WO2012163804A1 - FeNi-BINDER MIT UNIVERSELLER EINSETZBARKEIT - Google Patents

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WO2012163804A1 PCT/EP2012/059748 EP2012059748W WO2012163804A1 WO 2012163804 A1 WO2012163804 A1 WO 2012163804A1 EP 2012059748 W EP2012059748 W EP 2012059748W WO 2012163804 A1 WO2012163804 A1 WO 2012163804A1
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Benno Gries
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel

Definitions

  • the invention relates to a process for producing a composite material obtainable by sintering a composition containing a hard carrier and a FeCoNi or FeNi based base binder alloy.
  • the invention relates to a sintered composite material, which is obtainable according to the method and its use for tools or components, in particular forming, crushing or cutting tools.
  • Cemented carbide is a sintered composite of hardeners, such as carbides and a binder alloy.
  • Carbides are used in many different ways and are used, for example, for processing practically all known materials. Carbides may also be used, for example, as a structural component, as a forming or comminution tool or for a variety of other purposes, where it depends particularly on wear resistance, mechanical strength or high temperature resistance.
  • a common field of application is the cutting of metallic materials. Due to machining, forming and friction processes locally limited temperatures up to 800 ° C. In other cases, forming operations of metallic workpieces are performed at high temperatures, such as forging, wire drawing or rolling.
  • the tool is under mechanical stress, which can lead to deformation of the carbide tool. Therefore, high-temperature creep resistance (in practice, the hot hardness is usually determined as a replacement) is an important property of the carbide tool.
  • the fracture toughness (KiC) is also an important factor in all applications, since otherwise the tool or component can not cope with and break mechanical peak loads.
  • the wear resistance, the hot hardness, the fracture toughness and the related strength (the latter most often expressed as flexural strength) can be adjusted by the size of the carbide phase and its proportion of the hard metal composition.
  • the present invention relates to novel hard metals having a FeNi or FeCoNi based binder alloy, which are characterized in hardness (Vickers hardness according to ISO 3878), fracture toughness (KiC, calculated according to the Shetty formal of crack lengths and Vickers hardness impression size) and hot hardness properties hitherto conventional hard metals correspond to a Co-based binder alloy.
  • base binder alloying is meant also pure metals with unavoidable impurities, for example, available as commercially available nickel and cobalt metal powders.
  • Ni metal powders are used as a base alloy for the production of corrosion-resistant, oxidation-resistant or non-magnetisable hard metals.
  • the sintering in the liquid phase leads to the formation of a binding alloy based on Ni.
  • This binder alloy contains elements such as W, Co, Cr, Mo, or others added to the cemented carbide base as a metal powder or carbide, for example, and their contents in the pure Ni by alloying in the liquid phase sintering to the resulting Ni-base alloy. These elements lead to a better corrosion resistance compared to pure nickel.
  • Hard metals with Ni as a binder-based alloy are not universally used because of their low hardness values compared to those bound with Co-base alloys.
  • hard metals bonded with Ni-base alloys are characterized by comparatively low thermal hardness. Therefore, they are not used in the machining of metallic materials.
  • FeCoNi-based alloys are known as carbide binders.
  • their disadvantages are their low KiC values, which are proportional to the strength according to the Griffith equation up to binder contents of about 12% by weight.
  • KiC values of a cemented carbide based on tungsten carbide (average powder diameter: 0.6 pm) with 7.5% FeCoNi 40/20/40 are between 8.2 and 9.5 MPa m 1/2
  • a hard metal with the same volume fraction of cobalt corresponding to 8 wt .-% due to higher density of cobalt compared to FeCoNi 40/20/40 reaches a KiC of 9.5 MPa m 1/2 .
  • the hot curing of hard metals with FeCoNi base alloys as binders are usually lower at higher temperatures than those bound with cobalt base alloys.
  • FeNi-based alloys are also known as binders.
  • US-Al-2002/0112896 describes FeNi alloys based on 35 to 65% Ni and 65 to 35% Fe.
  • the strength of the described base alloy FeNi 50/50 at room temperature, however, is comparatively low;
  • a carbide with 7.4% FeNi 50/50 volume fraction of the binder corresponding to 8 wt .-% cobalt due to the lower density of FeNi 50/50
  • KiC 8.5 MPa m 1/2
  • FeNi-based alloys with 10 to 50% Ni, Fe 90 to 50% from the dissertation Wittmann (TU Vienna) are known.
  • hard metals are with a FeNi 50/50 base alloy having a tungsten solubility in the binder alloy of at most 19.4% equivalent to a cobalt base alloy (maximum 20% W in the binder alloy) in terms of the thermal hardness.
  • tungsten carbides with Ni-base alloys are inferior to the above two with respect to the hot hardness, and are therefore not used for applications where it comes to high hot hardness such as in metal cutting.
  • WO-A2-2010 / 046224 describes the use of molybdenum doped FeCoNi-, Co-, Ni- and Ni-based powdered metal powders alloyed with molybdenum.
  • the hot curing of a WC and 8% Co is not fully achieved with 82% of the maximum magnetic saturation ( Figure 2 of WO-A2-2010 / 046224).
  • the KiC very much depends on the carbon content of the cemented carbide (Example 4 of WO-A2-2010 / 046224), which tends to fluctuate in the industrial practice of sintering.
  • cemented carbide lung In addition, a statistically significant increase in the incidence of pulmonary fibrosis has been observed in the cemented carbide industry, which is observed in association with the handling of dust-like cemented carbide.
  • the disease is also referred to as "cemented carbide lung".
  • Pressing and sintering of powdered tungsten carbide formulations releases respirable dusts due to the process. If grinding is used in the sintered or pre-sintered state of the hard metal, very fine, breathable dusts (grinding dusts) are also produced.
  • an acute inhalation toxicity may additionally occur during the grinding of pre-sintered hard metals or also sintered hard metals.
  • An object of the present invention was therefore in terms of improving occupational safety, hard metals, ie. To provide sintered composites that have a reduced acute toxic effect.
  • the present invention is a process for producing a composite material comprising sintering a composition comprising a) at least one hardness carrier and
  • the base binder alloy has a weight ratio of iron: nickel of from 1: 2 to 1:13, preferably 1: 2.5 to 1:12, more preferably 1: 3 to 1:10, and most preferably 1: 3 to 1: 9, more preferably 1: 4 to 1: 8, for example 1: 4 to 1: 7.
  • base binder alloys comprising 66 to 90% by weight, preferably 70 to 90% by weight of nickel.
  • Base binder alloys having 10 to 34 wt% iron are preferred. Particularly preferred is an iron content in the base binder alloy of 10 to 30 wt .-%.
  • the base binder alloy contains the Basisbindeleg ist therefore less than 8 wt .-%, preferably less than 5 wt .-%, in particular less than 1 wt .-% of cobalt.
  • the base binder alloy is substantially free of cobalt.
  • the base binder alloy is substantially free of other elements, in particular substantially free of metals other than nickel and iron.
  • Nonmetals such as carbon, oxygen and nitrogen may be present in the base binder alloys and are acceptable because their contents in the sintered composite may be desirable and may volatilize in whole or in part during sintering.
  • the element in an amount of less than 0.5 wt .-%, preferably less than 0.1 wt .-%, more preferably less than 0.08 wt .-% and in particular less than 0.02 wt .-% and in particular less than 0.001 wt .-%, for example less than 0.005 wt .-%, each based on the total weight of the base binder alloy, is present.
  • the base binder alloy contains less than 0.1% by weight, preferably less than 0.08% by weight, in particular less than 0.02% by weight, in particular less than 0.01 Wt .-% molybdenum.
  • the hardness carrier is selected from the group consisting of carbides, nitrides, borides and carbonitrides. These particularly preferably contain one or more elements of the 4th, 5th or 6th subgroup of the periodic table. It may be both binary hardness carrier, in particular tungsten carbide, as well as to ternary hardness carrier, such as tantalum-niobium mixed carbide, titanium carbonitride or tungsten-titanium carbide or even quaternary, such as tungsten-titanium-carbonitride or tungsten-titanium-niobium Tantalum carbide.
  • the hardness carrier is selected from the group consisting of titanium carbide, chromium carbide, tantalum carbide, niobium carbide, vanadium carbide, molybdenum carbide, tantalum-niobium mixed carbide, titanium carbonitride, tungsten-titanium carbide, tungsten-titanium carbonitride, and in particular tungsten carbide.
  • the hardness carrier comprises at least 50 wt.% Tungsten carbide, based on the total weight of the hardness carriers. In a further preferred embodiment, the hardness carrier comprises at least 50% by weight of titanium carbonitride, based on the total weight of the hardness carriers.
  • the hardness carriers are preferably in powder form.
  • the powders have an average particle diameter of 0.01 to 150, preferably 0.1 to 100 pm.
  • the average particle diameter is determined according to ASTM B330.
  • the hardness carriers preferably have a hardness above 800 kg / mm 2 , in particular above 1000 kg / mm 2 (measured in accordance with ISO 6507, Part 2).
  • the composition used in the process of the invention may preferably contain various powdery components.
  • the binder-based alloy based on FeNi or FeCoNi may be provided by prealloyed or melt-derived powders, but also by metal powders, i. for example, by iron, nickel and optionally cobalt powder.
  • the hardness carrier and / or the base binder alloy is present in powder form.
  • the base binder alloy is present as alloy powder.
