y Fe-Sn. Los diagramas de las fases de aleaciones de
Cu-Sn, Fe-Sn y Cu-Fe
pueden encontrarse en multitud de fuentes. Una de dichas fuentes es
el ASM Handbook, vol. 3, Alloy phase diagrams, publicado por ASM
International, Materials Park, Ohio, USA, 1992, pág. 2168 para
Cu-Fe, pág. 2178 para Cu-Sn y pág.
2203 para Fe-Sn. Del diagrama Fe-Sn,
se deduce que la solubilidad en equilibrio del Sn en el Fe a 700ºC
es de aproximadamente el 10%. Del diagrama Cu-Fe, se
puede derivar que la solubilidad en equilibrio del Cu en la fase Fe
a 700ºC es mucho menor: menor del 0,3%. En un sistema ternario,
estos límites de solubilidad serán algo, pero no significativamente,
diferentes.
Dado que el Cu y el Fe no son miscibles, se
deduce que el Sn siempre se disolverá más fácilmente que el Cu en la
red de Fe a 700ºC o más. Por tanto, en una aleación ternaria
Cu-Fe-Sn, el Sn se elimina de la
fase rica en Cu durante la etapa de sinterización. Del diagrama de
la fase binaria Cu-Sn, se deduce que el punto de
fusión se incrementa. Para aprovechar completamente el efecto del Sn
como reductor del punto de fusión, que es el objetivo de la adición
del Sn, la aleación debe mantener una relación Sn/Cu que sea mayor
que la relación peritéctica de 13,5/86,5 o 1/6,4. Sin embargo, como
se ha explicado más arriba, esto lleva a la formación de la fase
\delta frágil que no es deseable.
Al enfriar la montura, la mayoría del Sn se
difunde en la fase rica en Cu ya que a temperatura ambiente la
solubilidad del Sn en el Fe es despreciable. Esto causa un
enriquecimiento local del Sn en el Cu cerca de los límites de grano,
haciendo que la formación de la fase \delta frágil sea incluso más
probable. La misma retro-difusión del Sn en la fase
del Cu puede también causar que la relación crítica Sn/Cu de 1/6,4
sea excedida localmente incluso en materiales que tienen una
relación media Sn/Cu por debajo de 1/6,4. Es por tanto
extremadamente difícil diseñar una aleación en el sistema
Cu-Fe-Sn que se beneficie
completamente de la reducción del punto de fusión y los efectos de
reforzamiento del Cu por parte del Sn, a la vez que se evita la
formación de la fase \delta.
La adición de uno de los elementos reforzadores
entre Mo, W, Ni o Co influye sin embargo en el mecanismo explicado
más arriba de un modo mucho más interesante: reforzando la fase rica
en Fe mediante una solución sólida reforzadora, estos elementos
reforzadores bloquean de modo efectivo la red de Fe para la difusión
de los átomos de Sn en ella. Así, el Sn permanece en la fase del Cu
durante el calentamiento del polvo aglutinante: por tanto se pueden
aprovechar completamente los efectos positivos del Sn sobre el
comportamiento de sinterización. El punto central de esta invención
es precisamente este efecto combinado del Sn en una relación bien
determinada Cu/Sn y de los elementos reforzadores que bloquean la
difusión del Sn en la fase del Fe. Esto permite combinar las
características de una resistencia suficiente y una alta ductilidad
cuando el polvo prealeado es sinterizado a una temperatura
relativamente baja.
Es necesario dispersar los constituyentes tan
finamente como sea posible. En el caso de los óxidos/carburos, esto
es consecuencia del hecho de que cuanto más corto es el recorrido
libre medio entre los óxidos/carburos y más pequeños son los
óxidos/carburos, más pronunciado es su efecto su efecto reforzador.
En el caso de elementos metálicos esto es consecuencia del hecho de
que una microestructura homogénea mejora las propiedades mecánicas.
Esto se ha descrito en los documentos
EP-A-0865511 y
EP-A-0990056, a partir de los
experimentos en los sistemas
Co-Fe-Ni y
Cu-Co-Fe-Ni, donde
también se muestra que los polvos prealeados ofrecen una resistencia
mayor que una mezcla de polvos elementales. Es más, para que el
reforzamiento de la solución sólida sea activo, la aleación necesita
ser tan homogénea como sea posible. Cuando se añaden el Mo y el W
para reforzar la red de Fe, su distribución homogénea es de
particular importancia, ya que el Mo y el W presentan coeficientes
de difusión muy bajos a las temperaturas que se aplican típicamente
en la fabricación de herramientas de diamante. A continuación se
describen los procesos de síntesis apropiados.
Los polvos de la invención se pueden preparar
calentando un precursor o una mezcla íntima de dos o más precursores
en una atmósfera reductora. Estos precursores son compuestos
orgánicos o inorgánicos de los constituyentes de la aleación. El
precursor o mezcla íntima de precursores debe contener los elementos
de los constituyentes, con la excepción del C y el O, en cantidades
relativas que corresponden con la composición del polvo que se
desea. En el proceso de producción, se distingue entre los elementos
que se encuentran en la denominada clase 1, como son Co, Ni, Fe, Cu,
Sn y los elementos de la ODS con la excepción de V, y los elementos
que pertenecen a la clase 2, como son W, Mo, V y Cr.
