WO2022233491A1 - Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-körpers - Google Patents

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intermetallic phase
grinding
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Heiko Friederichs
Britta PHILIPP
David CHMELIK
Michael Geiger
Ulrich Krämer
Alexander Haller
Tobias Hilgert
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Betek Gmbh & Co. Kg
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a sintered carbide body, wherein in a mixing and/or grinding process, preferably in a wet grinding process, tungsten carbide powder (WC powder) and metallic binder material comprising cobalt powder (Co), nickel (Ni) and aluminum (AI) are mixed to form a powder mixture, with a green body being pressed from at least part of the powder mixture and the green body being sintered in a sintering step under the action of temperature and pressure, such that after a cooling step subsequent to the sintering step, the cemented carbide -Body is formed.
  • tungsten carbide powder WC powder
  • metallic binder material comprising cobalt powder (Co), nickel (Ni) and aluminum (AI)
  • EP 2 691 198 B1 describes a sintered carbide material, namely a hard metal body (tungsten carbide material), and a method for its production.
  • a powder is mixed comprising coarse-grain tungsten carbide, a superstoichiometric proportion of carbon and cobalt powder.
  • tungsten in powder form was added to the powder.
  • the tungsten powder and the cobalt powder had an average particle size of about 1 pm.
  • the coarse-grain tungsten carbide had an average particle size of 40.8 ⁇ m.
  • this powder was ground in a ball mill, and hexane and paraffin wax were added thereto. A green compact was pressed from this mixture and this green compact was then sintered. Subsequent to the sintering process, the obtained cemented carbide material was subjected to a heat treatment. It was heated to 600°C and held at this temperature for 10 hours.
  • the sintered carbide material was subjected to an analysis. It has been shown that the sintered carbide material has nanoparticles in the binder phase, with the nanoparticles having a size of less than 10 nm exhibit.
  • the nanoparticles were formed by the eta phase (CO 3 W 3 C) or (Co 6 W 6 C) or the theta phase (Co 2 W 4 C).
  • the grain size of the nanoparticles was less than 10 nm.
  • the nanoparticles are accompanied by a strengthening of the binder phase.
  • the hardness of the sintered carbide material can thus be increased.
  • the disadvantage of these materials is the lack of thermal stability of the nanoparticles. As a result, they are only suitable to a limited extent for high-temperature applications or for applications in which a high temperature input occurs.
  • nickel aluminide preferably nickel aluminide powder, in particular Ni 3 Al powder
  • Ni 3 Al powder is added to the mixing and/or grinding process as an intermetallic phase material.
  • nickel aluminide can be an intermetallic phase material which has at least Ni and Al, with Ni and Al being connected to one another in a crystal structure.
  • nickel aluminide should also be understood as meaning alloyed nickel aluminide (for example nickel aluminide alloyed with tin).
  • nickel aluminide can also be understood to mean an amorphous material, in particular in powder form.
  • the nickel aluminide can be added to the mixing or milling process without the need to take any special precautions in terms of occupational safety or health and safety. In particular, no deoxidation is required, which would be necessary if one were to add Al in elemental form. In addition, this results in the possibility that the nickel aluminide can be simply added to the mixing and/or grinding process in precise dosage, as a result of which reliable and reproducible production is made possible in a simple manner.
  • a sintered carbide material in particular hard metal (in particular known as “cemented carbides”), can be produced, which then either already has a reinforced binder phase and/or is prepared to form a reinforced binder phase.
  • the strengthening of the binder phase takes place via an intermetallic phase material, which forms with the inclusion of Ni and Al of the added nickel aluminide.
  • the cooling step following the sintering step and/or a thermal treatment on the sintered carbide body is controlled in such a way that an intermetallic phase material is formed in the sintered carbide body in a binder phase of the sintered carbide body.
  • the sintered body is 0.25-24 hours in a temperature range in the range between 400°C and the solvus temperature of the sintered body.
  • the intermetallic phase material then forms reliably and in sufficient quantity and size to achieve effective reinforcement of the binder phase.
  • intermetallic phase material is already formed in the cooling step and is then present in the binder phase, it immediately reinforces it. This results in a particularly simple procedure.
  • intermetallic phase material can be formed by thermal treatment of the sintered carbide material, which then leads to a strengthening of the binder phase and the desired improved wear resistance.
