WO2020074241A1 - Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge - Google Patents

Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge Download PDF

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WO2020074241A1
WO2020074241A1 PCT/EP2019/075352 EP2019075352W WO2020074241A1 WO 2020074241 A1 WO2020074241 A1 WO 2020074241A1 EP 2019075352 W EP2019075352 W EP 2019075352W WO 2020074241 A1 WO2020074241 A1 WO 2020074241A1
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Tino Säuberlich
Juliane Meese-Marktscheffel
Carina OELGARDT
Johannes Pötschke
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H.C. Starck Tungsten Gmbh
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    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps

Definitions

  • the present invention relates to a nanoscale or ultrafine hard metal comprising tungsten carbide, a further metal carbide phase which is present in a cubic crystal structure and a binder metal phase, a process for its production and its use for the production of tools and wear parts. Furthermore, the present invention relates to a component that was produced from the hard metal described.
  • Hard metals are metal matrix composite materials, in which hard materials, which are present as small particles, are held together by a matrix made of metal. Hard metals are mainly used in applications in which materials with high wear resistance and hardness with high strength are required. For example, hard metals are used as cutting material for tools (such as turning tools, drills and milling tools) and as wear-resistant dies. B. used in forming or punching tools.
  • tools such as turning tools, drills and milling tools
  • B. used in forming or punching tools.
  • conventional hard metals have the disadvantage that they have a very low fracture toughness, which significantly limits their applicability. An increase in fracture toughness is conventionally possible by increasing the binder metal content, but this leads to a decrease in hardness.
  • a tool made of hard metal should have a high hardness with high fracture toughness.
  • US 5,593,474 describes a sintered article made of a composite material which has a plurality of regions of a first metal carbide and a plurality of regions of a second metal carbide, the first metal carbide having a larger particle size than the second metal carbide.
  • a polycrystalline hard material powder which consists of polycrystalline hard material grains which consist of crystals of the carbides, nitrides and / or carbonitrides of the transition metals of the fourth, fifth and sixth subgroup.
  • WO 2017/186468 relates to a hard metal comprising a phase made of hard material grains and a phase made of a heterogeneously distributed binder metal, the hard material grains having an average grain size in the range from 1 nm to 1000 nm and the heterogeneously distributed binder metal in the hard metal is in the form of binder islands, which have an average size of 0.1 mm to 10 mm and an average distance between the binder islands of 1 to 7 mm.
  • EP 1526189 discloses a cemented carbide comprising WC, a binder phase based on Co, Ni or Fe and a g-phase, the G-phase has an average particle size of less than 1 m M.
  • the g phase is produced by pre-synthesized mixed carbides in the form (Me, W) C.
  • CN 103540823 describes a hard metal composition which contains 40 to 50% by weight of WC, 5 to 10% by weight of vanadium carbide, 3 to 8% by weight of chromium carbide, 5 to 9% by weight of titanium carbide, 6 to 11% by weight Tantalum carbide, 2 to 5 wt .-% niobium carbide and 12 to 18 wt .-% cobalt.
  • the particle size of the toilet is in the range of 0.1 to 0.8 ⁇ m.
  • EP 1 557 230 relates to a hard metal body which has 10 to 12% by weight cobalt, less than 3% by weight tantalum carbide, 1 to 5.5% by weight niobium carbide and 3 to 5% by weight titanium carbide, with WC make up the rest.
  • the toilet has a particle size of 0.4 to 1.5 pm, in particular 0.8 to 1.5 pm.
  • US 4,698,266 discloses a cutting tool having at most 70% by weight WC and 5 to 10% by weight cobalt binder phase, the rest of the composition being formed from metal carbides selected from the group consisting of TiC, TaC, NbC, HfC and mixtures thereof are selected.
  • the average grain size of the toilet is 0.9 to 1.3 pm.
  • a first subject of the present invention is therefore a hard metal comprising a) a tungsten carbide phase with an average grain size of 0.05 to 0.5 mhi, b) a further metal carbide phase and c) a binder metal phase, the further metal carbide phase at room temperature in a cubic crystal structure is present, and the proportion of the further metal carbide phase in the hard metal is at least 4% by volume, based on the total volume of the hard metal, and the mean grain size was determined according to the line-cutting method according to ISO 4499-2.
  • volume percent to weight percent or weight percent to volume percent are converted using the following formulas:
  • rrh denotes the mass fraction
  • v the volume fraction
  • p ⁇ the density of the respective component
  • the hard metal according to the invention is a nanoscale or ultra-fine hard metal, which is classified according to ISO 4499-2.
  • hard metal describes a sintered composite material.
  • the further metal carbide phase which is present in a cubic crystal structure at room temperature, in the context of the present invention 25 ° C., is hereinafter referred to as being cubic metal carbide.
  • the hard metal according to the invention has high hardness and high fracture toughness.
  • the problem that occurs with conventional hard metals, that the fracture toughness decreases with increasing hardness of the hard metal, that is to say the material becomes brittle and brittle, did not arise in the case of the hard metal according to the invention observed.
  • the positive properties of the hard metal according to the invention are due in particular to the combination of the small grain size of the tungsten carbide and the presence of the cubic metal carbide phase. Therefore, the tungsten carbide used in the hard metal according to the invention has an average grain size of 0.05 to 0.5 pm, preferably 0.05 to 0.23 pm, particularly preferably 0.05 to 0.09 pm, determined according to the ISO line-cut method 4499-2.
  • the metal carbide phase which is present in a cubic crystal structure at room temperature, is selected from the group consisting of titanium carbide, tantalum carbide, niobium carbide, hafnium carbide, zirconium carbide, mixtures thereof and mixed carbides of these compounds.
  • the metal carbide phase used in the hard metal according to the invention preferably has an average grain size of 0.3 to 4.0 pm, preferably 0.5 to 1.5 pm, determined according to the line cutting method according to ISO 4499-2.
  • the metal carbide phases present in the hard metal according to the invention are homogeneously distributed.
  • An embodiment is therefore preferred in which the metal carbide phase contained in the hard metal is present in a regularly recurring distribution with an average spacing of 0.5 to 10 pm, preferably 1 to 3 pm.
  • the mean distance can be determined by linear analysis (line cutting method) on micrographs using an electron microscope and refers to the distance from the center of the grain to the center of the grain.
  • the particular homogeneous distribution of the metal carbide phase in the hard metal according to the invention is attributed, among other things, to the use of a tungsten carbide powder with the grain sizes mentioned above.
  • tungsten carbide powder with an average particle size ÜBET of 0.05 to 0.30 pm, preferably 0.05 to 0.25 pm, particularly preferably 0.05 to 0.2 pm is used as the starting material.
  • the specific surface can be determined using the BET method in accordance with DIN ISO 9277.