Los precursores se pueden preparar mediante
cualesquiera de los siguientes métodos (a) a (f) o una combinación
de ellos:
- (a)
- Para los elementos de la clase 1: mezclando una solución acuosa de una sal de uno o más constituyentes con una solución acuosa de una base, un carbonato, un ácido carboxílico, un carboxilato, o mezclas de estos, para que de este modo se forme un compuesto insoluble o muy poco soluble. Solamente esos ácidos carboxílicos o los carboxilatos correspondientes son apropiados para formar compuestos insolubles o muy poco solubles con la solución acuosa de la sal del constituyente. Ejemplos de un ácido carboxílico y un carboxilato apropiado son el ácido oxálico o el oxalato de potasio. Por otro lado, el ácido acético y los acetatos metálicos no son apropiados. El precipitado así obtenido se separa a continuación de la fase acuosa y se seca.
- (b)
- Para los elementos de las clases 1 y 2: mezclando una solución acuosa de una sal o sales de uno de los elementos de la clase 2 con una solución acuosa de una sal o sales de uno o más elementos de la clase 1 para formar un precursor insoluble o muy poco soluble de fórmula general (elemento de la clase 1)_{x} (elemento de la clase 2)_{y} O_{z}, en la que x, y y z están determinados por la valencia del elemento en solución. Un ejemplo de tales compuestos es CoWO_{4}. El precipitado así obtenido se separa entonces de la fase acuosa y se seca.
- (c)
- Para los elementos de la clase 2: mezclando una solución acuosa de una sal o sales de uno o más de los elementos de la clase 2 con un ácido de manera que se forman compuestos insolubles o muy poco solubles con la fórmula general tal como MoO_{3}\cdotxH_{2}O o WO_{3}\cdotxH_{2}O. La variable x indica una cantidad variable de agua de cristalización, normalmente más pequeña de 3. El precipitado así obtenido se separa entonces de la fase acuosa y se seca.
- (d)
- Para todos los elementos de las clases 1 y 2: mezclando, como en a, b y c, un precipitado que contiene parte de los constituyentes con una sal disuelta apropiada de uno o más del resto de constituyentes de la aleación y secar esta mezcla.
- (e)
- Para todos los elementos de las clases 1 y 2: secando una solución acuosa compuesta por una mezcla de sales de los constituyentes de la aleación.
- (f)
- Para todos los elementos de las clases 1 y 2: mediante descomposición térmica de cualquiera de los productos de (a), (b), (c), (d) y (e).
Cuando en el apartado anterior se menciona un
proceso de secado, se debe entender que el secado tiene que hacerse
de forma suficientemente rápida para que durante el proceso de
secado los constituyentes permanezcan mezclados. Un método de secado
apropiado es el secado por pulverización. No todas las sales
mencionadas en (a), (b), (c), (d) y (e) son apropiadas. Las sales
que, tras sufrir el tratamiento de reducción mencionado en el
siguiente párrafo, generan un residuo con elementos que no están
presentes en los constituyentes no son apropiadas. El resto de sales
son
apropiadas.
apropiadas.
La mezcla íntima previamente mencionada de dos o
más precursores se puede preparar con una suspensión de estos
precursores en un líquido apropiado, normalmente agua, removiendo
vigorosamente esta suspensión durante el tiempo suficiente y secando
esta suspensión. Las condiciones de reducción deben de ser tales que
los constituyentes, excepto los ODS o los CDS, se reduzcan
completamente o casi completamente, como indica el contenido en
oxígeno mencionado en la descripción de la invención, y mientras el
diámetro FSSS no exceda 20 \mu. Las condiciones típicas de
reducción para los polvos de esta invención son una temperatura de
600 a 730ºC y una duración de 4 a 8 horas. Sin embargo, para cada
polvo se deben de establecer experimentalmente las condiciones de
reducción apropiadas, ya que hay un equilibrio entre el tiempo de
reducción y la temperatura de reducción, y no todos los hornos se
comportan exactamente del mismo modo. Una persona experimentada
puede encontrar fácilmente las condiciones de reducción apropiadas
mediante una experimentación simple utilizando las siguientes
directrices:
- -
- si el diámetro FSSS es demasiado grande, la temperatura de reducción se debe disminuir.
- -
- si el contenido en oxígeno es demasiado alto, la duración de la reducción debe aumentar.
- -
- alternativamente la temperatura de reducción se puede aumentar si el contenido en oxígeno es demasiado alto, pero únicamente si esto no aumenta el diámetro FSSS por encima de los límites de la invención.
La atmósfera reductora es normalmente de
hidrógeno, pero también puede contener otros gases reductores, como
por ejemplo metano o monóxido de carbono. También se pueden añadir
gases inertes como, por ejemplo, nitrógeno y argón.
Si se forma un CDS durante la reducción, la
reacción debe tener lugar en una atmósfera con una actividad
carbónica suficiente.