  • the thermal treatment of the sintered carbide material can take place in different ways that are suitable for forming the intermetallic phase material as intended.
  • This can in particular be a thermal treatment, in particular an external introduction of heat into the sintered carbide material.
  • the thermal heat treatment can be effected, for example, by an active source generating heat or cold and by this source adding heat to or removing heat from the material.
  • the intermetallic phase material can correspondingly be formed in a furnace into which the sintered carbide material was introduced. It is also conceivable that with a Heating device, such as a burner, at least part of the surface of the cemented carbide material is applied.
  • an excitation source is present, which introduces energy into the cemented carbide material in order to generate heat therein.
  • This can be an induction coil or a laser device, for example.
  • the heat is also conceivable for the heat to be generated by passive heating, i.e. by using the sintered carbide material in a preferably intended operating state or in the course of a method step in which the sintered carbide material is processed, in particular installed.
  • heat is generated in the sintered carbide material by friction, as occurs, for example, during the intended use, in particular the intended use, in particular the use of tools, of the sintered carbide material. If it is a tool, it is moved relative to the object to be machined (e.g. in the case of a road milling bit, this road milling bit, relative to a road surface), this creates frictional energy that leads to heat development in the sintered carbide material.
  • the resulting heat can be used to achieve a self-reinforcing effect of the binder phase through the at least partial formation of intermetallic phase material in the sintered carbide material.
  • An intended operating state can also be understood to mean the operational use of the sintered carbide material at an operating temperature that is suitable for forming intermetallic phase material.
  • the sintered carbide material is passively heated in the course of a method step in which the sintered carbide material is applied to a carrier, for example a tool base body or carrier.
  • a carrier for example a tool base body or carrier.
  • the resulting heat can be used to form the intermetallic phase material.
  • a conceivable joining method is a Welding processes, e.g. a friction welding process
  • Electron beam welding method a soldering method, for example a hard soldering method, a furnace soldering method, an inductive soldering method, a diffusion soldering method, a plating method, for example explosive plating.
  • a soldering method for example a hard soldering method, a furnace soldering method, an inductive soldering method, a diffusion soldering method, a plating method, for example explosive plating.
  • the intermetallic phase material forms a crystalline intercalation in the metallic binder.
  • This intermetallic phase material has a significantly higher strength, especially at higher temperatures, compared to the metallic binder material in which it is embedded. At the surface of the cemented carbide material that is exposed to wear attack, the intermetallic phase material reduces erosion or extrusion of the metallic binder material when it is used, for example in a tillage tool.
  • the movement of the tillage tool and the loosened soil material as well as the remaining soil material creates an abrasive and mechanical load on the sintered carbide material.
  • the tungsten carbide grains in the sintered carbide material counteract this wear attack with sufficient wear resistance.
  • the problem here is the binder material, which has a significantly lower strength than tungsten carbide. Since the intermetallic phase material is now integrated in the binder phase or is formed therein, rapid erosion or extrusion of the metallic binder material is prevented.
  • the intermetallic phase material can also reinforce the internal structure of the cemented carbide material. If severe, sudden stresses occur, the crystals of the intermetallic phase material reduce or prevent the tungsten carbide grains from slipping off in the area of the binder phase connecting them, and thus excessive plastic deformation of the binder phase. In particular, the individual crystals of the intermetallic phase material support one another. This has a significant effect, especially when the tool is used at high temperatures Advantage. For example, when using Co in the binder phase, the strength of the Co in the binder phase is reduced at such temperatures, but the intermetallic phase material reliably offers a sufficient supporting effect for the binder material.
  • the sintered carbide material can be used, in particular, to design the working areas of tools for processing, loosening, conveying and processing vegetable or mineral materials or building materials, particularly in the field of agriculture or forestry or road, mining or tunnel construction.
  • intermetallic phase material is present in the sintered carbide material, it can be provided according to a variant of the invention that the proportion of metallic binder material in the sintered carbide material is 1-28% by weight, preferably 1-19% by weight. In addition to unavoidable impurities, the entire proportion or almost the entire proportion of this metallic binder material can be formed by Co. Such a choice of material leads to a particularly tough binder phase, which can be effectively reinforced by the existing or the forming intermetallic phase material.