  • the density corresponds to the physical density of the pure solid and can be found in the literature, the density for tungsten carbide generally being given as 15.7 g / cm 3 .
  • a cubic metal carbide powder which has an average particle size d ⁇ ET of 0.3 to 5 pm, particularly preferably 0.4 to 1 pm, is preferably used as the starting material for the cubic metal carbide , determined according to the BET surface area of the starting material and by conversion according to the formula dß ET 6 / (BET surface area * density).
  • the physical density of the respective cubic carbide is to be used as the density. The values can be found in the literature.
  • the binding metal is a compound selected from the group consisting of cobalt, iron, nickel and mixtures thereof.
  • the binding metal cobalt is particularly preferred.
  • the binding metal is a mixture consisting of iron, cobalt and nickel, the proportion of the respective metals in the mixture being more than 1% by mass.
  • the hard metal further has grain growth inhibitors, preferably those selected from the group consisting of vanadium carbide, chromium carbide, mixtures thereof and mixed carbides of these compounds.
  • the proportion of grain growth inhibitor in the hard metal is preferably 0.05 to 6% by volume, based on the total volume of the hard metal.
  • the proportion of tungsten carbide in the hard metal according to the invention does not exceed a proportion of 95% by volume. Therefore, an embodiment is preferred in which the The proportion of tungsten carbide in the hard metal according to the invention is 40 to 90% by volume, based on the total volume of the hard metal. In this way, sufficient hardness and fracture toughness of the hard metal can be ensured.
  • the proportion of binding metal in the hard metal is not more than 40% by volume, preferably 10 to 32% by volume, in each case based on the total volume of the hard metal.
  • the hardness of the hard metal can be increased while the fracture toughness remains the same if the volume fraction of the further metal carbide phase in the hard metal according to the invention is at least 4% by volume.
  • An embodiment is therefore preferred in which the proportion of the further metal carbide phase is 4 to 30% by volume, preferably 10 to 20% by volume, alternatively 25 to 37% by volume, in each case based on the total volume of the hard metal.
  • the hard metal according to the invention has the following composition: i) 40 to 90% by volume of tungsten carbide phase; and ii) 10 to 32 vol .-% binder metal phase, and the rest: further metal carbide phase, the proportion of the further metal carbide phase making up at least 4 vol .-%, based on the total volume of the hard metal, and wherein the vol .-% each refer to the Obtain the total volume of the hard metal and add up to 100% by volume, optionally taking into account other components such as grain growth inhibitors.
  • the hard metal according to the invention has an advantageous thermal conductivity.
  • the hard metal according to the invention has a Thermal conductivity of less than 50 W / m * K, preferably less than 40 W / m * K, determined using laser flash technology at 40 ° C.
  • the hard metal according to the invention is further characterized by improved fracture toughness. Therefore, an embodiment is preferred in which the hard metal according to the invention has a fracture toughness of more than 8.0 MPa * m 1/2 , determined on Vickers hardness impressions according to the Palmquist method, as described in Shetty et al. Journal of Materials Science 20 (1985), pp. 1873 to 1882.
  • the present invention further provides a process for producing the hard metal according to the invention, comprising: i) providing a powder mixture comprising a) tungsten carbide powder with an average particle size d ⁇ ET of 0.05 to 0.3 ⁇ m, preferably 0.05 to 0.25 pm, particularly preferably 0.05 to 0.2 pm; b) a further metal carbide powder which is at room temperature (25 ° C.) in a cubic crystal structure and has an average particle size dß ET of 0.3 to 5 pm; and c) binder metal powder; and ii) shaping and sintering the mixture.
  • a powder mixture comprising a) tungsten carbide powder with an average particle size d ⁇ ET of 0.05 to 0.3 ⁇ m, preferably 0.05 to 0.25 pm, particularly preferably 0.05 to 0.2 pm; b) a further metal carbide powder which is at room temperature (25 ° C.) in a cubic crystal structure and has an average particle size dß ET of 0.3 to 5 pm; and c) binder
  • the proportion of the further, cubic metal carbide powder in the powder mixture is selected such that the hard metal obtained has a proportion of at least 4% by volume of the cubic metal carbide phase, based on the total volume of the hard metal.
  • binder metal powder those listed above are preferably used.
  • the mixture is shaped and sintered to obtain a hard metal body.
  • the hard metal body can be a component, for example.
  • the sintering in the process according to the invention is carried out at a temperature of 1150 to 1550 ° C. performed.
  • the hard metal according to the invention is accessible by means of a process that is simple to implement industrially.
  • the hard metal according to the invention can be produced from the pure metal carbides or their mixtures.
  • the hard metal according to the invention is particularly suitable for use in areas of application in which high hardness and good fracture toughness are required. Another object of the present invention is therefore the use of the hard metal according to the invention for the production of tools.
  • the tools are preferably tools with specific and indefinite cutting edges and tools for machining materials of all kinds.
  • Another object of the present invention is a component which is obtained by shaping the hard metal according to the invention.
  • the component is preferably selected from the group consisting of drills, solid carbide milling cutters, indexable inserts, saw teeth, forming tools, sealing rings, press punches, press dies and wear parts.
  • a 200 g mixture of 62.7% by volume (77% by weight) WC, 15.9% by volume (11% by weight) Co, 12.9% by volume (5% by weight) ) TiC, 4.4% by volume (5% by weight) TaC, 1.9% by volume (1% by weight) Cr 3 C2 and 2.2% by volume (1% by weight) ) VC was ball milled in n-heptane for 48 hours.
  • the hard metal dispersion obtained was dried and at a pressure of 300 MPa pressed uniaxially into rectangular test specimens with a green density> 50% of the density expected for the dense body (theoretical density).
  • test specimens were compressed in a vacuum at a temperature of 1450 ° C and a holding time of 30 min to over 95% of the theoretical density and then finally compressed in an argon atmosphere at the same temperature (SinterHIP technology).
  • the specimens turned out to be completely sealed under the light microscope.
  • the porosity according to ISO 4505 corresponded to> A02, B00, C00.
  • the Vickers hardness was determined to be 1770 HV10 and the fracture toughness (Kic) was determined by measuring the crack lengths and using the formula from Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, see reference above) to 9.5 MPa * m 1 / 2 calculated.
  • the thermal conductivity (WLF) was determined to be 29 W / m * K (measurement at 40 ° C. using the laser flash technique).
  • Table 1 shows the specific parameters compared to a hard metal with a composition without cubic metal carbide additives but otherwise comparable binder metal content.
  • the test specimens were compressed in a vacuum at a temperature of 1450 ° C and a holding time of 30 min to over 95% of the theoretical density and then finally compressed in an argon atmosphere at the same temperature (SinterHIP technology).
  • the specimens turned out to be completely sealed under the light microscope.