En conclusión, los polvos prealeados que son
objeto de esta patente son capaces de resolver todos los
inconvenientes mencionados anteriormente y presentan las siguientes
ventajas:
- -
- los polvos se fabrican mediante un proceso químico, dando como resultado partículas porosas, una morfología de superficie áspera y unos valores de superficie específica altos, teniendo por tanto una influencia positiva tanto en la compactabilidad fría como en la sinterabilidad;
- -
- la adición de Co, Mo, Ni o W permite incrementar sustancialmente la dureza, siendo particularmente efectivos el Mo y el W. El ODS y el CDS tienen el mismo efecto;
- -
- el sistema se encuentra en un rango de composición que ofrece suficiente resistencia al impacto, la adición de Co, Mo, Ni o W permite niveles de Sn suficientemente altos para obtener un efecto completo sobre la temperatura de sinterización, al tiempo que se mantiene una estructura suficientemente dúctil.
El polvo se puede sinterizar a temperaturas
relativamente bajas en un proceso de sinterización estándar, que no
requiere etapas de proceso complicadas.
Los siguientes ejemplos ilustran el proceso de
producción de los polvos aglutinantes de la invención y sus
propiedades.
Este ejemplo está relacionado con la preparación
de un polvo de acuerdo con la invención mediante la precipitación de
un hidróxido mezclado y la posterior reducción de este
hidróxido.
Mientras se agita, se añade una solución acuosa
de una mezcla de cloruro metálico que contiene 21,1 g/l de Co, 21,1
g/l de Cu, 56,3 g/l de Fe (éste puede ser Fe^{2+} y/o Fe^{3+}) y
1,6 g/l de Sn, a una solución acuosa de 45 g/l de NaOH hasta que se
alcanza un pH en torno a 10. Se permite un tiempo extra de una hora
para que finalice la reacción, durante el cual el pH se controla y
si es necesario se ajusta con una solución de un cloruro metálico o
NaOH para que se mantenga un valor aproximado de 10. En estas
condiciones se precipita más del 98% de cada uno de los metales.
Los valores absolutos de las concentraciones de
los metales mencionadas son indicativos y pueden variar ampliamente
desde únicamente unos pocos g/l del total de contenido metálico
hasta el límite de solubilidad. La relación de las concentraciones
de los metales está determinada por el producto final que se quiere
obtener. Igualmente, la concentración de la solución de NaOH puede
variar entre los mismos límites, pero deber ser suficiente para
hacer que el pH de la mezcla esté entre 7 y 10,5. El pH final no es
crítico; puede estar entre 7 y 10,5, pero normalmente se encuentra
en el rango de 9 a 10,5.
El precipitado se separa por filtración, lavado
con agua purificada hasta que queda esencialmente libre de Na y Cl,
y se mezcla con una solución acuosa de heptamolibdato de amonio
((NH_{4})_{6}Mo_{7}O_{24}\cdot4H_{2}O). En esta
mezcla no son críticas las concentraciones del precipitado y el
heptamolibdato de amonio, mientras la viscosidad de la suspensión
formada sea suficientemente baja para permitir el bombeo, y las
concentraciones del precipitado y del heptamolibdato de amonio se
correspondan con la relación de los metales en el polvo de la
aleación metálica a preparar. En lugar de heptamolibdato de amonio,
también se puede utilizar dimolibdato de amonio
((NH_{4})_{2}Mo_{2}O_{7}). La mezcla se seca en un
secador por pulverización y el precipitado seco se reduce durante
7,5 h en un horno a 730ºC en una corriente de hidrógeno de 200
l/h.
Se obtuvo una pastilla porosa metálica, la cual
da un producto metálico en polvo al ser triturada (llamado en lo
sucesivo Polvo 1), formada por un 20% de Co, un 20% de Cu, un 53,5%
de Fe, un 5% de Mo, un 1,5% de Sn (estos porcentajes son únicamente
de la fracción metálica) y un 0,48% de oxígeno medido con el método
de pérdida en hidrógeno.
El Polvo 1,
Fe_{53,5}CO_{20}Mo_{5}Cu_{20}Sn_{1,5}, es una composición
de acuerdo con la invención. Las partículas de polvo tienen un
diámetro promedio de 9,5 \mum, medido con el FSSS.
Se utilizó el método del ejemplo 1, pero con
concentraciones de las diversas sales metálicas adaptadas para
obtener una composición final diferente. La temperatura de reducción
en este caso fue de 700ºC.
Se preparó un polvo metálico (llamado en lo
sucesivo Polvo 2) formado por un 20% de Cu, un 73,5% de Fe, un 5% de
Mo, un 1,5% de Sn (estos porcentajes son únicamente de la fracción
metálica) y un 0,44% de oxígeno. Las partículas de polvo tienen un
diámetro promedio de 8,98 \mum, medido con el FSSS.
El Polvo 2,
Fe_{73,5}Mo_{5}Cu_{20}Sn_{1,5}, difiere del Polvo 1 en que
todo el Co ha sido reemplazado por Fe, de esta manera el Polvo 2
está libre de Co y Ni. Este polvo se encuentra dentro del rango de
composición de la invención.
Este ejemplo está relacionado con la preparación
de un polvo de acuerdo con la invención mediante precipitación de
hidróxidos metálicos simples, la posterior mezcla de éstos en una
suspensión, seguida por el secado y la reducción de esta mezcla de
hidróxidos.