  • the sum of the elements Ni and Al in the sintered carbide material is 1-28% by weight, preferably 1.5-19% by weight, at least in one area of the sintered carbide body.
  • These ranges take into account both Ni and Al from intermetallic phase material that may be present and dissolved Ni or Al in the binder phase. With Such compositions can be used in particular to create sophisticated hard metal tools for soil cultivation.
  • the green body contains 70-95% by weight, preferably 80-95% by weight, tungsten carbide (WC), 1-28% by weight, preferably 1-19 wt% cobalt (Co) and 1-28 wt%, preferably 1.5-19 wt% nickel aluminide, preferably as intermetallic phase material.
  • the proportion of the binder phase in the sintered carbide material is 5-30% by weight, preferably 5-20% by weight.
  • Half or most of the binder phase can be formed by the metallic binder material Co.
  • Al and Ni can be dissolved in the binder phase as metallic binder material.
  • other elements and unavoidable impurities can also be present in the binder phase.
  • the binder phase has other components, in particular dissolved W, C and/or Fe, in addition to Co, Ni, Al.
  • the composition of the dissolved components in the binder phase in the sintered carbide Material chosen so that the intermetallic phase material can form by heat treatment or exposure in this way (see above).
  • the crystallites of the intermetallic phase material may be such that X is in the form of W as well as Mo and/or Nb and/or Ti and/or Ta and/or Cr and/or V is present.
  • the composition of the dissolved components in the binder phase in the finished cemented carbide material can be selected in such a way that the intermetallic phase material can be formed by heat treatment or exposure in this way (see above).
  • the binder phase has two or more intermetallic phase materials or only a single intermetallic phase material and/or that the sintered carbide material is prepared in such a way that two or more intermetallic phase materials or only forms a single intermetallic phase material.
  • the binder phase has the following chemical element composition:
  • This information relates to the total content of the respective substances in the binder phase.
  • the information therefore takes into account the respective elements in dissolved form and/or also the respective elements as they are bound in the intermetallic phase material. It has been shown that an effective reinforcing effect for the binder phase is achieved with the specified values.
  • the ratio of the mass fractions Al to Ni is >0.10, preferably >0.12.
  • the ratio of the mass fractions Al to Ni is ⁇ 0.46, preferably ⁇ 0.18, particularly preferably ⁇ 0.16.
  • the above information which relates the ratio of the mass fractions Al to Ni, takes into account the total mass fraction, ie both the dissolved elements Al and Ni and Al and Ni in the intermetallic phase material (if present).
  • the mass fractions of Al and Ni can be verified using a standard ICP measurement.
  • a conceivable variant of the invention is such that the sintered carbide material has at least two volume areas, the relative proportion of intermetallic phase material, based on a volume unit, being greater in the first volume area than in the second volume area.
  • the properties, in particular the tool properties, of the sintered carbide material can be influenced in a targeted manner. For example, a zone subject to high abrasive wear may have the volume region with a higher relative proportion of intermetallic phase material.
  • a zone which, in contrast, has to meet special toughness requirements can have the volume range with a lower relative proportion of intermetallic phase material.
  • the second volume area which has a lower relative proportion of intermetallic phase material compared to the first volume area, that this second volume area can also have no intermetallic phase material.
  • a conceivable alternative of the invention is such that the first volume region, which has the high relative proportion of intermetallic phase material, is delimited by at least one region of the surface of the sintered carbide material. In this way, a high resistance to abrasion is created on the surface of the cemented carbide material there.
  • the second volume region is preferably not arranged adjacent to a surface of the cemented carbide material, but is located in the interior of the cemented carbide material. Here he ensured a high fracture resistance.
  • the second volume area which has a lower relative proportion of intermetallic phase material or no intermetallic phase material compared to the first volume area, is limited by at least one area of the surface of the sintered carbide material and preferably the first volume area is not bounded by one Surface of the cemented carbide material adjacent.
  • a conceivable variant of the invention is such that the binder phase, in particular the metallic binder material and/or the intermetallic phase material, Nb and/or Ti and/or Ta, and/or Mo and/or V and/or Cr, preferably one or more of these materials is in the dissolved form in the binder phase and/or in the carbide form.