  • compositions used in the process according to the invention may optionally also contain other components as additives, such as Metals, for example selected from the group consisting of rhenium, molybdenum, chromium and aluminum.
  • additives such as Metals, for example selected from the group consisting of rhenium, molybdenum, chromium and aluminum.
  • elemental tungsten or elemental carbon may be preferably used since it is suitable for correcting the carbon content of the composite after sintering.
  • intermetallic compounds such as, for example, Ni 3 Al or chromium nitride decomposing during sintering, to the compositions to be sintered.
  • additives may constitute up to 20% by weight, preferably up to 10% by weight, the weight data being based on the total weight of the composition.
  • the composition to be used in the process according to the invention comprises from 50% by weight to 97% by weight of hard carrier, more preferably from 60% by weight to 96% by weight, in particular from 70% by weight to 96% by weight. % Hardness carrier, in each case based on the total weight of the composition.
  • the composition contains from 3 to 50% by weight of the base binder alloy, preferably from 4 to 40% by weight, in particular from 4 to 30% by weight, of the base binder alloy, based in each case on the total weight of the composition.
  • the total weight of base binder alloy, hardness carrier and optionally present additives is supplemented to 100 wt .-%.
  • the sintering is preferably carried out at temperatures above 1000 ° C, more preferably above 1100 ° C and in particular at temperatures between 1150 ° C and 1600 ° C.
  • the sintering is in the presence of liquid phase.
  • the base binder alloy is completely or partially present in liquid form during the sintering process.
  • the duration of sintering may vary. Usually sintering takes place over a period of at least 5 minutes, preferably at least 10 minutes. Sintering time and sintering temperature are related because at higher sintering temperatures the time required for complete compaction can be shortened. The necessary sintering time and in particular temperature also depends strongly on the content of binder base alloy. For example, while at a base binder alloy content of 20% by weight, the sintering temperature could be reduced to as low as 1250 ° C, with 5% by weight base binder alloy, temperatures in excess of 1400 ° C are desirable.
  • the realizable sintering times depend on the heat capacity of the sintering furnaces, since they can not be heated and cooled arbitrarily fast to sintering temperature. However, very short sintering times of a few minutes can be achieved by microwave sintering or so-called SPS sintering.
  • the process according to the invention comprises the following steps: a) providing a dispersion comprising a composition comprising a hardness carrier and a base binder alloy, as defined above, in a solvent,
  • step a) The provision of the dispersion described in step a) is carried out in a preferred embodiment by adding a solvent to a pulverulent composition containing a hardness carrier and base binder alloy powder.
  • Preferred solvents are those which have a boiling point of ⁇ 250 ° C at 1 bar.
  • alcohols in particular aliphatic alcohols, for example ethanol, and water or mixtures thereof, for example mixtures of water and organic solvents, in particular water and alcohols.
  • organic solvents in particular selected from the group consisting of ketones and hydrocarbons, for example acetone and aliphatic hydrocarbons, such as heptane and hexane.
  • the grinding of the dispersion prepared in step a) can be carried out with milling tools familiar to the person skilled in the art. Particularly preferably, the grinding of the dispersion takes place in a ball mill or an attritor, which are particularly preferably equipped with hard metal balls.
  • the dispersion may optionally additionally contain organic auxiliaries, such as waxes, dispersion aids, inhibitors, adhesives or emulsifiers, before the drying step.
  • step b) is followed by preparing a powder by drying the dispersion.
  • the dispersion may, for example, be spray-dried or dried under reduced pressure.
  • the dried powder from step c) is used to produce compacts or extrudates.
  • the pressing of the dried powder is preferably carried out in suitable tools, or isostatically.
  • step e) the compact or the extrudate is sintered.
  • the sintering is carried out in the presence of a protective gas atmosphere or under reduced pressure.
  • the sintered composites are further densified at elevated pressure in a separate or integrated post-densification step.
  • the pressing and the sintering are carried out simultaneously and preferably by additional application of electric fields or currents. These can provide an elevated temperature during sintering and compression.
  • the composite materials obtained according to the method according to the invention are optionally subsequently ground to the required shape, wherein tools for metal cutting can usually be further coated by means of chemical vapor deposition techniques (CVD) or physical vapor deposition (PVD) or combined processes.
  • CVD chemical vapor deposition techniques
  • PVD physical vapor deposition
  • a further subject of the present invention is a sintered composite material obtainable according to the method according to the invention.
  • the composite materials according to the invention include as binder alloy one or more elements of the group Fe, Ni and optionally Co.
  • binder alloy elements whose content in the binder alloy in contrast to the above is not arbitrary, but the result of solubilities and Balance settings during sintering are. These are in particular W, Mo and Cr, but in smaller amounts, other carbide-forming metals (for example, V, Ti, Zr, Hf, Ta, Nb) and in particular carbon, but also non-carbide-forming metals such as rhenium and ruthenium.
  • the binder alloy present in the sintered hard metal therefore only forms during sintering from the base alloy and the equilibrium settings with the other components that are still contained in the hard metal.
  • the base alloy may already contain such elements. However, the final composition of the binder alloy does not become established until sintering and subsequent cooling of the cemented carbide.
  • the binder alloy may also contain one or more elements selected from the group consisting of W, Mo, Cr, V, Ta, Nb, Ti, Zr, Hf, Re, Ru, Al, Mn, C.
  • These elements have limited solubility both in the FeNi base alloy and in other base alloys, and their contents set according to their thermodynamic stability during sintering and cooling due to their temperature-dependent solubility in addition to the carbon content according to the principle of solubility of the carbides.
  • the sum of these elements in the binder alloy according to the invention is therefore generally less than 30 wt .-%, based on the total weight of the binder alloy of the sintered composite material.
  • the binder alloy of the sintered composite of the invention comprises up to 30% by weight of one or more elements selected from the group consisting of W, Mo, Cr, V, Ta, Nb, Ti, Zr, Hf, Re, Ru , AI, Mn, B, N and C.
  • the selection and contents of the above elements have an influence on the properties of the binder alloy.
  • W, Cr and Mo increase the hot hardness due to their solubilities on the order of not more than 5 to 25% by weight. Therefore, it is desirable in industrial practice to set the carbon of the cemented carbide so low that the contents of these elements in the binder alloy are as high as possible without causing harmful carbon deficiency phases (so-called eta phases).
  • the actual dissolved tungsten content in hard metals with Co base alloys is determined by the magnetic saturation. If the magnetic saturation of the Co content of pure WCCo hard metals is less than 70% that of pure cobalt, eta phases are formed. For industrial reasons, however, a safety margin is kept to this limit for reasons of process safety.
  • the sintered composite materials according to the invention can be ground and coated, depending on the requirement of the intended application. They can also be used in tool holders, joined, soldered or diffusion welded.
  • the cemented carbides according to the invention can be used for all applications where cemented carbides with a cobalt, nickel, CoNi, FeNi or FeCoNi-based cemented carbide are used today.
  • the hard metal part present after sintering and optionally after the grinding or electro-eroding finish advantageously has a defined geometry.
  • This may particularly preferably be elongated (for example ground out of a sintered round rod), but particularly preferably also plate-shaped for the rotary or milling machining of materials such as, for example, metals, bricks and composite materials.
  • the cemented carbide tools may preferably have one or more coatings from the classes of nitrides, borides, oxides or superhard layers (eg diamond, cubic boron nitride). These can be applied by PVD or CVD methods or their combinations or variations and still be changed after application in their residual stress state.
  • carbide parts may also be in a preferred manner but also carbide parts further and arbitrary geometry and application, such as forging tools, forming tools, countersinks, components, knives, peeling plates, rollers, stamping tools, pentagonal drill bits for soldering, mining chisel, milling tools for milling processing of concrete and asphalt , Mechanical seals and any other geometry and application.
  • the carbide may also have the surface resulting from sintering, and optionally subsequently coated or uncoated used.
  • Another object of the present invention is the use of the sintered composite material according to the invention for tools or components.
  • the sintered composite materials according to the invention can be used for forming or comminution tools.
  • the tool is a tool for cutting metallic tools or for forming metallic workpieces at high temperatures, for example a tool for forging, wire drawing or rolling.
  • Another object of the present invention is the use of a
  • the ethanol was separated by distillation in vacuo, and pressed the obtained hard metal powder axially at 150 MPa and sintered at 1420 ° C.
  • the plate-shaped hard metal pieces were ground, polished and examined for their properties. Both batches showed no eta phases or carbon precipitates as sinters.
  • the different carbon content after sintering and the consequent different tungsten content in the binder metal alloy is the result of mass transfer during sintering.
  • the binder metal alloy in the base is cobalt, with proportions of tungsten and possibly carbon.
  • the room temperature hardness was determined to be Vickers hardness HV30 according to ISO 3878 as well as the hot hardness at selected Temperatures up to 800 ° C under protective gas measured ( Figure 1).
  • both hard metal batches were sintered again and the pieces obtained had a density of 14.79 g / cm 3 and a magnetic saturation of 127 (+/- 1) GcmVg, corresponding to 78.5% of the theoretically possible magnetic saturation, in the case of " The "high carbon” variant had an average density of 14.75 (+/- 0.01) g / cm 3 and a magnetic saturation of 133 (+/- 1) Gcm 3 / g, corresponding to 82% of the theoretical saturation.