Los hidróxidos individuales u oxihidróxidos de
Co, Cu, Sn y Fe se fabricaron con cloruros metálicos individuales
seguidos de precipitación, filtración y lavado como se describe en
el ejemplo 1. Se preparó una suspensión con una mezcla de estos
hidróxidos individuales. Las concentraciones de los hidróxidos
metálicos individuales se correspondieron con las composiciones de
los polvos prealeados deseados. A esta suspensión, se añadió una
solución de metatungstato de amonio
((NH_{4})_{6}H_{2}W_{12}O_{40}.3H_{2}O) en agua,
en una concentración y cantidad que correspondía a la composición
final del polvo prealeado. En lugar de metatungstato de amonio,
también se puede utilizar paratungstato de amonio
((NH_{4})_{10}H_{2}W_{12}O_{42}.4H_{2}O).
Los elementos en la suspensión se mezclaron bien,
se secaron por pulverización, y se redujeron y trituraron siguiendo
el ejemplo 1. Se obtuvo un polvo metálico (llamado en lo sucesivo
Polvo 3) formado por un 20% de Co, un 20% de Cu, un 53,5% de Fe, un
1,5% de Sn, un 5% de W (estos porcentajes son únicamente de la
fracción metálica) y un 0,29% de oxígeno. Las partículas de polvo
tienen un diámetro promedio de 4,75 \mum, medido con el FSSS.
El Polvo 3,
Fe_{53,5}Co_{20}W_{5}Cu_{20}Sn_{1,5}, se encuentra dentro
del rango de composición de la invención; difiere del Polvo 1 en que
el Mo se sustituyó por el W.
Se utilizó el método del ejemplo 1 con
concentraciones de los diversos cloruros metálicos de la solución
inicial adaptadas para obtener una composición final diferente; se
añadió Y a la solución, en forma de YCl_{3} soluble. En lugar de
metatungstato de amonio se utilizó heptamolibdato de amonio.
Se obtuvo un polvo metálico (llamado en lo
sucesivo Polvo 4) compuesto por un 20,45% de Cu, un 75% de Fe, un
1,8% de Sn, un 2,5% de W, un 0,25% de Y_{2}O_{3} (estos
porcentajes son únicamente de la fracción metálica) y un 0,44% de
oxígeno. Las partículas de polvo tienen diámetro promedio de 2,1
\mum, medido con el FSSS.
El Polvo 4,
Fe_{75}W_{2,5}Cu_{20,45}Sn_{1,8}(Y_{2}O_{3})_{0,25},
se encuentra dentro del rango de composición de la invención y está
completamente libre de Co y Ni.
Este ejemplo está relacionado con una serie de
análisis que comparan la sinterabilidad de los Polvos 1, 2 y 3 con
la de los polvos aglutinantes estándar. También se analizaron los
siguientes polvos de referencia.
- (a)
- Se sinterizó Polvo Extra Fino de Cobalto (Umicore EF) producido por Umicore, que se considera como el polvo estándar para la fabricación de herramientas de diamante, en las mismas condiciones que los polvos prealeados. Umicore EF tiene un diámetro promedio de 1,2 a 1,5 \mum medido con el FSSS. Su contenido en oxígeno está entre el 0,3 y el 0,5%. Su contenido en Co es al menos el 99,85%, excluyendo el oxígeno, siendo el resto impurezas inevitables. Los valores medidos de Umicore EF se mencionan como referencia.
- (b)
- Cobalite® 601 producido por Umicore, se refiere al polvo prealeado comercialmente disponible, formado por un 10% de Co, un 20% de Cu y un 70% de Fe.
- (c)
- Cobalite® 801 se refiere a otro polvo prealeado comercialmente disponible de Umicore, formado por un 25% de Co, un 55% de Cu, un 13% de Fe y un 7% de Ni. Los dos polvos Cobalite® se fabrican de acuerdo con la invención descrita en el documento EP-A-0990056.
Para evaluar la resistencia en verde, se
realizaron análisis de Rattler con los Polvos 1 a 4 y con las
muestras de referencia. Los resultados se dan en la tabla 1.
Resistencia en verde de los polvos aglutinantes | |
Polvo | Valor Rattler (%) |
Umicore EF | < 5 |
Cobalite® 601 | < 5 |
Cobalite® 801 | < 5 |
Polvo 1 | < 5 |
Polvo 2 | < 5 |
Polvo 3 | < 5 |
Polvo 4 | < 5 |
Los resultados muestran que la resistencia en
verde de los nuevos polvos es tan buena como la de los polvos de
referencia.
Se realizaron una serie de análisis comparando la
sinterabilidad de los Polvos 1 a 4 con la de los polvos de
referencia de la siguiente manera: se sinterizaron conglomerados en
forma de disco con un diámetro de 20 mm a 35 MPa durante 3 minutos a
diferentes temperaturas en moldes de grafito. Se midió la densidad
relativa de las piezas sinterizadas. Los resultados se dan en la
tabla 2.