  • the porosity according to ISO 4505 corresponded to> A02, B00, C00.
  • the Vickers hardness was determined to be 1690 HV10 and the fracture toughness (Kic) was determined by measuring the crack lengths and using the formula from Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, see reference above) calculated to 9.7 MPa * m 1/2 .
  • the thermal conductivity (WLF) was determined to be 39 W / m * K (measurement at 40 ° C. using the laser flash technique).
  • Table 1 shows the determined characteristic values in comparison to the characteristic values from example 1.
  • Table 1 Composition and achieved hardness, fracture toughness and thermal conductivity of nanoscale or ultra-fine hard metals with a binder metal content of 16 ⁇ 0.2 vol.% Without and with cubic metal carbide additives (MeC) of 17 and 11 vol.%.
  • the hard metal dispersion obtained was dried and pressed uniaxially at a pressure of 300 MPa to form rectangular test specimens with a green density> 50% of the density to be expected for the dense body (theoretical density).
  • the test specimens were in a vacuum at a temperature of 1460 ° C and a Holding time compressed from 30 min to over 95% of the theoretical density and then finally compressed in an argon atmosphere at the same temperature (SinterHIP technology).
  • the specimens turned out to be completely sealed under the light microscope.
  • the porosity according to ISO 4505 corresponded to> A02, B00, C00.
  • the Vickers hardness was determined to be 2020 HV10 and the fracture toughness (Kic) was determined by measuring the crack lengths and using the formula from Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, see reference above) to 8.5 MPa * m 1 / 2 calculated.
  • the thermal conductivity (WLF) was determined to be 35 W / m * K (measurement at 40 ° C. using the laser flash technique).
  • Table 2 shows the specific parameters compared to a hard metal with a composition without cubic metal carbide additives but otherwise comparable binder metal content.
  • Table 2 Composition and achieved hardness, fracture toughness and thermal conductivity of nanoscale or ultra-fine hard metals with a binder metal content of 10 ⁇ 0.2% by volume without and with cubic metal carbide additives (MeC)
  • the hard metals according to the examples according to the examples have improved fracture toughness and lower thermal conductivity than conventional hard metals, without the Vickers hardness of the hard metals according to the invention being impaired within the accepted tolerance of ⁇ 20 HV10.
  • Figure 1 shows a scanning electron image of a hard metal according to the invention, which shows the regularly recurring distribution of the further metal carbide phase with an average distance of about 1 to 3 pm.
  • the recording was on an electron microscope with ESB detector at an acceleration voltage of 2 kV and a magnification of 10,000 times. It shows

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein nanoskaliges beziehungsweise ultrafeines Hartmetall umfassend Wolframcarbid, eine weitere Metallcarbidphase, die in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt und eine Bindemetallphase, ein Verfahren zu dessen Herstellung sowie dessen Verwendung zur Herstellung von Werkzeugen und Verschleißteilen. Weiterhin betrifft die vorliegende Erfindung ein Bauteil, das aus dem beschriebenen Hartmetall hergestellt wurde.

Description

Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem Gefüge
Die vorliegende Erfindung betrifft ein nanoskaliges beziehungsweise ultrafeines Hartmetall umfassend Wolframcarbid, eine weitere Metallcarbidphase, die in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt und eine Bindemetallphase, ein Verfahren zu dessen Herstellung sowie dessen Verwendung zur Herstellung von Werkzeugen und Verschleißteilen. Weiterhin betrifft die vorliegende Erfindung ein Bauteil, das aus dem beschriebenen Hartmetall hergestellt wurde.
Hartmetalle sind Metallmatrix-Verbundwerkstoffe, bei denen Hartstoffe, die als kleine Partikel vorliegen, durch eine Matrix aus Metall zusammengehalten werden. Hartmetalle werden überwiegend in Anwendungen eingesetzt, in denen Werkstoffe mit hoher Verschleißbeständigkeit und Härte bei gleichzeitig hoher Festigkeit erforderlich sind. So werden Hartmetalle beispielsweise als Schneidstoff für Werkzeuge (wie Drehmeißel, Bohrer und Fräswerkzeuge) und als verschleißfeste Matrizen z. B. in Umform- oder Stanzwerkzeugen verwendet. Herkömmliche Hartmetalle haben allerdings den Nachteil, dass sie eine sehr niedrige Bruchzähigkeit aufweisen, was ihre Anwendbarkeit deutlich einschränkt. Eine Steigerung der Bruchzähigkeit ist konventionell durch eine Erhöhung des Bindemetallgehaltes möglich, was jedoch zu einem Absinken der Härte führt. Idealerweise sollte ein aus Hartmetall bestehendes Werkzeug eine hohe Härte bei gleichzeitig hoher Bruchzähigkeit aufweisen.
US 5,593,474 beschreibt einen gesinterten Gegenstand aus einem Verbundmaterial, der eine Vielzahl von Regionen eines ersten Metallcarbids und eine Vielzahl von Regionen eines zweiten Metallcarbids aufweist, wobei das erste Metallcarbid eine größere Partikelgröße aufweist als das zweite Metallcarbid.
In DE 10 2004 051 288 wurde die Aufgabe adressiert, ein polykristallines Hartstoffpulver mit verbesserter Härte bei gleichbleibender Zähigkeit bereitzustellen. Die Aufgabe wird durch ein polykristallines Hartstoffpulver gelöst, das aus polykristallinen Hartstoffkörnern besteht, die aus Kristallen der Carbide, Nitride und/oder Karbonitride der Übergangsmetalle der vierten, fünften und sechsten Nebengruppe bestehen.
WO 2017/186468 betrifft ein Hartmetall umfassend eine Phase aus Hartstoffkörnern und eine Phase aus einem heterogen verteilten Bindermetall, wobei die Hartstoffkörner eine mittlere Korngröße im Bereich von 1 nm bis 1000 nm aufweisen und das heterogen verteilte Bindermetall im Hartmetall in Form von Binderinseln vorliegt, welche eine mittlere Größe von 0,1 Mm bis 10 Mm und einen mittleren Abstand zwischen den Binderinseln von 1 bis 7 Mm aufweisen.
EP 1 526 189 beschreibt ein Hartmetall umfassend WC, eine Binderphase basierend auf Co, Ni oder Fe und eine g-Phase, wobei die g-Phase eine mittlere Partikelgröße von kleiner 1 Mm aufweist. Die g-Phase wird dabei durch vorsynthetisierte Mischcarbide in der Form (Me,W)C hergestellt.
CN 103540823 beschreibt eine Hartmetallzusammensetzung, die 40 bis 50 Gew.- % WC, 5 bis 10 Gew.-% Vanadiumcarbid, 3 bis 8 Gew.-% Chromcarbid, 5 bis 9 Gew.-% Titancarbid, 6 bis 11 Gew.-% Tantalcarbid, 2 bis 5 Gew.-% Niobcarbid und 12 bis 18 Gew.-% Cobalt aufweist. Die Partikelgröße des WC liegt dabei im Bereich von 0,1 bis 0,8 Mm.