  • the fracture toughness KiC was determined according to the formula of Shetty:
  • KiC 0.0028 x 9.81 x (HV30 / R) 1/2 (in MPa m 1/2 )
  • HV30 Vickers hardness at 30 kg load (kg / mm 2 )
  • Example 1 was repeated except that the two batches consisted of 461.5 g tungsten carbide with 0.6 ⁇ m grain size and the binder metal base comprised 38.5 g of an alloy powder with 15% by weight Fe and 85% by weight Ni.
  • the carbon content of these hard metal batches was adjusted by carbon black addition (5.55% for the "low carbon” variant or 5.65% for the "high carbon” variant), which after sintering at 1440 ° C. for 60 neither eta phases nor carbon precipitations are obtained.
  • the different carbon content after sintering and the consequent different tungsten content in the binder metal alloy is the result of mass transfer during sintering.
  • the binder metal alloy in the base consists of iron and nickel in a weight ratio of 1: 5.7, alloyed with proportions of tungsten and possibly carbon.
  • the room temperature hardnesses are slightly lower than those of Example 1, which is due to the low hardness and higher plasticity of the austenitic base alloy.
  • the fracture toughness even taking into account the somewhat lower hardnesses, is at least at the same level as in example 1.
  • Increasing carbon values in the sintered material correlate with increasing magnetic saturation and - due to the low density of graphite - with decreasing density.
  • the hot hardnesses were determined as before (see Figure 1 for results). For this purpose, new sintered bodies were made from the existing hard metal approaches.
  • the room-temperature hardnesses in the hot-cure curve are not consistent with those in the above Tables of Examples 1 and 2 since they were determined using another hardness tester, the hot-hardness tester.
  • Example 4 (comparative example, not according to the invention) Analogously to Example 1 were hard metals with 7.4 wt .-% of a FeNi 50 / 50- alloy powder (AMPERSINT MAP ® A5000, producers H .C. Starck GmbH, Germany) as a base binder alloy.
  • the volume fraction of the base binder alloy corresponds to that of Example 1.
  • the KiC values were between 8.3 and 8.6 MPa m 1/2 .
  • FIG. 2 shows that the hot hardnesses correspond to those of a corresponding cemented carbide with cobalt as the binder alloy base.
  • hard metals with a FeNi 50/50 based alloy have at least the same thermal hardness, but show comparatively low KiC values, which means that cemented carbide bonded in this way can not be used universally (FIG. 3).
  • carbides with this binder-based alloy can be used for turning metal, but not for milling because of their low KiC value, since the mechanical shock resistance is insufficient.
  • Hard metals with different Fe / Ni ratios between 35/65 and 0/100 were prepared analogously to Example 1.
  • the volume fraction of the binder base alloy was that of Example 1.
  • the Fe: Ni ratio variation in the binder base alloy was adjusted by FeNi 50/50 as in Example 4 (Fe: Ni ratio 1: 1) and Ni. Powders (manufacturer: Vale-Inco, GB, type 255) were used in amounts such that the desired Fe: Ni ratio was obtained, and the volume fraction of Example 1 was achieved.
  • By additionally varying the carbon content in the batches it was ensured that all cemented carbides were free of carbon deposits and of eta phases after sintering. All hard metals were sintered together at 1420 ° C for 60 minutes.
  • FIGS 2 and 3 show the results of Example 4 and Examples 1 and 4 in comparison. It is clear that the hardness falls only very slightly with increasing nickel contents, while the KiC slightly increases and at about 65% Ni the values of Comparative hard metals reached from Example 1. This also applies to the KiC, whose values tend to larger relative errors at values over 10.
  • the KiC values were calculated from the crack lengths according to Shetty's formula. Since very short crack lengths lead to large relative errors when reading the crack length under the microscope, but on the other hand short crack lengths result in high KiC values, the relative error of the KiC steadily increases with the measured value itself, which can be seen very clearly in FIG. Surprisingly, the hardness barely drops from 50% Ni to unexpectedly high Ni contents of 90%. The course of the hardness is surprisingly almost constant up to values of 90% Ni, then drop off abruptly. It can be interpolated that the required hardness level, which results from the lower hardness value of Comparative Example 1, is achieved at Ni contents of up to 93%.
  • the combination of properties of the WCCo cemented carbides of Example 1 are obtained with a Fe / Ni ratio of between about 34/66 (corresponding to about 1: 2) and 7/93 reached (corresponding to about 1:13), including falls off the KiC, about the hardness drops sharply and sharply.

Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs umfassend das Sintern einer Zusammensetzung enthaltend a) mindestens einen Härteträger und b) einer Basisbindelegierung, umfassend α) 66 bis 93 Gew.-% Nickel, ß) 7 bis 34 Gew.-% Eisen und Y) 0 bis 9 Gew.-% Kobalt, wobei sich die Gewichtsanteile der Basisbindelegierung zu 100 Gew.-% ergänzen.

Description

FeNi-Binder mit universeller Einsetzbarkeit
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs, welcher durch Sintern einer Zusammensetzung, enthaltend einen Härteträger und eine Basisbindelegierung auf FeCoNi- oder FeNi-Basis, erhältlich ist. Darüber hinaus betrifft die Erfindung einen gesinterten Verbundwerkstoff, welcher gemäß dem Verfahren erhältlich ist sowie dessen Verwendung für Werkzeuge oder Bauteile, insbesondere Umform-, Zerkleinerungs- oder Zerspanungswerkzeuge. Hartmetall ist ein gesinterter Verbundwerkstoff aus Härteträgern, wie beispielsweise Carbiden und einer Bindelegierung. Hartmetalle werden sehr vielfältig eingesetzt und werden beispielsweise zur Bearbeitung praktisch aller bekannten Werkstoffe eingesetzt. Hartmetalle können ferner beispielsweise als Konstruktionsbauteil, als Umform- oder Zerkleinerungswerkzeug oder für vielfältige andere Zwecke eingesetzt werden, wo es besonders auf Verschleißfestigkeit, mechanische Festigkeit oder Hochtemperaturfestigkeit ankommt. Ein häufiges Anwendungsgebiet ist die Zerspanung von metallischen Werkstoffen. Dabei entstehen durch Zerspanungs-, Umform- und Reibungsvorgänge örtlich begrenzt Temperaturen bis über 800°C. In anderen Fällen werden Umformvorgänge metallischer Werkstücke bei hohen Temperaturen durchgeführt, wie beim Schmieden, Drahtziehen oder Walzen. Dabei steht das Werkzeug unter mechanischer Spannung, die zur Deformierung des Hartmetallwerkzeugs führen kann. Daher ist Hochtemperatur- Kriechbeständigkeit (in der Praxis wird meistens ersatzweise die Warmhärte bestimmt) eine wichtige Eigenschaft des Hartmetallwerkzeuges. Aber auch die Risszähigkeit (KiC) ist in allen Anwendungen eine wichtige Größe, da sonst das Werkzeug oder Bauteil mechanischen Spitzenbelastungen nicht gewachsen ist und brechen kann. Die Verschleißfestigkeit, die Warmhärte, die Risszähigkeit sowie die hiermit zusammenhängende Festigkeit (letzere meist angegeben als Biegebruchfestigkeit) können über die Größe der Carbidphase und deren Anteil der Hartmetallzusammensetzung eingestellt werden.
Daneben hängen die Eigenschaften der Hartmetalle aber auch stark von der verwendeten Bindelegierung ab. Risszähigkeit, Korrosion und Warmhärte werden hauptsächlich durch die Natur der Bindelegierung und deren Basis bestimmt. Die vorliegende Erfindung betrifft neuartige Hartmetalle mit einer FeNi- oder FeCoNi- basierten Bindelegierung, die in Härte (Vickershärte nach ISO 3878), Rißzähigkeit (KiC, errechnet nach der Formal von Shetty aus den Risslängen und der Größe des Vickershärteeindrucks) sowie Warmhärte den Eigenschaften denjenigen der bisher üblichen Hartmetalle mit einer Co-basierten Bindelegierung entsprechen.
Aus verschiedenen Gründen werden anstelle von Kobalt als Basislegierung andere Binderbasislegierungen in speziellen Hartmetallen verwendet. Unter „Basisbindelegierung" werden auch reine Metalle mit unvermeidlichen Verunreinigungen verstanden, z.B. erhältlich als marktübliche Ni- und Kobalt- Metallpulver.
Beispielsweise werden Ni-Metallpulver als Basislegierung zur Herstellung von in Säuren korrosionsfesten, oxidationsfesten oder nicht magnetisierbaren Hartmetallen eingesetzt. Durch die Sinterung in flüssiger Phase kommt es zur Bildung einer Bindelegierung auf Basis von Ni. Diese Bindelegierung enthält Elemente wie W, Co, Cr, Mo oder andere, die beispielsweise als Metallpulver oder als Karbid dem Hartmetallansatz zugegeben wurden, und deren Gehalt in der aus reinem Ni durch Legieren beim Flüssigphasensintern zu der so entstehenden Ni- Basis-Legierung führen. Diese Elemente führen im Vergleich zum reinen Nickel zu einer besseren Korrosionsfestigkeit. Hartmetalle mit Ni als Binderbasislegierung werden aufgrund ihrer geringen Härtewerte - im Vergleich zu solchen mit Co- Basis-Legierungen gebundenen - nicht universell eingesetzt. Ferner zeichnen sich mit Ni-Basis-Legierungen gebundene Hartmetalle durch vergleichsweise niedrige Warmhärten aus. Daher werden sie bei der Zerspanung von metallischen Werkstoffen auch nicht eingesetzt.