Densidad relativa de los polvos sinterizados | ||||
Polvo | Densidad (%) a temperatura de sinterización | |||
750ºC | 800ºC | 850ºC | 900ºC | |
Umicore EF | 95,4 | 97,1 | 97,6 | 97,5 |
Cobalite® 601 | 97,9 | 97,3 | 97,8 | 98,3 |
Cobalite® 801 | 96,7 | 97,7 | 97,2 | 97,2 |
Polvo 1 | 97,5 | 97,2 | 98,8 | 97,9 |
Polvo 2 | 99,4 | 99,5 | 99,7 | 99,7 |
Polvo 3 | 97,7 | 97,6 | 98,4 | 97,2 |
Polvo 4 | 98,2 | 98,3 | 98,7 | 98,5 |
Los resultados muestran que mediante la
sinterización bajo presión se pueden obtener para los nuevos polvos
densidades próximas a la densidad teórica de las aleaciones. Además,
se obtienen valores de alta densidad a temperaturas relativamente
bajas. La sinterización por encima de 850ºC no mejora la densidad
relativa de los Polvos 1 a 4.
Este ejemplo está relacionado con una serie de
análisis que comparan las propiedades mecánicas de los Polvos 1 a 4
con las de los polvos de referencia.
Se sinterizaron conglomerados en forma de barra
con dimensiones de 55 x 10 x 10 mm^{3} a 35 MPa durante 3 minutos
a una temperatura de 800ºC en moldes de grafito. Se midieron la
dureza Vickers y la resistencia al impacto de las piezas
sinterizadas (método Charpy). Los resultados de las medidas se
muestran en la tabla 3. Los valores medidos en segmentos similares
de Umicore EF, Cobalite® 601 y Cobalite® 801 se mencionan como
referencia.
Dureza y ductilidad de los polvos sinterizados | ||
Polvo | Dureza Vickers (HV10) | Resistencia al impacto (J/cm^{2}) |
Umicore EF | 280 | 87 a 123 |
Cobalite® 601 | 250 | 74 |
Cobalite® 801 | 221 | 77 |
Polvo 1 | 327 | 54 |
Polvo 2 | 240 | 48 |
Polvo 3 | 322 | 33 |
Polvo 4 | 221 | 55 |
Los resultados muestran que los Polvos 1 y 3 que
contienen Co son más duros que los polvos de referencia. Este
incremento de la dureza se consigue sin dar lugar a valores frontera
de la ductilidad. Los Polvos 2 y 4 libres de Co y Ni demostraron ser
un interesante sustituto de los polvos de referencia, con la ventaja
de no contener metales que podrían resultar dañinos para el medio
ambiente.
La figura 1 ilustra todo el potencial de la
invención. Representa la dureza de los segmentos, sinterizados a
partir de polvos prealeados, como una función de la relación de Co y
Fe, en ausencia de Ni. Todos los polvos utilizados representados en
esta figura se fabricaron de acuerdo con los métodos de la invención
y contenían entre un 18 y un 20% de Cu. En el caso de los polvos
prealeados de acuerdo con la invención, el nivel de Mo o W era del
5% y el nivel de Sn era de entre el 1,8 y el 2%. Todos los polvos se
sinterizaron a 750, 800 y 850ºC. A partir de estos tres resultados
para cada polvo, se eligió la temperatura óptima como la temperatura
con la mayor dureza, siempre que la ductilidad fuera de al menos 20
J/cm^{2}. Esta dureza óptima se representó en la Figura 1. La
conclusión es que los segmentos sinterizados a partir de los polvos,
preparados de acuerdo con la invención, muestran una dureza mayor
que los segmentos sinterizados a partir de los polvos, preparados de
acuerdo con los mismos métodos pero sin la adición de Sn, Ni, W o
Mo. Dicho de otro modo, los segmentos sinterizados a partir de los
polvos preparados de acuerdo con la invención y mostrando la misma
dureza que los segmentos sinterizados a partir de los polvos
preparados de acuerdo con la técnica anterior, contienen menos
Co.
En este ejemplo, los polvos que contienen ODS de
acuerdo con la invención, como por ejemplo el Polvo 4, se comparan
con un polvo sin ODS, también de acuerdo con la invención.
Se sinterizaron conglomerados en forma de barra
con dimensiones de 55 x 10 x 10 mm^{3} a 35 MPa durante 3 minutos
a una temperatura de 800ºC en moldes de grafito. Se midieron la
dureza Vickers, la resistencia al impacto y la densidad de las
piezas sinterizadas. Los resultados de las medidas se muestran en la
tabla 4.
Influencia del ODS | |||
Polvo | Densidad | Dureza | Resistencia al impacto |
(%) | (HV10) | (J/cm^{2}) | |
Fe_{75,2}W_{2,5}Cu_{20,5}Sn_{1,8} | 98,8 | 211 | 60 |
Fe_{75}W_{2,5}Cu_{20,45}Sn_{1,8}(Y_{2}O_{3})_{0,25}(*) | 98,3 | 221 | 55 |
Fe_{74,8}W_{2,5}Cu_{20,4}Sn_{1,8}(Y_{2}O_{3})_{0,5} | 99,3 | 227 | 42 |
(*) Polvo 4 |
Los resultados muestran que la adición de un
óxido reforzador permite una dureza mejor, sin sacrificar nada de la
sinterabilidad y únicamente con un impacto limitado sobre la
ductilidad.