EP 1 557 230 betrifft einen Hartmetallkörper, der 10 bis 12 Gew.-% Cobalt, weniger als 3 Gew.-% Tantalcarbid, 1 bis 5,5 Gew.-% Niobcarbid und 3 bis 5 Gew.- % Titancarbid aufweist, wobei WC den Rest ausmacht. Das WC weist dabei eine Partikelgröße von 0,4 bis 1,5 pm, insbesondere 0,8 bis 1,5 pm auf.
US 4,698,266 offenbart ein Schneidewerkzeug, das höchsten 70 Gew.-% WC und 5 bis 10 Gew.-% einer Cobaltbinderphase aufweist, wobei der Rest der Zusammensetzung aus Metallcarbiden gebildet wird, die aus der Gruppe TiC, TaC, NbC, HfC und Mischungen davon ausgewählt sind. Die durchschnittliche Korngröße des WC beträgt dabei 0,9 bis 1,3 pm.
Auch wenn bereits einige Lösungsansätze im Stand der Technik angeboten werden, fehlt es weiterhin an einer kommerziellen Lösung für Hartmetalle, die sowohl eine hohe Härte und Verschleißbeständigkeit als auch eine hohe Bruchzähigkeit aufweisen.
Daher ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung ein Hartmetall zur Verfügung zu stellen, das eine verbesserte Kombination von Härte und Bruchzähigkeit aufweist und vorzugsweise auf einfache Art und Weise zugänglich ist.
Es wurde überraschend gefunden, dass diese Aufgabe durch die Bereitstellung eines nanoskaligen beziehungsweise ultrafeinen Hartmetalls auf Basis von Wolframcarbid gelöst wird, das weiterhin eine Metallcarbidphase aufweist, die bei Raumtemperatur in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt. Ein erster Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist daher ein Hartmetall umfassend a) eine Wolframcarbidphase mit einer mittleren Korngröße von 0,05 bis 0,5 mhi, b) eine weitere Metallcarbidphase und c) eine Bindemetallphase, wobei die weitere Metallcarbidphase bei Raumtemperatur in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt, und wobei der Anteil der weiteren Metallcarbidphase im Hartmetall wenigstens 4 Vol.-% beträgt, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls, und wobei die mittlere Korngröße gemäß Linienschnittverfahren nach ISO 4499-2 bestimmt wurde.
Die Umrechnung von Volumenprozent in Gewichtsprozent beziehungsweise die Umrechnung von Gewichtsprozent in Volumenprozent erfolgt dabei gemäß den folgenden Formeln :
Figure imgf000005_0001
wobei rrh den Massenanteil, v, den Volumenanteil und p\ die Dichte der jeweiligen Komponente bezeichnet.
Bei dem erfindungsgemäßen Hartmetall handelt es sich um ein nanoskaliges beziehungsweise ultrafeines Hartmetall, dessen Klassifizierung gemäß ISO 4499- 2 erfolgt.
Im Rahmen der vorliegenden Erfindung beschreibt Hartmetall einen gesinterten Verbundwerkstoff. Die weitere Metallcarbidphase, die bei Raumtemperatur, im Rahmen der vorliegenden Erfindung 25 °C, in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt, wird im Folgenden gleichwertig als kubisches Metallcarbid bezeichnet.
Das erfindungsgemäße Hartmetall weist eine hohe Härte und hohe Bruchzähigkeit auf. Das bei herkömmlichen Hartmetallen auftretende Problem, dass die Bruchzähigkeit mit steigender Härte des Hartmetalls abnimmt, das Material also spröde und brüchig wird, wurde im Fall des erfindungsgemäßen Hartmetalls nicht beobachtet. Ohne an eine bestimmte Theorie gebunden zu sein, wird davon ausgegangen, dass die positiven Eigenschaften des erfindungsgemäßen Hartmetalls insbesondere auf die Kombination der geringen Korngröße des Wolframcarbids und der Anwesenheit der kubischen Metallcarbidphase zurückzuführen sind. Daher weist das in dem erfindungsgemäßen Hartmetall verwendete Wolframcarbid eine mittlere Korngröße von 0,05 bis 0,5 pm, vorzugsweise 0,05 bis 0,23 pm, besonders bevorzugt von 0,05 bis 0,09 pm auf, bestimmt gemäß Linienschnittverfahren nach ISO 4499-2.
In einer weiterhin bevorzugten Ausführungsform ist die Metallcarbidphase, die bei Raumtemperatur in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Titancarbid, Tantalcarbid, Niobcarbid, Hafniumcarbid, Zirkoniumcarbid, Mischungen hiervon und Mischcarbiden dieser Verbindungen.
Vorzugsweise weist die in dem erfindungsgemäßen Hartmetall verwendete Metallcarbidphase eine mittlere Korngröße von 0,3 bis 4,0 pm auf, vorzugsweise 0,5 bis 1,5 pm, bestimmt gemäß Linienschnittverfahren nach ISO 4499-2.
Es wurde überraschend gefunden, dass ein besonders vorteilhaftes Verhältnis von Härte und Bruchzähigkeit erreicht werden konnte, wenn die im erfindungsgemäßen Hartmetall vorhandenen Metallcarbidphasen homogen verteilt sind. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der die im Hartmetall enthaltene Metallcarbidphase in einer regelmäßig wiederkehrenden Verteilung mit einem mittleren Abstand von 0,5 bis 10 pm, vorzugsweise 1 bis 3 pm vorliegt. Der mittlere Abstand kann dabei durch Linearanalyse (Linienschnittverfahren) an Schliffaufnahmen mittels Elektronenmikroskops bestimmt werden und bezieht sich auf den Abstand von Kornmittelpunkt zu Kornmittelpunkt. Ohne an eine bestimmte Theorie gebunden zu sein, wird die besondere homogene Verteilung der Metallcarbidphase im erfindungsgemäßen Hartmetall unter anderem auf den Einsatz eines Wolframcarbidpulvers mit den oben genannten Korngrößen zurückgeführt.