Weiterhin sind FeCoNi-Basis-Legierungen als Hartmetallbinder bekannt. Nachteilig sind jedoch deren niedrige KiC-Werte, die der Festigkeit nach der Griffith-Gleichung bis zu Bindergehalten von ca. 12 Gew.-% proportional ist. So liegen die KiC-Werte eines Hartmetalls aus einem Härteträger auf Wolframcarbid-Basis (mittlerer Pulverdurchmesser: 0,6 pm) mit 7.5% FeCoNi 40/20/40 bei Werten zwischen 8,2 und 9,5 MPa m1/2, während ein Hartmetall mit dem gleichen Volumenanteil an Kobalt (entsprechend 8 Gew.-% aufgrund der höheren Dichte von Kobalt, im Vergleich zu FeCoNi 40/20/40) einen KiC von 9,5 MPa m1/2 erreicht.
Die Warmhärten von Hartmetallen mit FeCoNi-Basislegierungen als Binder sind bei höheren Temperaturen meistens geringer als solche, die mit Kobalt- Basislegierungen gebunden sind .
Es sind ferner FeNi-Basis-Legierungen als Binder bekannt. US-Al-2002/0112896 beschreibt FeNi-Legierungen auf Basis von 35 bis 65% Ni und 65 bis 35% Fe. Die Festigkeit der beschriebenen Basislegierung FeNi 50/50 bei Raumtemperatur ist jedoch vergleichsweise gering; so weist ein Hartmetall mit 7,4% FeNi 50/50 (Volumenanteil des Binders entsprechend 8 Gew.-% Kobalt aufgrund der niedrigeren Dichte des FeNi 50/50) einen KiC von lediglich 8,5 MPa m1/2 auf. Weiterhin sind FeNi-Basis-Legierungen mit 10 bis 50%Ni, Fe 90 bis 50% aus der Dissertation Wittmann (TU Wien) bekannt. Diese weisen beispielsweise bei 15%Ni und 85% Fe sehr hohe KiC -Werte auf (über solchen, die mit Kobalt als Binderbasislegierung erreichbar sind, siehe Ergebnisse von Wittmann, ausgewertet veröffentlicht in : L. Prakash und B. Gries, Proceedings 17th Plansee Seminar 2009, Vol .2, HM 5/1). Dies gilt auch für ein FeNi 75/25 (siehe vorstehende Quelle, dort bezeichnet als „A2500"). Allerdings liegen die Warmhärten von Hartmetallen mit Fe-reichen FeNi-Basis-Bindelegierungen oberhalb von 400°C deutlich unter solchen, die mit Co-Basislegierungen gebunden sind, dies wird am Beispiel einer Basislegierung von FeNi 82/18 deutlich (Proceedings International Conference on Tungsten, Refractory and Hard Metals, Washington, 2008, dort als„M 1800" bezeichnet).
Einen Versuch zur Erklärung der Abhängigkeit der Warmhärte von Hartmetallen von der Zusammensetzung der verwendeten FeCoNi-Basislegierungen liefert die maximale Löslichkeit von Wolfram in der Bindemetalllegierung, die sich nach der Hartmetallsinterung einstellen kann (B. Gries, Proceedings EUROPM 2009 Copenhagen, Oktober 10-12, 2009). Danach müsste jedoch die maximale Warmhärte von Hartmetallen mit FeNi-Basis-Legierung bei einer Bindelegierung mit reinem Ni liegen, da hier mit etwa 25 Gew.-% die maximale Löslichkeit von Wolfram in der Bindelegierung auftritt. In der Praxis sind aber Hartmetalle mit einer FeNi 50/50-Basislegierung mit einer Wolframlöslichkeit in der Bindelegierung von maximal 19,4% solchen mit einer Kobalt-Basis-Legierung (maximal 20% W in der Bindelegierung) in Bezug auf die Warmhärte äquivalent. Trotz der noch höheren Löslichkeit an Wolfram sind Hartmetalle mit Ni- Basislegierungen beiden vorgenannten in Bezug auf die Warmhärte unterlegen, und werden daher für Anwendungen, wo es auf hohe Warmhärte ankommt wie beispielsweise bei der Metallzerspanung, nicht eingesetzt.
Es sind ferner aus EP-Bl-1 488 020 FeCoNi-Basislegierungen mit 10 bis 75%Co als Hartmetallbinder mit fcc-Struktur für spezielle Zerspanungsaufgaben bekannt, die den bei der Zerspanung von speziellen Stählen auftretenden Adhäsionsverschleiß reduzieren sollen. Die Warmhärten von derartigen Hartmetallen mit austenitischen FeCoNi-Basislegierungen sind solchen mit Kobalt-Basislegierungen deutlich unterlegen. Es ist ferner anzunehmen, dass zudem die Festigkeitswerte von Hartmetallen aus diesen austenitischen Bindelegierungen geringer sein werden, im Vergleich zu solchen Hartmetallen, welche mit einer Kobalt-Basis-Legierung gebunden sind.
WO-A2-2010/046224 beschreibt die Verwendung von mit Molybdän dotierten, pulverförmigen Metallpulvern auf FeCoNi-, Co-, Ni- und Ni-Basis, legiert mit Molybdän. Jedoch werden oberhalb von 400°C die Warmhärten eines WC und 8% Co mit 82% der maximalen magnetischen Sättigung nicht ganz erreicht (Figur 2 der WO-A2-2010/046224). Zudem hängt der KiC sehr stark vom Kohlenstoffgehalt des Hartmetalls ab (Beispiel 4 der WO-A2-2010/046224), welcher in der industriellen Praxis der Sinterung zu Schwankungen neigt. Somit hängt die sichere Erreichung der geforderten Eigenschaften Härte, KiC und Warmhärte empfindlich von der Kontrolle des Kohlenstoffhaushaltes ab, was unter industriellen Bedingungen nicht immer sicherzustellen ist. Zusammenfassend kann man sagen, dass weder Ni-, FeNi- noch FeCoNi- Basislegierungen als Hartmetallbinder zu universell und industriell verwendbaren Hartmetallen führen, die gleichzeitig in den Punkten KiC, Härte und Warmhärte mit solchen vergleichbar sind, die Bindelegierungen auf Kobaltbasis gebunden sind. Aus Gründen der Gesundheitsgefährdung durch Kobalt sowie aus Gründen der Ressourcenschonung wäre es jedoch wünschenswert, einen möglichst vollständigen Ersatz von Kobalt als Bindelegierungsbasis durch FeNi oder FeNi mit geringen Kobaltanteilen, möglichst unter 10%, bereitzustellen. Insbesondere führen Gehalte an Eisen in der Bindelegierung und in der Binderbasislegierung zu einer Verringerung oder Vermeidung bei der Erzeugung von Hyperoxid- Radikalen, wie sie bei der Kontaktkorrosion von WC mit Kobalt in Gegenwart von Wasser und Sauerstoff entstehen.
Darüber hinaus wurde in der Hartmetallindustrie ein statistisch signifikantes vermehrtes Auftreten von Lungenfibrosen beobachtet, welches in Verbindung mit dem Umgang von staubförmigem Hartmetall beobachtet wird . Das Krankheitsbild wird auch als "Hartmetall-Lunge" bezeichnet. Bei der gängigen Herstellung von Hartmetall über pulvermetallurgische Herstellverfahren, d .h. Pressen und Sintern von pulverförmigen Hartmetallformulierungen, werden verfahrensbedingt atembare Stäube freigesetzt. Falls im gesinterten oder vorgesinterten Zustand des Hartmetalls schleifende Bearbeitung angewendet wird, entstehen ebenfalls sehr feine, atembare Stäube (Schleifstäube). Insbesondere bei vorwiegend kobalthaltigen Hartmetallen kann zudem eine akute Inhalationstoxizität bei der Schleifbearbeitung vorgesinterter Hartmetalle oder auch gesinterter Hartmetalle auftreten. Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung war es daher im Sinne einer Verbesserung des Arbeitsschutzes, Hartmetalle, d .h. gesinterte Verbundwerkstoffe zur Verfügung zu stellen, die eine verringerte akut toxische Wirkung haben.
Weiterhin ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs zur Verfügung zu stellen, welches zu Hartmetallen führt, die sowohl bezüglich der Warmhärte als auch in Bezug auf Härte und Risszähigkeit zumindest gleichwertig zu solchen Verbundwerkstoffen sind, die eine aus dem Stand der Technik übliche Kobaltbasislegierung aufweisen.
Unerwarteter Weise wurde nunmehr gefunden, dass bestimmte Hartmetalle mit Ni-reichen FeNi-Basisbindelegierungen in Bezug auf Härte, Warmhärte und Risszähigkeit (KiC) vergleichbar sind mit solchen, die mit Kobaltbasisbindelegierungen gebunden sind. Dies ist insofern völlig unerwartet, da diese Ergebnisse nicht aus dem Verhalten von reinem Nickel als Basis einerseits und dem Verhalten des FeNi 50/50 andererseits, linear interpoliert werden kann. Möglicherweise ist dies der Grund dafür, warum bisher keine derartig gebundenen Hartmetalle bekannt geworden sind. Es wurde nunmehr überraschend gefunden, dass die sich aus dem Stand der Technik ergebenden Probleme gelöst werden können durch die erfindungsgemäß hergestellten Verbundwerkstoffe.
Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs umfassend das Sintern einer Zusammensetzung enthaltend a) mindestens einen Härteträger und
b) einer Basisbindelegierung, umfassend
a) 66 bis 93 Gew.-% Nickel,
ß) 7 bis 34 Gew.-% Eisen und
Y) 0 bis 9 Gew.-% Kobalt,
wobei sich die Gewichtsanteile der Basisbindelegierung zu 100 Gew.-% ergänzen.
Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wird der Begriff "Hartmetall" und "gesinterter Verbundwerkstoff" synonym gebraucht.
In einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung weist die Basisbindelegierung ein Gewichtsverhältnis von Eisen : Nickel von 1 : 2 bis 1 : 13, vorzugsweise 1 : 2,5 bis 1 : 12, weiter bevorzugt 1 : 3 bis 1 : 10 und insbesondere 1 : 3 bis 1 :9, speziell bevorzugt 1 :4 bis 1 : 8, beispielsweise 1 :4 bis 1 : 7 auf.
Insbesondere gute Ergebnisse können mit Basisbindelegierungen erhalten werden, die 66 bis 90 Gew.-%, vorzugsweise 70 bis 90 Gew.-% Nickel aufweisen.
Basisbindelegierungen, die 10 bis 34 Gew.-% Eisen aufweisen, sind bevorzugt. Insbesondere bevorzugt ist ein Eisengehalt in der Basisbindelegierung von 10 bis 30 Gew.-%.
Aufgrund der toxischen Eigenschaften des Kobalts ist es bevorzugt, diesen Gehalt in der Basisbindelegierung möglichst gering zu halten. Bevorzugt enthält die Basisbindelegierung daher weniger als 8 Gew.-%, vorzugsweise weniger als 5 Gew.-%, insbesondere weniger als 1 Gew.-% Kobalt.
In einer besonders bevorzugten Ausführungsform ist die Basisbindelegierung im Wesentlichen frei von Kobalt. In einer weiter bevorzugten Ausführungsform ist die Basisbindelegierung im Wesentlichen frei von anderen Elementen, insbesondere im Wesentlich frei von anderen Metallen als Nickel und Eisen. Nichtmetalle wie Kohlenstoff, Sauerstoff und Stickstoff können in den Basisbindelegierungen vorliegen und sind akzeptabel, da ihre Gehalte im gesinterten Verbundwerkstoff erwünscht sein können und sich beim Sintern ganz oder teilweise verflüchtigen können.
Im Wesentlichen frei im Sinne der vorliegenden Erfindung bedeutet, dass das Element in einer Menge von weniger als 0,5 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,1 Gew.-%, weiter bevorzugt weniger als 0,08 Gew.-% und insbesondere weniger als 0,02 Gew.-% und im Speziellen weniger als 0,001 Gew.-%, beispielsweise weniger als 0,005 Gew.-%, jeweils bezogen auf das Gesamtgewicht der Basisbindelegierung, vorliegt. In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens enthält die Basisbindelegierung weniger als 0,1 Gew.-%, vorzugsweise weniger als 0,08 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,02 Gew.-%, im Speziellen weniger als 0,01 Gew.-% Molybdän. Ein weiterer wesentlicher Bestandteil der Zusammensetzung ist der Härteträger. In einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist der Härteträger ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Carbide, Nitride, Boride und Carbonitride. Diese enthalten besonders bevorzugt eines oder mehrere Elemente der 4., 5. oder 6. Nebengruppe des Periodensystems. Es kann sich dabei sowohl um binäre Härteträger handeln, insbesondere Wolframcarbid, als auch um ternäre Härteträger, wie beispielsweise Tantal-Niob-Mischcarbid, Titancarbonitrid oder Wolfram-Titancarbid oder sogar um quaternäre, wie beispielsweise Wolfram-Titan-Carbonitrid oder Wolfram-Titan-Niob-Tantalcarbid . In einer besonders bevorzugten Ausführungsform ist der Härteträger ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Titancarbid, Chromcarbid, Tantalcarbid, Niobcarbid, Vanadiumcarbid, Molybdäncarbid, Tantal-Niob-Mischcarbid, Titancarbonitrid, Wolfram-Titancarbid, Wolfram -Titancarbonitrid und insbesondere Wolframcarbid .
In einer bevorzugten Ausführungsform umfasst der Härteträger wenigstens 50 Gew.-% Wolframcarbid, bezogen auf das Gesamtgewicht der Härteträger. In einer weiteren, bevorzugten Ausführungsform umfasst der Härteträger wenigstens 50 Gew.-% Titancarbonitrid, bezogen auf das Gesamtgewicht der Härteträger.
Die Härteträger liegen bevorzugt pulverförmig vor. In einer vorteilhaften Ausführungsform weisen die Pulver einen mittleren Teilchendurchmesser von 0,01 bis 150, vorzugsweise 0,1 bis 100 pm auf.
Der mittlere Teilchendurchmesser wird bestimmt gemäß ASTM B330.
Die Härteträger weisen bevorzugt eine Härte oberhalb von 800 kg/mm2, insbesondere oberhalb von 1000 kg/mm2 auf (gemessen gemäß ISO 6507, Teil 2).
Die in dem erfindungsgemäßen Verfahren eingesetzte Zusammensetzung kann bevorzugt verschiedene pulverförmige Komponenten enthalten. Die Binderbasislegierung auf FeNi- oder FeCoNi-Basis kann durch vorlegierte oder aus der Schmelze erhaltene Pulver bereitgestellt werden, aber auch durch Metallpulver, d .h. beispielsweise durch Eisen-, Nickel und gegebenenfalls Kobaltpulver. In einer bevorzugten Ausführungsform liegt der Härteträger und/oder die Basisbindelegierung pulverförmig vor. In einer besonders bevorzugten Ausführungsform liegt die Basisbindelegierung als Legierungspulver vor.
Die in das erfindungsgemäße Verfahren eingesetzten Zusammensetzungen können gegebenenfalls zudem weitere Komponenten als Zusatzstoffe, wie etwa Metalle, beispielsweise ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Rhenium, Molybdän, Chrom und Aluminium enthalten. Insbesondere elementares Wolfram oder elementarer Kohlenstoff kann bevorzugt eingesetzt werden, da diese zur Korrektur des Kohlenstoffgehalts des Verbundwerkstoffs nach dem Sintern geeignet ist. Es können aber auch intermetallische Verbindungen, wie beispielsweise Ni3AI oder sich bei der Sinterung zersetzendes Chromnitrid den zu sinternden Zusammensetzungen hinzugefügt werden. Diese Zusatzstoffe können bis zu 20 Gew.-%, bevorzugt bis zu 10 Gew.-%, ausmachen, wobei die Gewichtsangaben bezogen sind auf das Gesamtgewicht der Zusammensetzung .
In einer bevorzugten Ausführungsform umfasst die in das erfindungsgemäße Verfahren einzusetzende Zusammensetzung 50 Gew.-% bis 97 Gew.-% Härteträger, weiter bevorzugt 60 Gew.-% bis 96 Gew.-%, insbesondere 70 Gew.-% bis 96 Gew.-% Härteträger, jeweils bezogen auf das Gesamtgewicht der Zusammensetzung.
In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform enthält die Zusammensetzung 3 bis 50 Gew.-% der Basisbindelegierung, vorzugsweise 4 bis 40 Gew.-%, insbesondere 4 bis 30 Gew.-% der Basisbindelegierung, jeweils bezogen auf das Gesamtgewicht der Zusammensetzung.
Das Gesamtgewicht aus Basisbindelegierung, Härteträger und gegebenenfalls vorhandenen Zusatzstoffen ergänzt sich zu 100 Gew.-%. Das Sintern erfolgt vorzugsweise bei Temperaturen oberhalb von 1000°C, besonders bevorzugt oberhalb von 1100°C und insbesondere bei Temperaturen zwischen 1150°C und 1600°C. Vorzugsweise erfolgt das Sintern in Gegenwart von flüssiger Phase. Besonders bevorzugt liegt die Basisbindelegierung während des Sinterungsprozesses ganz oder teilweise in flüssiger Form vor.
In Abhängigkeit von der Zusammensetzung kann die Sinterungsdauer variieren. Üblicherweise erfolgt das Sintern über einen Zeitraum von mindestens 5 Minuten, bevorzugt mindestens 10 Minuten. Sinterzeit und Sintertemperatur stehen im Zusammenhang, da bei höheren Sintertemperaturen die zur vollständigen Verdichtung notwendige Zeit verkürzt werden kann. Die notwendige Sinterzeit- und insbesondere Temperatur hängt zudem stark vom Gehalt an Bindebasislegierung ab. Während beispielsweise bei einem Gehalt der Basisbindelegierung von 20 Gew.-% die Sintertemperatur auf bis zu 1250°C reduziert werden könnte, sind bei 5 Gew.-% Basisbindelegierung Temperaturen von oberhalb 1400°C wünschenswert. Die realisierbaren Sinterzeiten hängen von der Wärmekapazität der Sinteröfen ab, da diese nicht beliebig schnell auf Sintertemperatur aufgeheizt und abgekühlt werden können. Sehr kurze Sinterzeiten von wenigen Minuten sind jedoch durch Mikrowellensinterung oder das sogenannte SPS-Sintern realisierbar.