Este ejemplo ilustra la influencia de la adición
de Sn sobre la sinterabilidad de los polvos y sobre la ductilidad de
los segmentos obtenidos. Los fabricantes de herramientas de diamante
a menudo añaden W o Mo para aumentar la resistencia y la dureza de
sus segmentos. Para ilustrarlo, se prepararon polvos prealeados
basados en Cobalite® 601, pero con una sustitución parcial del Fe
por Mo y W. Los segmentos se sinterizaron a 35 MPa durante 3 minutos
a una temperatura de respectivamente 850ºC y 900ºC en moldes de
grafito. Los resultados se resumen en la tabla 5.
Densidad y dureza de los polvos sinterizados que no contienen Sn | |||
Polvo | Densidad (%) a temperatura de sinterización | Dureza (HV10) | |
850ºC | 900ºC | ||
Fe_{67,4}Co_{10}Cu_{20}Mo_{2,6} | 89,7 | 93,0 | 266 |
Fe_{68,75}Co_{10}Cu_{20}W_{1,25} | 94,1 | 96,1 | 229 |
Las densidades obtenidas con los polvos que
contienen Mo o W, pero no Sn, son demasiado pequeñas para producir
segmentos buenos.
Por otro lado, si la proporción en peso del Sn es
demasiado grande, esto dará como resultado unos segmentos muy
frágiles, debido a la formación de la fase \delta. Esto se muestra
en la tabla 6. Esta tabla resume los valores de la resistencia al
impacto de 3 muestras que contienen un 5% de Sn y que tienen una
composición similar a la de los Polvos 1 a 3. Todas las muestras
tienen una relación Sn/Cu de aproximadamente 0,25, lo que está
claramente fuera del ámbito de la invención. Los segmentos se
sinterizaron a 35 MPa durante 3 minutos a una temperatura de 800ºC
en moldes de grafito.
Resistencia al impacto de los polvos sinterizados con exceso de Sn | |
Polvo | Resistencia al impacto (J/cm^{2}) |
Fe_{63}Co_{9}Mo_{5}Cu_{18}Sn_{5} | 0,6 |
Fe_{70}Mo_{5}Cu_{20}Sn_{5} | 1,7 |
Fe_{63}Co_{9}W_{5}Cu_{18}Sn_{5} | 0,7 |
Reduciendo el contenido de Sn se recupera la
ductilidad, siempre que se pueda evitar la difusión de Sn en la red
de Fe, como se muestra en la siguiente tabla. Los polvos se
prepararon de acuerdo con la invención y los segmentos se
sinterizaron por prensado durante 3 minutos a una temperatura de
800ºC en moldes de grafito, bajo una presión de 35 MPa.
Propiedades mecánicas de los polvos sinterizados con Sn y W | |||
Polvo | Densidad | Dureza | Resistencia al impacto |
(%) | (HV10) | (J/cm^{2}) | |
Fe_{77}Cu_{21,1}Sn_{1,9}(*) | 99,7 | 195 | 5,8 |
Fe_{75,1}W_{2,5}Cu_{20,5}Sn_{1,9} | 100 | 230 | 70 |
Fe_{73,2}W_{5}Cu_{20}Sn_{1,8} | 99,7 | 235 | 93 |
Fe_{71,2}W_{7,5}Cu_{19,5}Sn_{1,8} | 100 | 248 | 33 |
Fe_{69,3}W_{10}Cu_{18,9}Sn_{1,8} | 97,0 | 239 | 20 |
(*) Polvo fuera del ámbito de la invención |
Los resultados demuestran que para mantener la
ductilidad es necesaria la adición de un elemento reforzador a la
fase del Fe. Estos datos también muestran claramente que el límite
para la adición de W es de aproximadamente el 10%. Para valores
mayores, la ductilidad es demasiado pequeña.
Se preparó un precursor de acuerdo con el método
del ejemplo 3 pero con una composición diferente. Se calentaron 20 g
de este precursor en presencia de una mezcla de gases, utilizando
una tasa de flujo de 100 l/h. La mezcla estaba formada por un 17% CO
y un 87% de H_{2}. El programa de calentamiento fue como
sigue:
- 50ºC/min hasta los 300ºC;
- 2,5ºC/min hasta los 770ºC.
A continuación, se mantuvo la temperatura
constante durante 2 horas, después de lo cual se modificó la
atmósfera a un 100% de H_{2}, manteniendo la temperatura de 770ºC
constante durante otra hora. A continuación, se modificó la
atmósfera a un 100% de N_{2} y el horno se apagó.
Se obtuvo un polvo metálico formado por un 20% de
Cu, un 58,5% de Fe, un 1,5% de Sn, un 10% de W, un 10% de Co (estos
porcentajes son únicamente de la fracción metálica) y un 0,88% de
oxígeno. La difracción por rayos X mostró la presencia de picos que
correspondían a WC, indicando la conversión parcial del W en WC. Las
partículas de polvo tenían un diámetro promedio de 2,0 \mum,
medido con el FSSS. Estos polvos están dentro del rango de
composición de la invención.
Utilizando métodos análogos a los ejemplos 1 a 4,
se fabricó un número de polvos prealeados en el sistema
Fe-Cu-Co-W-Mo-Sn-ODS.