Es hat sich als vorteilhaft herausgestellt, wenn als Ausgangsstoffe für das Wolframcarbid und das kubische Metallcarbid Pulver verwendet werden, die eine bestimmte Partikelgröße aufweisen, wobei als Ausgangsstoff im Rahmen der vorliegenden Erfindung ein ungesintertes Pulver bezeichnet wird. Daher wird in einer bevorzugten Ausführungsform als Ausgangsstoff ein Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Partikelgröße ÜBET von 0,05 bis 0,30 pm, vorzugsweise 0,05 bis 0,25 pm, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,2 pm verwendet. Die mittlere Partikelgröße Ö BET wird aus der Bestimmung der spezifischen Oberfläche nach BET (BET-Oberfläche) des Ausgangsstoffes und durch Umrechnung gemäß der Formel dßET = 6/(BET-Oberfläche * Dichte) berechnet. Die spezifische Oberfläche kann mit dem BET-Verfahren gemäß DIN ISO 9277 bestimmt werden. Die Dichte entspricht der physikalischen Dichte des reinen Feststoffs und kann der Literatur entnommen werden, wobei die Dichte für Wolframcarbid in der Regel mit 15,7 g/cm3 angegeben ist.
Als Ausgangsstoff des kubischen Metallcarbids wird vorzugsweise ein kubisches Metallcarbidpulver eingesetzt, das eine mittlere Partikelgröße dßET von 0,3 bis 5 pm, besonders bevorzugt 0,4 bis 1 pm aufweist, bestimmt nach der BET- Oberfläche des Ausgangsstoffes und durch Umrechnung gemäß der Formel dßET = 6/(BET-Oberfläche * Dichte). Als Dichte ist die physikalische Dichte des jeweiligen kubischen Karbides zu verwenden. Die Werte können der Literatur entnommen werden.
In einer bevorzugten Ausführungsform handelt es sich bei dem Bindemetall um eine Verbindung ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Cobalt, Eisen, Nickel und Mischungen davon. Besonders bevorzugt ist das Bindemetall Cobalt. In einer weiterhin bevorzugten Ausführungsform handelt es sich bei dem Bindemetall um eine Mischung bestehend aus Eisen, Cobalt und Nickel, wobei der Anteil der jeweiligen Metalle an der Mischung mehr als 1 Ma-% beträgt.
Es wurde überraschend gefunden, dass die alleinige Zugabe der kubischen Metallcarbide wie oben beschrieben keinen Einfluss auf das Kornwachstum während des Herstellungsprozesses hat, so dass zur Reduzierung des Kornwachstums während des Herstellungsprozesses des erfindungsgemäßen Hartmetalls diesem optional Kornwachstumshemmer zugesetzt werden können. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der das Hartmetall weiterhin Kornwachstumshemmer aufweist, vorzugsweise solche, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die aus Vanadiumcarbid, Chromcarbid, Mischungen hiervon und Mischcarbiden dieser Verbindungen besteht. Der Anteil an Kornwachstumshemmer im Hartmetall beträgt dabei vorzugsweise 0,05 bis 6 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.
Im Rahmen der vorliegenden Erfindung hat es sich als vorteilhaft erwiesen, wenn der Anteil an Wolframcarbid im erfindungsgemäßen Hartmetall einen Anteil von 95 Vol.-% nicht übersteigt. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der der Anteil an Wolframcarbid im erfindungsgemäßen Hartmetall 40 bis 90 Vol.-% beträgt, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls. Auf diese Weise können eine ausreichende Härte und Bruchzähigkeit des Hartmetalls sichergestellt werden.
Des Weiteren hat es sich als vorteilhaft erwiesen, den Anteil an Bindemetall im Hartmetall zu begrenzen. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der der Anteil an Bindemetall im erfindungsgemäßen Hartmetall nicht mehr als 40 Vol.-%, vorzugsweise 10 bis 32 Vol.-% beträgt, jeweils bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.
Es hat sich überraschend gezeigt, dass die Härte des Hartmetalls bei gleichbleibender Bruchzähigkeit gesteigert werden kann, wenn der Volumenanteil der weiteren Metallcarbidphase in dem erfindungsgemäßen Hartmetall wenigstens 4 Vol.-% ausmacht. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der der Anteil der weiteren Metallcarbidphase 4 bis 30 Vol.-%, bevorzugt 10 bis 20 Vol.-%, alternativ 25 bis 37 Vol.-%, beträgt, jeweils bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.
In einer besonders bevorzugten Ausführungsform weist das erfindungsgemäße Hartmetall die folgende Zusammensetzung auf: i) 40 bis 90 Vol.-% Wolframcarbidphase; und ii) 10 bis 32 Vol.-% Bindemetallphase, und Rest: weitere Metallcarbidphase, wobei der Anteil an der weiteren Metallcarbidphase wenigstens 4 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls ausmacht und wobei sich die Vol.-% jeweils auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls beziehen und sich zu 100 Vol.-% addieren, optional unter Berücksichtigung weiterer Komponenten wie Kornwachstumshemmer.
Herkömmliche Hartmetalle weisen den Nachteil auf, dass zwar durch Erniedrigung des Gehalts an Bindemetall die Härte gesteigert wird aber dabei die Bruchzähigkeit sinkt. Gleichzeitig kann es zu einer unerwünschten Erhöhung der Wärmeleitfähigkeit kommen. Es wurde überraschend gefunden, dass das erfindungsgemäße Hartmetall eine vorteilhafte Wärmeleitfähigkeit aufweist. In einer bevorzugten Ausführungsform weist das erfindungsgemäße Hartmetall eine Wärmeleitfähigkeit von weniger als 50 W/m*K, vorzugsweise weniger als 40 W/m*K auf, bestimmt mittels Laser Flash Technik bei 40 °C.
Neben einer vorteilhaften Wärmeleitfähigkeit zeichnet sich das erfindungsgemäße Hartmetall weiterhin durch eine verbesserte Bruchzähigkeit aus. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der das erfindungsgemäße Hartmetall eine Bruchzähigkeit von mehr als 8,0 MPa*m1/2 aufweist, bestimmt an Vickershärteeindrücken gemäß der Palmquist Methode, wie in Shetty et al. Journal of Materials Science 20 (1985), S. 1873 bis 1882 beschrieben.
Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Hartmetalls, umfassend : i) Bereitstellen einer Pulvermischung umfassend a) Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Partikelgröße dßET von 0,05 bis 0,3 pm, vorzugsweise 0,05 bis 0,25 pm, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,2 pm; b) ein weiteres Metallcarbidpulver, das bei Raumtemperatur (25 °C) in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt und eine mittlere Partikelgröße dßET von 0,3 bis 5 pm aufweist; und c) Bindemetallpulver; und ii) Formgeben und Sintern der Mischung.
Die mittlere Partikelgröße dßET wird wie oben beschrieben aus der BET-Oberfläche und Umrechnung gemäß der Formel dßET = 6/(BET-Oberfläche * Dichte) bestimmt.
Der Anteil an dem weiteren, kubischen Metallcarbidpulver in der Pulvermischung wird dabei so gewählt, dass das erhaltene Hartmetall einen Anteil von wenigstens 4 Vol.-% der kubischen Metallcarbidphase aufweist, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.