Das erfindungsgemäße Verfahren umfasst in einer bevorzugten Ausführungsform die folgenden Schritte: a) Bereitstellen einer Dispersion, umfassend eine Zusammensetzung, enthaltend Härteträger und Basisbindelegierung, wie zuvor definiert, in einem Lösungsmittel,
b) Vermählen der Dispersion,
c) Herstellen eines Pulvers durch Trocknen der Dispersion,
d) Herstellung von Presskörpern durch Verpressen des Pulvers, oder durch Extrusion des Pulvers unter Zuhilfenahme von Plastifizierungsmitteln, und e) Sintern des Presskörpers beziehungsweise des Extrudates.
Die in Schritt a) beschriebene Bereitstellung der Dispersion erfolgt in einer bevorzugten Ausführungsform dadurch, dass einer pulverförmigen Zusammensetzung, enthaltend Härteträger und Basisbindelegierungspulver ein Lösungsmittel zugesetzt wird . Bevorzugte Lösungsmittel sind solche, die einen Siedepunkt von < 250°C bei 1 bar aufweisen. Speziell bevorzugt sind Alkohole, insbesondere aliphatische Alkohole, beispielsweise Ethanol, und Wasser oder deren Mischungen, wie beispielsweise Mischungen aus Wasser und organischen Lösungsmitteln, insbesondere Wasser und Alkohole. Bevorzugt sind auch organische Lösungsmittel, insbesondere ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ketonen und Kohlenwasserstoffen, beispielsweise Aceton und aliphatische Kohlenwasserstoffe, wie Heptan und Hexan. Das Vermählen der in Schritt a) hergestellten Dispersion kann mit dem Fachmann geläufigen Mahlwerkzeugen durchgeführt werden. Insbesondere bevorzugt erfolgt das Vermählen der Dispersion in einer Kugelmühle oder einem Attritor, welche besonders bevorzugt mit Hartmetallkugeln ausgerüstet sind .
Die Dispersion kann vor dem Trocknungsschritt gegebenenfalls zusätzlich organische Hilfsmittel wie Wachse, Dispersionshilfsmittel, Inhibitoren, Kleber oder Emulgierungsmittel enthalten. In einer bevorzugten Ausführungsform schließt sich an Schritt b) das Herstellen eines Pulvers durch Trocknen der Dispersion an. Die Dispersion kann beispielsweise sprühgetrocknet oder unter vermindertem Druck getrocknet werden. Hier hat es sich als vorteilhaft erwiesen, als Lösungsmittel niedrig siedende Lösungsmittel zu verwenden, die unter vermindertem Druck leicht abdestilliert werden können.
In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform wird das getrocknete Pulver aus Schritt c) verwendet, um Presskörper oder Extrudat herzustellen. Das Verpressen des getrockneten Pulvers erfolgt bevorzugt in dazu geeigneten Werkzeugen, oder isostatisch.
Anschließend wird in Schritt e) der Presskörper oder das Extrudat gesintert. In einer bevorzugten Ausführungsform erfolgt das Sintern in Gegenwart einer Schutzgasatmosphäre oder unter vermindertem Druck.
In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform werden die gesinterten Verbundwerkstoffe in einem separaten oder integrierten Nachverdichtungsschritt bei erhöhtem Druck weiter verdichtet. In einer weiteren bevorzugten Ausführung erfolgen das Verpressen und das Sintern gleichzeitig und bevorzugt durch zusätzliche Anwendung elektrischer Felder oder Ströme. Diese können für eine erhöhte Temperatur während des Sinterns und Verpressen sorgen. Die gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltenen Verbundwerkstoffe werden gegebenenfalls nachfolgend auf die benötigte Form geschliffen, wobei Werkzeuge zur Metallzerspanung meistens mittels Chemical Vapor Deposition- Techniken (CVD) oder Physical Vapor Deposition (PVD) oder kombinierten Verfahren weiter beschichtet werden können.
Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist ein gesinterter Verbundwerkstoff, erhältlich gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren. Die erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffe umfassen als Bindelegierung ein oder mehrere Elemente der Gruppe Fe, Ni sowie gegebenenfalls Co. Neben dieser Basis sind in der Bindelegierung Elemente enthalten, deren Gehalt in der Bindelegierung im Gegensatz zu den vorgenannten nicht frei wählbar ist, sondern das Ergebnis von Löslichkeiten und Gleichgewichtseinstellungen beim Sintern sind. Dies sind insbesondere W, Mo und Cr, aber in geringeren Mengen auch andere Karbid-bildende Metalle (beispielsweise V, Ti, Zr, Hf, Ta, Nb) sowie insbesondere Kohlenstoff, aber auch nicht-karbidbildende Metalle wie Rhenium und Ruthenium. Die im gesinterten Hartmetall vorliegende Bindelegierung bildet sich also erst beim Sintern aus der Basislegierung und den Gleichgewichtseinstellungen mit den sonstigen Komponenten, die im Hartmetall noch enthalten sind, heraus. Die Basislegierung kann solche Elemente auch bereits enthalten. Die endgültige Zusammensetzung der Bindelegierung stellt sich jedoch erst beim Sintern und dem nachfolgenden Abkühlen des Hartmetalls ein.
Ferner kann die Bindelegierung auch eines oder mehrere Elemente enthalten, ausgewählt aus der Gruppe W, Mo, Cr, V, Ta, Nb, Ti, Zr, Hf, Re, Ru, AI, Mn, C. Diese Elemente haben nur eine begrenzte Löslichkeit sowohl in der FeNi- Basislegierung als auch in anderen Basislegierungen, und ihre Gehalte stellen sich beim Sintern und beim Abkühlen aufgrund ihrer temperaturabhängigen Löslichkeit in zusätzlicher Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt gemäß dem Prinzip des Löslichkeitsproduktes der Carbide je nach deren thermodynamischer Stabilität ein. Die Summe dieser Elemente in der erfindungsgemäßen Bindelegierung liegt daher im Allgemeinen bei unter 30 Gew.-%, bezogen auf das Gesamtgewicht der Bindelegierung des gesinterten Verbundwerkstoffs. In einer bevorzugten Ausführungsform weist die Bindelegierung des erfindungsgemäßen gesinterten Verbundwerkstoffs bis zu 30 Gew.-% eines oder mehrerer Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus W, Mo, Cr, V, Ta, Nb, Ti, Zr, Hf, Re, Ru, AI, Mn, B, N und C auf.
Die Auswahl und Gehalte der vorstehenden Elemente haben einen Einfluss auf die Eigenschaften der Bindelegierung. So erhöhen beispielsweise W, Cr und Mo aufgrund ihrer Löslichkeiten in der Größenordnung von maximal 5 bis 25 Gew.-% die Warmhärte. Daher ist man in der industriellen Praxis bestrebt, den Kohlenstoff des Hartmetalls so gering einzustellen, dass die Gehalte dieser Elemente in der Bindelegierung möglichst hoch sind, ohne dass es zu schädlichen Kohlenstoff-Mangelphasen kommt (sogenannte eta-Phasen). Der tatsächlich gelöste Wolframgehalt in Hartmetallen mit Co-Basis-Legierungen wird über die magnetische Sättigung bestimmt. Liegt die magnetische Sättigung des Co- Inhaltes von reinen WCCo-Hartmetallen bei weniger als 70% der des reinen Kobalts, so bilden sich eta-Phasen. Industriell wird zu dieser Grenze aus Gründen der Prozess-Sicherheit jedoch ein Sicherheitsabstand gehalten. Die erfindungsgemäßen gesinterten Verbundwerkstoffe (Hartmetalle) können geschliffen und beschichtet werden, je nach Erfordernis der vorgesehenen Anwendung. Sie können ferner in Werkzeughalter eingesetzt, gefügt, verlötet oder diffusionsverschweißt werden. Die erfindungsgemäßen Hartmetalle können für alle Anwendungen eingesetzt werden, wo heute Hartmetalle mit einer Bindelegierung auf Kobalt-, Nickel-, CoNi-, FeNi- oder FeCoNi-Basis eingesetzt werden.
Das nach dem Sintern und gegebenenfalls nach der schleifenden oder elektro- erodierenden Endbearbeitung vorliegende Hartmetallteil hat vorteilhaft eine definierte Geometrie. Diese kann besonders bevorzugt länglich sein (z. B. herausgeschliffen aus einem gesinterten Rundstab), besonders bevorzugt aber auch plattenförmig zur drehenden oder fräsenden Bearbeitung von Werkstoffen wie beispielsweise Metallen, Steinen und Verbundwerkstoffen. In allen Fällen können die Hartmetallwerkzeuge bevorzugt eine oder mehrere Beschichtungen aus den Klassen der Nitride, Boride, Oxide oder der superharten Schichten haben (z. B. Diamant, kubisches Bornitrid). Diese können durch PVD oder CVD- Verfahren oder deren Kombinationen oder Variationen aufgebracht sein und nach dem Aufbringen in ihrem Eigenspannungszustand noch verändert sein. Es kann sich in bevorzugter Weise aber auch um Hartmetallteile weiterer und beliebiger Geometrie und Anwendung handeln, wie Schmiedewerkzeuge, Umformwerkzeuge, Senker, Bauteile, Messer, Schälplatten, Walzen, Stanzwerkzeuge, pentagonale Bohrerspitzen zum Einlöten, Bergbaumeißel, Fräswerkzeuge zur fräsenden Bearbeitung von Beton und Asphalt, Gleitringdichtungen sowie jede weitere beliebige Geometrie und Anwendung .