La tabla 8 ofrece una visión general de los polvos que, tras la
sinterización a una temperatura de 850ºC o menor, tienen una
resistencia al impacto Charpy de más de aproximadamente 20
J/cm^{2}. Todas estas composiciones tienen una dureza de 200 HV10
o más. Todas estas composiciones están dentro del rango de
composición de la invención.
Utilizando métodos análogos a los ejemplos 1 a 4,
se fabricó un número de polvos prealeados en el sistema
Fe-Cu-Co-W-Mo-Sn-ODS.
La tabla 9 ofrece una visión general de los polvos que, tras la
sinterización a una temperatura de 850ºC o menor, tienen una
resistencia al impacto Charpy de menos de aproximadamente 20
J/cm^{2}. Estos polvos no están incluidos en la presente
invención.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
En las tablas 10a a 10e, se compara la
reactividad de sinterización de los polvos finos prealeados
producidos mediante la reducción de un precursor con la de polvos
gruesos producidos mediante aleación mecánica. Los polvos preparados
mediante la reducción de un precursor se fabricaron de acuerdo con
el proceso detallado en los ejemplos 1 a 3. Los polvos aleados
mecánicamente se fabricaron mediante el tratamiento de una simple
mezcla de polvos de metales individuales a 1000 rpm durante 3 horas
en un molino de bolas de alta intensidad Simoloyer® CM8 fabricado
por ZOZ GmbH en Alemania. Los dos tipos de polvos se sinterizaron en
una prensa caliente durante 3 minutos a las temperaturas
especificadas bajo una presión de 350 bares, y se midió la densidad
del conglomerado obtenido.
Reactividad de sinterización de polvos Fe_{53,5}Co_{20}Mo_{5}Cu_{20}Sn_{1,5} de acuerdo con la invención | ||
Proceso | Reducción de un precursor | Aleación mecánica |
Sympatec d50 (\mum) | 7,3 | 51 |
Oxígeno (%) | 0,16 | 0,45 |
Sinterización (ºC) | Densidad relativa (%) | Densidad relativa (%) |
725 | 91 | 94 |
750 | 95 | 97 |
775 | 98 | 98 |
800 | 99 | 98 |
\vskip1.000000\baselineskip
Reactividad de sinterización de polvos Fe_{73,5}Mo_{5}Cu_{20}Sn_{1,5} de acuerdo con la invención | ||
Proceso | Reducción de un precursor | Aleación mecánica |
Sympatec d50 (\mum) | 16,2 | 52 |
Oxígeno (%) | 0,44 | 0,41 |
Sinterización (ºC) | Densidad relativa (%) | Densidad relativa (%) |
750 | <80 | 99 |
800 | 85 | 99 |
850 | 99 | 99 |
900 | 99 | 99 |
\vskip1.000000\baselineskip
Reactividad de sinterización de polvos Fe_{74,5}Mo_{4}Cu_{20}Sn_{1,5} de acuerdo con la invención | ||
Proceso | Reducción de un precursor | Aleación mecánica |
Sympatec d50 (\mum) | 18,3 | 28 |
Oxígeno (%) | 0,41 | 0,39 |
Sinterización (ºC) | Densidad relativa (%) | Densidad relativa (%) |
750 | 78 | 96 |
800 | 84 | 98 |
850 | 96 | 99 |
900 | 97 | 99 |
Reactividad de sinterización de polvos Fe_{53,2}Co_{20}W_{5}Cu_{20}Sn_{1,8} de acuerdo con la invención | ||
Proceso | Reducción de un precursor | Aleación mecánica |
Sympatec d50 (\mum) | 9,8 | 55,8 |
Oxígeno (%) | 0,28 | 0,50 |
Sinterización (ºC) | Densidad relativa (%) | Densidad relativa (%) |
650 | 81 | 95 |
675 | 89 | 97 |
700 | 90 | 97 |
725 | 98 | 98 |
\vskip1.000000\baselineskip
Reactividad de sinterización de polvos Fe_{58,5}Co_{10}W_{10}Cu_{20}Sn_{1,5} de acuerdo con la invención | ||
Proceso | Reducción de un precursor | Aleación mecánica |
Sympatec d50 (\mum) | 9,4 | 54 |
Oxígeno (%) | 0,30 | 0,32 |
Sinterización (ºC) | Densidad relativa (%) | Densidad relativa (%) |
650 | 87 | 91 |
675 | 91 | 94 |
700 | 95 | 95 |
725 | 98 | 98 |
En las tablas 10a a 10e, se puede observar que
los polvos aleados mecánicamente pueden ser sinterizados eficazmente
a temperaturas de aproximadamente 100ºC por debajo a las
temperaturas necesarias para los polvos obtenidos mediante la
reducción de un precursor. Esto ocurre incluso aunque los polvos
producidos mediante aleación mecánica sean considerablemente más
gruesos que los polvos producidos mediante la reducción de un
precursor.