Als Bindemetallpulver werden vorzugsweise die oben aufgeführten verwendet.
In einer bevorzugten Ausführungsform erfolgt das Formgeben und Sintern der Mischung unter Erhalt eines Hartmetallkörpers. Bei dem Hartmetallkörper kann es sich beispielsweise um ein Bauteil handeln.
In einer bevorzugten Ausführungsform wird das Sintern im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens bei einer Temperatur von 1150 bis 1550 °C vorgenommen. Auf diese Weise ist das erfindungsgemäße Hartmetall mittels eines einfach industriell umsetzbaren Verfahrens zugänglich.
Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wurde überraschend gefunden, dass es zur Herstellung des erfindungsgemäßen Hartmetalls nicht nötig ist, vorsynthetisierte Mischcarbide der Form (Me,W)C zu verwenden, wie im Stand der Technik beschrieben. Vielmehr kann das erfindungsgemäße Hartmetall aus den reinen Metallcarbiden oder deren Mischungen hergestellt werden.
Das erfindungsgemäße Hartmetall ist insbesondere für den Einsatz in Anwendungsbereichen geeignet, in denen eine hohe Härte bei gleichzeitig guter Bruchzähigkeit erforderlich ist. Daher ist ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung die Verwendung des erfindungsgemäßen Hartmetalls zur Herstellung von Werkzeugen. Vorzugsweise handelt es sich bei den Werkzeugen um Werkzeuge mit bestimmten und unbestimmten Schneiden und Werkzeuge zur spanenden Bearbeitung von Werkstoffen aller Art.
Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist ein Bauteil, das durch Formen des erfindungsgemäßen Hartmetalls erhalten wird. Vorzugsweise ist das Bauteil ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Bohrer, Vollhartmetall-Fräser, Wendeschneidplatten, Sägezähne, Umformwerkzeuge, Dichtringe, Pressstempel, Pressmatrizen und Verschleißteile.
Die vorliegende Erfindung wird anhand der folgenden Beispiele näher erläutert, wobei diese keinesfalls als Einschränkung des Erfindungsgedankens zu verstehen sind.
Beispiele
Beispiel 1 :
Als Ausgangspulver wurde ein WC-Pulver mit einem dBET-Wert von 90 nm, ein Cobaltmetallpulver mit einem dßET-Wert von 205 nm, ein TiC-Pulver mit einem dBET- Wert von 610 nm, ein TaC-Pulver mit einem dBET-Wert von 370 nm, ein Cr3C2- Pulver mit einem dBET-Wert von 430 nm und ein VC-Pulver mit einem dßET-Wert von 350 nm verwendet. Eine 200 g Mischung aus 62,7 Vol.-% (77 Gew.-%) WC, 15,9 Vol.-% (11 Gew.-%) Co, 12,9 Vol.-% (5 Gew.-%) TiC, 4,4 Vol.-% (5 Gew.- %) TaC, 1,9 Vol.-% (1 Gew.-%) Cr3C2 und 2,2 Vol.-% (1 Gew.-%) VC wurde in n- Heptan für 48 Stunden in einer Kugelmühle gemahlen. Die erhaltene Hartmetalldispersion wurde getrocknet und bei einem Pressdruck von 300 MPa uniaxial zu rechteckigen Probenkörpern mit einer Gründichte > 50 % der für den dichten Körper zu erwartender Dichte (theoretische Dichte) gepresst. Die Probenkörper wurden im Vakuum bei einer Temperatur von 1450 °C und einer Haltezeit von 30 min auf über 95% der theoretischen Dichte verdichtet und nachfolgend in einer Argonatmosphäre bei gleicher Temperatur endverdichtet (SinterHIP-Technologie). Die Probenkörper erwiesen sich im Lichtmikroskop als vollständig dicht. Die Porosität gemäß ISO 4505 entsprach > A02, B00, C00. Die Vickershärte wurde zu 1770 HV10 bestimmt und die Bruchzähigkeit (Kic) wurde mittels der Ausmessung der Risslängen und unter Verwendung der Formel von Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, siehe Referenz oben) zu 9,5 MPa*m1/2 berechnet. Die Wärmeleitfähigkeit (WLF) wurde zu 29 W/m*K bestimmt (Messung bei 40 °C mittels der Laser-Flash-Technik).
In Tabelle 1 sind die bestimmten Kennwerte im Vergleich zu einem Hartmetall mit einer Zusammensetzung ohne kubische Metallkarbidzusätze aber ansonsten vergleichbarem Bindemetallgehalt gezeigt.
Beispiel 2 :
Als Ausgangspulver wurde ein WC-Pulver mit einem dBET-Wert von 90 nm, ein Cobaltmetallpulver mit einem dßET-Wert von 205 nm, ein TiC-Pulver mit einem dBET- Wert von 610 nm, ein TaC-Pulver mit einem dBET-Wert von 370 nm, ein Cr3C2- Pulver mit einem dBET-Wert von 430 nm und ein VC-Pulver mit einem dßET-Wert von 350 nm verwendet. Eine 200 g Mischung aus 68,9 Vol.-% (80,6 Gew.-%) WC, 16 Vol.-% (10,6 Gew.-%) Co, 4 Vol.-% (2,6 Gew.-%) TiC, 7 Vol.-% (4,3 Gew.-%) TaC, 1,9 Vol .-% (0,9 Gew.-%) Cr3C2 und 2,2 Vol .-% (1 Gew.-%) VC wurde in n- Heptan für 48 Stunden in einer Kugelmühle gemahlen. Die erhaltene Hartmetalldispersion wurde getrocknet und bei einem Pressdruck von 300 MPa uniaxial zu rechteckigen Probenkörpern mit einer Gründichte > 50 % der für den dichten Körper zu erwartender Dichte (theoretische Dichte) gepresst. Die Probenkörper wurden im Vakuum bei einer Temperatur von 1450 °C und einer Haltezeit von 30 min auf über 95% der theoretischen Dichte verdichtet und nachfolgend in einer Argonatmosphäre bei gleicher Temperatur endverdichtet (SinterHIP-Technologie). Die Probenkörper erwiesen sich im Lichtmikroskop als vollständig dicht. Die Porosität gemäß ISO 4505 entsprach > A02, B00, C00. Die Vickershärte wurde zu 1690 HV10 bestimmt und die Bruchzähigkeit (Kic) wurde mittels der Ausmessung der Risslängen und unter Verwendung der Formel von Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, siehe Referenz oben) zu 9,7 MPa*m1/2 berechnet. Die Wärmeleitfähigkeit (WLF) wurde zu 39 W/m*K bestimmt (Messung bei 40 °C mittels der Laser-Flash-Technik).
In Tabelle 1 sind die bestimmten Kennwerte im Vergleich zu den Kennwerten aus Beispiel 1 gezeigt.