Für manche Anwendungen kann das Hartmetall auch noch die beim Sintern entstehende Oberfläche aufweisen, und gegebenenfalls anschließend beschichtet oder unbeschichtet zum Einsatz kommen.
Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist die Verwendung des erfindungsgemäßen gesinterten Verbundwerkstoffs für Werkzeuge oder Bauteile. Insbesondere können die erfindungsgemäßen gesinterten Verbundwerkstoffe für Umform- oder Zerkleinerungswerkzeuge verwendet werden. In einer besonders bevorzugten Ausführungsform ist das Werkzeug ein Werkzeug zur Zerspanung von metallischen Werkzeugen oder zum Umformen metallischer Werkstücke bei hohen Temperaturen, beispielsweise ein Werkzeug zum Schmieden, Drahtziehen oder Walzen. Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist die Verwendung einer
Basislegierung, umfassend
a) 66 bis 93 Gew.-% Nickel,
ß) 7 bis 34 Gew.-% Eisen und
Y) 0 bis 9 Gew.-% Kobalt,
zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs oder eines Werkzeugs.
Die Erfindung wird durch die nachfolgenden Beispiele näher erläutert, ohne jedoch auf diese beschränkt zu sein. Beispiele Beispiel 1 (Vergleichsbeispiel, nicht erfindungsgemäß)
460 g Wolframcarbid mit 0,6 μηι Korngröße nach ASTM B330 (Typ WC DS60, Hersteller: H .C. Starck GmbH, Goslar, Deutschland) wurden mit 40 g eines marktüblichen Kobalt-Pulvers (Typ„efp"; Hersteller: Umicore, Belgien) in einer Kugelmühle mit 0,57 Litern 94%igen Ethanol für 14 h bei 63 UpM mischgemahlen. Dabei wurden 5 kg Hartmetallkugeln verwendet. Es wurden 2 Ansätze mit unterschiedlichen Kohlenstoffgehalten („high carbon" bzw. „low carbon") hergestellt, so dass nach dem Sintern unterschiedliche Kohlenstoffgehalte und damit unterschiedliche magnetische Sättigungen der Hartmetalle bzw. der darin enthaltenen Bindelegierungen auf Kobaltbasis resultieren.
Aus der erhaltenen Suspension wurde im Vakuum das Ethanol durch Destillation abgetrennt, und das erhaltene Hartmetallpulver axial bei 150 MPa gepresst und bei 1420°C gesintert. Die plattenförmigen Hartmetallstücke wurden geschliffen, poliert und auf ihre Eigenschaften untersucht. Beide Chargen zeigten als Sinterlinge weder eta-Phasen noch Kohlenstoffausscheidungen . Der unterschiedliche Kohlenstoffgehalt nach dem Sintern und der dadurch bedingte unterschiedliche Wolframgehalt in der Bindemetall-Legierung ist das Ergebnis von Stoffaustauch bei der Sinterung. Somit besteht die Bindemetalllegierung in der Basis aus Kobalt, mit Anteilen von Wolfram und eventuell Kohlenstoff.
Tabelle 1
Figure imgf000016_0001
Es wurde in beiden Fällen in einer Härteprüfapparatur die Raumtemperaturhärte als Vickershärte HV30 nach ISO 3878 als auch die Warmhärte bei ausgewählten Temperaturen bis 800°C unter Schutzgas gemessen (Figur 1). Dazu wurden beide Hartmetallansätze nochmals gesintert und die erhaltenen Stücke hatten eine Dichte von 14,79 g/cm3 und eine magnetische Sättigung von 127 (+/- 1) GcmVg, entsprechend 78,5% der theoretisch möglichen magnetischen Sättigung, im Falle der„low carbon"-Variante. Die„high carbon"-Variante wies im Mittel eine Dichte von 14,75 (+/- 0,01) g/cm3 auf und eine magnetische Sättigung von 133 (+/- 1) Gcm3/g, entsprechend 82% der theoretischen Sättigung, auf. Die Rißzähigkeit KiC wurde nach der Formel von Shetty bestimmt:
KiC = 0,0028 x 9,81 x (HV30 / R)1/2 (in MPa m1/2)
R = Risswiderstand = 30 / Summe der Länge der Risse (in pm) X 1000
HV30 = Vickershärte bei 30 kg Belastung (kg/mm2)
Beispiel 2 (erfindungsgemäß)
Das Beispiel 1 wurde wiederholt, jedoch bestanden die beiden Ansätze aus 461,5 g Wolframkarbid mit 0,6 pm Korngröße und die Bindemetallbasis aus 38,5 g eines Legierungspulvers mit 15 Gew.-% Fe und 85 Gew.-% Ni. Der Kohlen- stoffgehalt dieser Hartmetallansätze wurde durch Rußzugabe so eingestellt (5,55% für die „low carbon"-Variante bzw. 5,65% für die „high carbon"- Variante), dass nach dem Sintern bei 1440°C für 60 min weder eta-Phasen noch Kohlenstoffausscheidungen erhalten werden. Der unterschiedliche Kohlenstoffgehalt nach dem Sintern und der dadurch bedingte unterschiedlich Wolframgehalt in der Bindemetall-Legierung ist das Ergebnis von Stoffaustausch bei der Sinterung. Somit besteht die Bindemetalllegierung in der Basis aus Eisen und Nickel im Gewichtsverhältnis von 1 : 5,7, legiert mit Anteilen von Wolfram und eventuell Kohlenstoff.
Die Ergebnisse nach Sinterung bei 1420 °C für 60 min und metallografische Untersuchung sind in der folgenden Tabelle 2 wiedergegeben :
Tabelle 2
Kohlenstoff „low carbon" „high carbon" Härte (HV30) 1574 1591
Magnetische Sättigung 51 66,8
(G-cm3/g)
Porosität (ISO 4505) <A02B00C00 <A02B00C00
Risszähigkeit (MPa-m1/2) 10,2 11
Dichte (g/cm3) 14,83 14,81
Die Raumtemperaturhärten liegen etwas niedriger als diejenigen aus dem Beispiel 1, was durch die geringe Härte und höhere Plastizität der austenitischen Basis-Legierung bedingt ist. Allerdings liegen die Rißzähigkeiten - selbst unter Berücksichtigung der etwas geringeren Härten - auf mindestens dem gleichen Niveau wie im Beispiel 1. Steigende Kohlenstoffwerte im Sinterling korrelieren mit steigender magnetischer Sättigung und - wegen der niedrigen Dichte von Grafit - mit fallender Dichte. Die Warmhärten wurden wie zuvor bestimmt (Ergebnisse siehe Figur 1). Dazu wurden neue Sinterkörper aus den vorhandenen Hartmetallansätzen hergestellt. Dabei wurde mit der„low carbon"-Variante eine Dichte von 14,81 g/cm3 und eine magnetische Sättigung von 54 bis 55 Gcm3/g erreicht. Mit der„high carbon"- Variante wurden Dichten zwischen 14,77 und 14,79 g/m3 und magnetische Sättigungen zwischen 70.5 und 72,5 Gcm3/g erreicht. Die Grenze zur eta-Phase liegt bei unter 51 Gcm3/g, die Grenze zur Kohlenstoffausscheidung bei etwa 75 Gcm3/g . Die Sinterstücke waren somit frei von eta-Phase und Kohlenstoffausscheidungen. Somit lagen die beiden Sinterchargen im mittleren und im hohen, jedoch nicht im niedrigen Bereich für den Kohlenstoffgehalt, was für eine hohe Warmhärte förderlich gewesen wäre.
Figur 1 mit dem Verlauf der Warmhärten zeigt, dass die erfindungsgemäßen Hartmetalle mit der Basisbindelegierung auf FeNi-Basis trotz des mittleren und hohen Kohlenstoffgehaltes im Bereich der Warmhärten solcher Hartmetalle liegen, welche mit Kobalt-Basis gebunden sind, den gleichen Volumenanteil an Basis-Bindelegierung haben und in der unteren Hälfte des Kohlenstofffensters liegen, und somit günstige Warmhärten aufweisen. Die so erhaltenen Ergebnisse für die Warmhärte sind also durch die Natur der Basisbindelegierung bestimmt. Es ist hervorzuheben, dass dieser Effekt eintritt, obwohl das Ausgangsniveau der Härte im Vergleich zum Beispiel 1 geringer ist.
Sichtbar wird auch, dass vorteilhafterweise bei dieser Bindebasislegierung die Eigenschaften KiC und Warmhärte nur gering vom Kohlenstoffgehalt des Hartmetalls abhängen.
Die Raumtemperaturhärten in der Warmhärtekurve stimmen nicht mit denjenigen aus den obenstehenden Tabellen des Beispiels 1 und 2 überein, da sie mithilfe eines anderen Härteprüfapparats, nämlich des Warmhärteprüfers, bestimmt wurden.
Beispiel 3 (Vergleichsbeispiel, nicht erfindungsgemäß)
Analog zum Beispiel 2 wurden verschieden Ansätze aus einem WC (0.6 pm Korngröße und 7,5% eines FeCoNi-Legierungspulvers (Ampersint® MAP A6050, Hersteller: H .C. Starck Gmbh, Deutschland, Zusammensetzung : Fe 40%, Co 20%, Ni40%) als Bindemetallbasis hergestellt. Der Volumenanteil der Basisbindelegierung entspricht dem des Beispiels 1. Die erhaltenen Hartmetalle, welche weder eta-Phase noch Kohlenstoffausscheidungen enthielten, wiesen eine HV30 zwischen 1626 und 1648 auf. Die KiC -Werte lagen größtenteils zwischen 8,5 und 8,9 MPa m1/2. Lediglich in einem sehr engen Bereich bei hohen Kohlenstoffgehalten an der Grenze zum Gebiet der Kohlenstoffausscheidung, wurden Werte von 9,3 bis 9,5 für den KiC festgestellt.