Claims (10)
1. Polvo prealeado con composición
Fe_{a}Co_{b}Ni_{c}Mo_{d}W_{e}Cu_{f}Sn_{g}(DS)_{h},
representando a, b, c, d, e, f, g y h los porcentajes en peso de los
componentes, siendo DS cualquiera entre un óxido de uno o más
metales del grupo formado por Mg, Mn, Ca, Cr, Al, Th, Y, Na, T y V,
un carburo de uno o más metales del grupo formado por Fe, W, Mo, Zr
y Ti, y una mezcla de dicho óxido y de dicho carburo, siendo los
otros componentes impurezas inevitables, donde
a + b + c + d +
e + f + g + h =
100,
d \leq 8, e
\leq 10, h \leq
2,
5 \leq f + g
\leq
45,
6,4 \leq f /
g \leq
25
y
1,5 \leq [a /
(b+c+2d+2e)] - 4h \leq
33,
teniendo además el polvo una
pérdida de masa por reducción en hidrógeno no superior al 2%, medido
de acuerdo con el estándar ISO
4491-2:1989.
2. Polvo prealeado de acuerdo con la
reivindicación 1, fabricado mediante aleación mecánica, y teniendo
un tamaño promedio de partícula (d50) inferior a 500 \mum.
3. Polvo prealeado de acuerdo con la
reivindicación 1, caracterizado por un tamaño de partícula
que no excede de 20 \mum, medido con el Sub Clasificador de Tamiz
de Fisher.
4. Polvo prealeado de acuerdo con una cualquiera
de las reivindicaciones 1 a 3, donde o bien b=0, c=0, o b+c=0.
5. Polvo prealeado de acuerdo con las
reivindicaciones 3 ó 4, caracterizado por un tamaño de
partícula que no excede de 15 \mum, y que preferiblemente no
excede de 10 \mum, medido con el Sub Clasificador de Tamiz de
Fisher.
6. Polvo prealeado de acuerdo con una cualquiera
de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizado porque el polvo
presenta una superficie específica de al menos 0,1 m^{2}/g, medido
de acuerdo con el BET.
7. Polvo prealeado de acuerdo con una cualquiera
de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizado porque el polvo
presenta una pérdida de masa por reducción en hidrógeno que no
excede del 1%, y que preferiblemente no excede del 0,5%, medido de
acuerdo con el estándar ISO 4491-2:1989.
8. Uso de polvos prealeados de acuerdo con una
cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7 para la fabricación de
objetos metálicos.
9. Uso de polvos prealeados de acuerdo con una
cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8 para la fabricación de
herramientas de diamante mediante sinterización en caliente o
prensado en caliente.
10. Proceso de preparación de una composición de
polvo de acuerdo con las reivindicaciones 1 ó 2, que consta de las
siguientes etapas:
- -
- proporcionar las cantidades de polvos elementales, prealeados o aleados de acuerdo con la composición del polvo,
- -
- someter dichas cantidades a una etapa de aleación mecánica.
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US9156137B2 (en) * | 2010-03-01 | 2015-10-13 | Federal State Budgetary Institution <Federal Agency for Legal Protection of Military, Special and Dual Use Intellectual Activity Results> | Copper based binder for the fabrication of diamond tools |
CN102407336A (zh) * | 2010-09-25 | 2012-04-11 | 李国平 | 一种短流程制备部分预合金铁粉的方法 |
CN104907554A (zh) * | 2014-03-12 | 2015-09-16 | 北京有色金属研究总院 | 一种粉末冶金用粉体材料及其制备方法与应用 |
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CN109722560B (zh) * | 2018-12-03 | 2020-09-08 | 江西理工大学 | 一种ZrC增强Cu-Fe基复合材料及其制备方法 |
CN110014146B (zh) * | 2019-05-22 | 2020-06-26 | 中国矿业大学 | 一种镍钼铁铬-金刚石合金复合粉末及其制备方法和用途 |
CN110480022B (zh) * | 2019-09-04 | 2022-06-21 | 泉州天智合金材料科技有限公司 | 一种FeNiCuSn预合金粉末、制备方法及应用 |
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US2238351A (en) * | 1940-12-24 | 1941-04-15 | Norton Co | Grinding wheel |
US2410512A (en) * | 1942-03-21 | 1946-11-05 | Koebel Diamond Tool Company | Diamond tool and method of making the same |
US2828197A (en) * | 1954-09-15 | 1958-03-25 | Norton Co | Metal bonded diamond wheels |
US3372010A (en) * | 1965-06-23 | 1968-03-05 | Wall Colmonoy Corp | Diamond abrasive matrix |
US3591362A (en) * | 1968-03-01 | 1971-07-06 | Int Nickel Co | Composite metal powder |
SU452489A1 (ru) * | 1973-01-15 | 1974-12-05 | Институт сверхтвердых материалов | Металлическа св зка |
SU1689053A1 (ru) * | 1989-07-24 | 1991-11-07 | Научно-производственное объединение по природным и искусственным алмазам и алмазному инструменту | Металлическа св зка на основе железа дл алмазного инструмента |
JPH0949035A (ja) * | 1995-08-10 | 1997-02-18 | Osaka Diamond Ind Co Ltd | 構成部品用焼結体及びその製造方法 |
BE1009811A3 (fr) * | 1995-12-08 | 1997-08-05 | Union Miniere Sa | Poudre prealliee et son utilisation dans la fabrication d'outils diamantes. |
ATE214435T1 (de) * | 1997-04-29 | 2002-03-15 | Umicore S A Nv | Vorlegiertes kupferenthaltendes pulver und seine verwendung in der herstellung von diamantwerkzeugen |
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