Tabelle 1 : Zusammensetzung und erreichte Härte, Bruchzähigkeit und Wärmeleitfähigkeit von nanoskaligen beziehungsweise ultrafeinen Hartmetallen mit einem Bindemetallgehalt von 16 ± 0,2 Vol.-% ohne und mit kubischen Metallcarbidzusätzen (MeC) von 17 und 11 Vol.-%.
Figure imgf000012_0001
Beispiel 3:
Als Ausgangspulver wurde ein WC-Pulver mit einem dBET-Wert von 90 nm, ein Cobaltmetallpulver mit einem dßET-Wert von 205 nm, ein TiC-Pulver mit einem dBET- Wert von 610 nm, ein TaC-Pulver mit einem dBET-Wert von 370 nm, ein Cr3C2- Pulver mit einem dBET-Wert von 430 nm und ein VC-Pulver mit einem dßET-Wert von 350 nm verwendet. Eine 200 g Mischung aus 68,5 Vol.-% (79,1 Gew.-%) WC, 10 Vol.-% (6,5 Gew.-%) Co, 10,1 Vol.-% (3,7 Gew.-%) TiC, 9 Vol.-% (9,6 Gew.- %) TaC, 1,2 Vol.-% (0,6 Gew.-%) Cr3C2 und 1,2 Vol.-% (0,5 Gew.-%) VC wurde in n-Heptan für 44 Stunden in einer Kugelmühle gemahlen. Die erhaltene Hartmetalldispersion wurde getrocknet und bei einem Pressdruck von 300 MPa uniaxial zu rechteckigen Probenkörpern mit einer Gründichte > 50 % der für den dichten Körper zu erwartender Dichte (theoretische Dichte) gepresst. Die Probenkörper wurden im Vakuum bei einer Temperatur von 1460 °C und einer Haltezeit von 30 min auf über 95% der theoretischen Dichte verdichtet und nachfolgend in einer Argonatmosphäre bei gleicher Temperatur endverdichtet (SinterHIP-Technologie). Die Probenkörper erwiesen sich im Lichtmikroskop als vollständig dicht. Die Porosität gemäß ISO 4505 entsprach > A02, B00, C00. Die Vickershärte wurde zu 2020 HV10 bestimmt und die Bruchzähigkeit (Kic) wurde mittels der Ausmessung der Risslängen und unter Verwendung der Formel von Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, siehe Referenz oben) zu 8,5 MPa*m1/2 berechnet. Die Wärmeleitfähigkeit (WLF) wurde zu 35 W/m*K bestimmt (Messung bei 40 °C mittels der Laser-Flash-Technik).
In Tabelle 2 sind die bestimmten Kennwerte im Vergleich zu einem Hartmetall mit einer Zusammensetzung ohne kubische Metallkarbidzusätze aber ansonsten vergleichbarem Bindemetallgehalt gezeigt.
Tabelle 2: Zusammensetzung und erreichte Härte, Bruchzähigkeit und Wärmeleitfähigkeit von nanoskaligen beziehungsweise ultrafeinen Hartmetallen mit einem Bindemetallgehalt von 10 ± 0,2 Vol.-% ohne und mit kubischen Metallcarbidzusätzen (MeC)
Figure imgf000013_0001
Wie aus den Tabellen 1 und 2 ersichtlich, weisen die erfindungsgemäßen Hartmetalle gemäß den Beispielen eine gegenüber herkömmlichen Hartmetallen verbesserte Bruchzähigkeit und eine geringere Wärmeleitfähigkeit, ohne dass die Vickers-Härte der erfindungsgemäßen Hartmetalle im Rahmen der akzeptierten Toleranz von ± 20 HV10 beeinträchtigt wurde.
Figure 1 zeigt ein Rasterelektronenbild eines erfindungsgemäßen Hartmetalls, das die regelmäßig wiederkehrende Verteilung der weiteren Metallcarbidphase mit einem mittleren Abstand von ca. 1 bis 3 pm aufzeigt. Die Aufnahme wurden an einem Elektronenmikroskop mit ESB-Detektor bei einer Beschleunigungsspannung von 2 kV und einer 10000-fachen Vergrößerung aufgenommen. Dabei zeigt
1 - Wolframcarbidphase
2 - kubische Metallcarbidphase
3 - Bindemetallphase.
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Claims

Patentansprüche
1. Hartmetall umfassend a) eine Wolframcarbidphase mit einer mittleren Korngröße von 0,05 bis 0,5 pm, vorzugsweise 0,05 bis 0,23 pm, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,09 pm, b) eine weitere Metallcarbidphase und c) Bindemetallphase, dadurch gekennzeichnet, dass die weitere Metallcarbidphase bei Raumtemperatur in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt, wobei der Anteil der weiteren Metallcarbidphase im Hartmetall wenigstens 4 Vol.-% beträgt, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls, und wobei die mittlere Korngröße gemäß Linienschnittverfahren nach ISO 4499-2 bestimmt wurde.
2. Hartmetall gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die weitere Metallcarbidphase ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Titancarbid (TiC), Tantalcarbid (TaC), Niobcarbid (NbC), Hafniumcarbid (HfC), Zirkoniumcarbid, Mischungen hiervon und Mischcarbiden dieser Verbindungen untereinander.
3. Hartmetall nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die weitere Metallcarbidphase eine mittlere Korngröße von 0,3 bis 4 pm, vorzugsweise 0,5 bis 1,5 pm aufweist, bestimmt gemäß
Linienschnittverfahren nach ISO 4499-2.
4. Hartmetall nach wenigstens einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die weitere Metallcarbidphase in dem Hartmetall in einer regelmäßig wiederkehrenden Verteilung mit einem mittleren Abstand von 0,5 bis 10 pm vorliegt, vorzugsweise 1 bis 3 pm, bestimmt durch Linearanalyse (Linienschnittverfahren) an Schliffaufnahmen mittels Elektronenmikroskops.
5. Hartmetall gemäß wenigstens einem vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass als Ausgangsstoff Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Partikelgröße ÖBET von 0,05 pm bis 0,3 pm, vorzugsweise 0,05 bis 0,25 pm, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,2 pm verwendet wird, bestimmt nach der BET-Oberfläche und Umrechnung gemäß der Formel dßET = 6/(BET- Oberfläche * Dichte).
6. Hartmetall gemäß wenigstens einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass als Ausgangsstoff Metallcarbidpulver mit einer mittleren Partikelgröße dßE-rvon 0,3 bis 5 pm, besonders bevorzugt 0,4 bis 1 pm verwendet wird, bestimmt nach der BET-Oberfläche und Umrechnung gemäß der Formel dßET = 6/(BET-Oberfläche * Dichte).
7. Hartmetall gemäß wenigstens einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Bindemetallphase ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Eisen, Cobalt, Nickel und Mischungen hiervon.