Die Unterlegenheit der FeCoNi-Basislegierung in der Warmhärte wurde in WO 2010/046224 (dort Beispiel 1 und Figur 1) bereits publiziert. Zusammenfassend sind Hartmetalle mit einer FeCoNi 40/20/40-Basisbindung in Hinsicht auf KiC und Warmhärte solchen unterlegen, die mit Kobalt als Basis für die Bindelegierung gebunden sind.
Beispiel 4 (Vergleichsbeispiel, nicht erfindungsgemäß) Analog zu Beispiel 1 wurden Hartmetalle mit 7.4 Gew.-% eines FeNi 50/50- Legierungspulvers (Ampersint® MAP A5000, Hersteller H .C. Starck GmbH, Deutschland) als Basisbindelegierung hergestellt. Der Volumenanteil der Basisbindelegierung entspricht dem des Beispiels 1. Die erhaltenen Hartmetalle, welche frei von eta-Phasen oder Kohlenstoffausscheidungen waren, wiesen HV30-Werte zwischen 1619 und 1636 auf. Die KiC -Werte lagen zwischen 8,3 und 8,6 MPa m1/2. Figur 2 zeigt, dass die Warmhärten denen eines entsprechenden Hartmetalls mit Kobalt als Bindelegierungsbasis entsprechen. Somit weisen Hartmetalle mit einer Bindelegierung auf Basis von FeNi 50/50 zwar mindestens gleiche Warmhärten auf, zeigen aber vergleichsweise geringe KiC -Werte, womit derartig gebundenen Hartmetall nicht universell einsetzbar sind (Fig. 3). So können Hartmetalle mit dieser Binderbasislegierung zwar zur drehenden Zerspanung von Metallen eingesetzt werden, aufgrund ihres niedrigen KiC -Wertes jedoch nicht zum Fräsen, da die mechanische Schockfestigkeit nicht ausreicht.
Beispiel 5 (teilweise erfindungsgemäß, dort mit * gekennzeichnet)
Analog zu Beispiel 1 wurden Hartmetalle mit unterschiedlichen Fe/Ni- Verhältnissen zwischen 35/65 bis 0/100 hergestellt. In allen Fällen entsprach der Volumenanteil der Bindebasislegierung dem des Beispiels 1. Die Variation des Fe: Ni-Verhältnisses in der Bindebasislegierung wurde eingestellt, indem FeNi 50/50 wie im Beispiel 4 (Fe : Ni-Verhältnis 1 : 1) und ein Ni-Pulver (Hersteller: Vale-Inco, GB, Typ 255) verwendet wurden in derartigen Mengen, dass sich das gewünschte Fe: Ni-Verhältnis ergab, und der Volumenanteil des Beispiels 1 erreicht wurde. Durch zusätzliche Variation des Kohlenstoffgehaltes in den Ansätzen wurde sichergestellt, dass alle Hartmetalle nach dem Sintern frei von Kohlenstoffausscheidungen sowie von eta-Phasen waren. Alle Hartmetalle wurden zusammen bei 1420°C für 60 min gesintert.
Die folgende Tabelle 3 fasst die so erhaltenen Ergebnisse zusammen :
Tabelle 3
Fe/IMi- HV30 KIC Dichte Magnetische Verhältnis (kg/mm2) (MPa m1/2) (g/cm3) Sättigung
(G cm3/g)
35/65* 1618 9,2 14,75 102
25/75* 1626 9,3 14,67 94,7
15/85* 1608 9,4 14,74 98,4
10/90* 1618 11,3 14,84 42,3
5/95 1541 10,7 14,79 38,2
0/100 1478 12,4 14,81 42,7
Figuren 2 und 3 stellen die Ergebnisse des Beispiels 4 sowie der Beispiele 1 und 4 im Vergleich dar. Deutlich wird, dass die Härte mit steigenden Nickel-Gehalten nur sehr schwach abfällt, während der KiC leicht ansteigt und bei etwa 65% Ni die Werte der Vergleichshartmetalle aus Beispiel 1 erreicht. Dies gilt auch für den KiC, dessen Werte bei Werten über 10 zu größeren Relativ-Fehlern neigen. Die KiC -Werte wurden nach der Formel von Shetty aus den Risslängen berechnet. Da es bei sehr kurzen Risslängen zu großen Relativfehlern beim Ablesen der Risslänge unter dem Mikroskop kommt, andererseits aber kurze Risslängen hohe KiC - Werte ergeben, nimmt der relative Fehler des KiC mit dem Messwert selbst stetig zu, was man an Figur sehr gut erkennen kann. Überraschenderweise fällt die Härte aber von 50% Ni bis zu unerwartet hohen Ni-Gehalten von 90% kaum ab. Der Verlauf der Härte ist überraschenderweise bis zu Werten von 90% Ni fast konstant, um dann abbruchartig abzufallen. Man kann interpolieren, dass das erforderliche Härteniveau, welches sich aus dem niedrigeren Härtewert aus Vergleichsbeispiel 1 ergibt, bei Ni-Gehalten von bis zu 93% erreicht wird .
Die Eigenschaftskombination der WCCo-Hartmetalle aus Beispiel 1 werden mit einem Fe/Ni-Verhältnis zwischen etwa 34/66 (entsprechend etwa 1 : 2) und 7/93 (entsprechend etwa 1 : 13) erreicht, darunter fällt der KiC ab, darüber fällt die Härte sehr stark und scharf ab.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs umfassend das Sintern einer Zusammensetzung enthaltend
a) mindestens einen Härteträger und
b) einer Basisbindelegierung, umfassend
a) 66 bis 93 Gew.-% Nickel,
ß) 7 bis 34 Gew.-% Eisen und
Y) 0 bis 9 Gew.-% Kobalt,
wobei sich die Gewichtsanteile der Basisbindelegierung zu 100 Gew.-% ergänzen.
2. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Basisbindelegierung ein Gewichtsverhältnis von Eisen : Nickel von 1 : 2 bis 1 : 13, vorzugsweise 1 : 2,5 bis 1 : 12, weiter bevorzugt 1 : 3 bis 1 : 10 und insbesondere 1 : 3 bis 1 :9, speziell bevorzugt 1 :4 bis 1 : 8, beispielsweise 1 :4 bis 1 : 7 aufweist.
3. Verfahren gemäß Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Basisbindelegierung 66 bis 90 Gew.-%, vorzugsweise 70 bis 90 Gew.-%
Nickel aufweist.
4. Verfahren gemäß mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Basisbindelegierung weniger als 8 Gew.-% Kobalt, vorzugsweise weniger 5 Gew.-% Kobalt enthält.
5. Verfahren gemäß mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Basisbindelegierung weniger als 0,1 Gew.-% Molybdän, vorzugsweise weniger als 0,08 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,02 Gew.-% Molybdän aufweist.
6. Verfahren gemäß mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Härteträger ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Carbide, Nitride, Boride und Carbonitride.
Verfahren gemäß mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Härteträger ein oder mehrere Elemente der 4., 5. und 6. Nebengruppe des Periodensystems aufweist.
Verfahren gemäß einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Basisbindelegierung als Legierungspulver vorliegt.
Verfahren gemäß mindestens einem der vorangehenden Ansprüche, umfassend die Schritte:
a) Bereitstellung einer Dispersion umfassend eine Zusammensetzung enthaltend Härteträger und Basisbindelegierungspulver in einem Lösungsmittel,
b) Vermählen der Dispersion,
c) Herstellen eines Pulvers durch Trocknen der Dispersion,
d) Herstellung von Presskörpern durch Verpressen des Pulvers oder durch Extrudieren des Pulvers unter Zuhilfenahme von Plastifizierungsmitteln und
e) Sintern des Presskörpers beziehungsweise des Extruders.
Gesinterter Verbundwerkstoff, erhältlich nach einem Verfahren gemäß mindestens einem der Ansprüche 1 bis 9.
Gesinterter Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Bindelegierung bis zu 30 Gew.-% eines oder mehrerer Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus W, Mo, Cr, V, Ta, Nb, Ti, Zr, Hf, Re, Ru, AI, Mn, B, N und C, enthält.
Verwendung des gesinterten Verbundwerkstoffs gemäß Anspruch 10 oder 11 für Werkzeuge oder Bauteile.
Verwendung gemäß Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Werkzeuge Umform- oder Zerkleinerungswerkzeuge sind.
14. Verwendung gemäß Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkzeug ein Werkzeug zur Zerspanung von metallischen Werkzeugen oder zum Umformen metallischer Werkstücke bei hohen Temperaturen, beispielsweise ein Werkzeug zum Schmieden, Drahtziehen oder Walzen ist.
15. Verwendung einer Basisbindelegierung umfassend
a) 66 bis 93 Gew.-% Nickel,
ß) 7 bis 34 Gew.-% Eisen und
Y) 0 bis 9 Gew.-% Kobalt,
zur Herstellung eines Verbundwerkstoffs oder eines Werkzeugs.
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