8. Hartmetall gemäß Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei der Bindemetallphase um eine Mischung bestehend aus Eisen, Cobalt und Nickel handelt, wobei die jeweiligen Gehalte der Komponenten größer als 1 Ma-% sind.
9. Hartmetall gemäß wenigstens einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Hartmetall weiterhin Kornwachstumshemmer aufweist, vorzugsweise ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Vanadiumcarbid, Chromcarbid, Mischungen hiervon und Mischcarbiden dieser Verbindungen.
10. Hartmetall gemäß wenigstens einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Wolframcarbidphase im Hartmetall 40 bis 90 Vol.- % ausmacht, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.
11. Hartmetall gemäß wenigstens einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Hartmetall eine Wärmeleitfähigkeit von weniger als 50 W/m*K aufweist, bestimmt mittels Laser Flash Technik bei 40 °C.
12. Verfahren zur Herstellung eines Hartmetalls gemäß einem oder mehrerer der Ansprüche 1 bis 11 umfassend die Schritte: i) Bereitstellen einer Pulvermischung umfassend a) Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Partikelgröße dßET von 0,05 bis 0,3 pm; b) ein weiteres Metallcarbidpulver, das bei Raumtemperatur (25 °C) in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt und eine mittlere Partikelgröße dßET von 0,3 bis 5 pm aufweist; und c) Bindemetallpulver; und ii) Formgeben und Sintern der Mischung.
13. Verfahren gemäß Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Sintern bei einer Temperatur von 1150 bis 1550 °C vorgenommen wird.
14. Verwendung eines Hartmetalls gemäß einem oder mehrerer der Ansprüche 1 bis 11 zur Fertigung von Werkzeugen.
15. Bauteil, dadurch gekennzeichnet, dass es durch Formen eines Hartmetalls gemäß einem oder mehrerer der Ansprüche 1 bis 11 erhalten wird.
16. Bauteil gemäß Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei dem Bauteil um Bohrer, Vollhartmetall-Fräser, Wendeschneidplatten, Sägezähne, Umformwerkzeuge, Dichtringe, Pressstempel, Pressmatrizen und Verschleißteile handelt.
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US17/282,062 US20220267882A1 (en) 2018-10-12 2019-09-20 Hard Metal Having Toughness-Increasing Microstructure
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CA3114969A CA3114969A1 (en) 2018-10-12 2019-09-20 Hard metal having toughness-increasing microstructure
JP2021518593A JP2022504253A (ja) 2018-10-12 2019-09-20 靭性向上のための微細構造を有する硬質金属
CN201980065576.7A CN112840050B (zh) 2018-10-12 2019-09-20 具有增韧结构的硬质金属
KR1020217009568A KR20210075078A (ko) 2018-10-12 2019-09-20 인성이 증가하는 미세구조를 갖는 경금속
IL281952A IL281952A (en) 2018-10-12 2021-03-31 A hard metal with a microstructure that increases rigidity

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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11939646B2 (en) 2018-10-26 2024-03-26 Oerlikon Metco (Us) Inc. Corrosion and wear resistant nickel based alloys

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4698266A (en) 1985-11-18 1987-10-06 Gte Laboratories Incorporated Coated cemented carbide tool for steel roughing applications and methods for machining
US5593474A (en) 1988-08-04 1997-01-14 Smith International, Inc. Composite cemented carbide
EP1526189A1 (de) 2003-10-23 2005-04-27 Sandvik AB Hartmetall und Verfahren zu seiner Herstellung
EP1557230A1 (de) 2004-01-26 2005-07-27 Sandvik Intellectual Property HB Spiralbohrer aus zementiertem Karbid.
DE102004051288A1 (de) 2004-10-15 2006-04-20 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Polykristallines Hartstoffpulver, Kompositwerkstoff mit einem polykristallinen Hartstoffpulver und Verfahren zur Herstellung eines polykristallinen Hartstoffpulvers
CN103540823A (zh) 2013-10-17 2014-01-29 常熟市良益金属材料有限公司 一种硬质合金
WO2017186468A1 (de) 2016-04-26 2017-11-02 H.C. Starck Gmbh Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5580666A (en) * 1995-01-20 1996-12-03 The Dow Chemical Company Cemented ceramic article made from ultrafine solid solution powders, method of making same, and the material thereof
JP4336120B2 (ja) * 2003-02-25 2009-09-30 京セラ株式会社 切削工具およびその製造方法
JP2006144089A (ja) * 2004-11-22 2006-06-08 Tungaloy Corp 超微粒子超硬合金
US8202344B2 (en) * 2007-05-21 2012-06-19 Kennametal Inc. Cemented carbide with ultra-low thermal conductivity
CN101824575B (zh) * 2010-05-27 2011-09-07 中南大学 一种超细晶WC/Co系硬质合金及其制备方法
JP2016180183A (ja) * 2016-04-20 2016-10-13 住友電気工業株式会社 超硬合金、および加工工具
CN108570589B (zh) * 2018-04-09 2020-05-05 广东翔鹭钨业股份有限公司 一种硬质合金刀具材料及其制备方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4698266A (en) 1985-11-18 1987-10-06 Gte Laboratories Incorporated Coated cemented carbide tool for steel roughing applications and methods for machining
US5593474A (en) 1988-08-04 1997-01-14 Smith International, Inc. Composite cemented carbide
EP1526189A1 (de) 2003-10-23 2005-04-27 Sandvik AB Hartmetall und Verfahren zu seiner Herstellung
EP1557230A1 (de) 2004-01-26 2005-07-27 Sandvik Intellectual Property HB Spiralbohrer aus zementiertem Karbid.
DE102004051288A1 (de) 2004-10-15 2006-04-20 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Polykristallines Hartstoffpulver, Kompositwerkstoff mit einem polykristallinen Hartstoffpulver und Verfahren zur Herstellung eines polykristallinen Hartstoffpulvers
CN103540823A (zh) 2013-10-17 2014-01-29 常熟市良益金属材料有限公司 一种硬质合金
WO2017186468A1 (de) 2016-04-26 2017-11-02 H.C. Starck Gmbh Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
IGOR KONYASHIN ED - SARIN ET AL: "1.15 - Cemented Carbides for Mining, Construction and Wear Parts", 1 January 2014 (2014-01-01), XP009501489, ISBN: 978-0-08-096528-4, Retrieved from the Internet <URL:https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/B9780080965277000155#> [retrieved on 20140319] *
SHETTY ET AL., JOURNAL OF MATERIALS SCIENCE, vol. 20, 1985, pages 1873 - 1882

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11939646B2 (en) 2018-10-26 2024-03-26 Oerlikon Metco (Us) Inc. Corrosion and wear resistant nickel based alloys

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