  • the binder phase in particular the metallic binder material and/or the intermetallic phase material, Nb and/or Ti and/or Ta, and/or Mo and/or V and/or Cr, preferably one or more of these materials is in the dissolved form in the binder phase and/or in the carbide form.
  • the aforementioned components to be incorporated into the crystal lattice of at least part of the intermetallic phase material is/are integrated or can be integrated into the crystal lattice of the intermetallic phase material by the thermal treatment (heat treatment or exposure to heat).
  • the titanium atom (or another material from the aforementioned group) in the crystal lattice of the intermetallic phase material primarily occupies the lattice site of Al or W and, like W, increases the precipitation temperature for the intermetallic phase material.
  • the intermetallic phase material can be precipitated more effectively during the sintering process, since the precipitations start at higher temperatures because the diffusion rate is significantly higher here.
  • this measure achieves high heat resistance, since, as mentioned, the solvus temperature of the sintered carbide material is increased. In other words, the temperature required to redissolve the intermetallic phase material in the cemented carbide material increases.
  • the proportion of Mo and/or Nb and/or Ti and/or Ta and/or Cr and/or V in the binder phase is ⁇ 15 at%.
  • the above elements basically form carbides.
  • the material composition is selected such that these elements, depending on the solubility product and their affinity for carbon, are dissolved in small amounts in the binder phase and they can thus be incorporated into the crystal lattice of the intermetallic phase material and/or dissolved in the metallic binder phase. If a cemented carbide material is desired that has a high toughness of the binder phase, then the proportion of the carbide form should be kept small. The materials should then be present in a total of ⁇ 15 at%.
  • the powder mixture for the production of the sintered carbide material can be adjusted stoichiometrically with regard to the carbon content, since the Titanium (and/or Mo and/or Nb and/or Ti and/or Ta and/or Cr and/or V) takes over the task of tungsten.
  • the proportion of carbon in the powder mixture is adjusted to be stoichiometric or sub-stoichiometric.
  • the proportion of carbon in the powder mixture is adjusted to be stoichiometric or sub-stoichiometric.
  • the proportion of carbon in the sintered carbide material is in the range between:
  • the advantageous effects described above are particularly pronounced in the case of coarse-grain hard metal.
  • the dispersed tungsten carbide in the sintered carbide material is in grain form with an average particle diameter, measured according to DIN ISO 4499 Part 2, in the range between 1 and 15 ⁇ m, preferably in the range between 1.3 and 10 pm, particularly preferably in the range between 2.5 and 6 pm.
  • the intermetallic phase material that is present or that results from heat treatment or heat treatment has a maximum size of 1500 nm, preferably a maximum size of 1000 nm.
  • the sintered carbide material is free or as free as possible of eta phase and/or Al 2 O 3 .
  • the inventors have recognized that the maximum proportion of the eta phase or the maximum proportion of Al2O3 should be a maximum of 0.6% by volume based on the total sintered carbide material. If both substances are present in the sintered carbide material, it is advantageous if the sum of eta phase material and Al2O3. is a maximum of 0.6% by volume.
  • the particle size of Al2O3 and/or the eta phase material is advantageously a maximum of 5 times the mean WC grain size, with the mean WC grain size and the particle size of Al2O3 and/or the eta phase material using the line intersection method according to DIN ISO 4499, Part 2 can be determined.
  • the toughness of the sintered carbide material can be negatively influenced by the eta phase or Al2O3. With higher eta phase proportions, the sintered carbide material is only conditionally suitable for use in demanding tillage tools. The same also applies to Al 2 O3.
  • the above-mentioned object of the invention is also achieved with a method for producing a tool, in particular a crushing tool, a soil working tool, preferably for a road milling machine, a recycler, a stabilizer, an agricultural or forestry soil working machine, with a base body that has a working area, wherein at least one working element, consisting of a sintered carbide material, produced according to one of Claims 1 to 22, is held on the working area, preferably with an integral connection, in particular a soldered connection, in particular a hard-soldered connection.
  • the cemented carbide material preferably forms a cutting body with a cutting tip or a cutting edge or a cutting edge or a working edge in the working area. It is also conceivable that the sintered carbide material is an armored coating.
  • the working element is in the form of a cutting element, preferably with at least one cutting edge and/or at least one cutting tip, or in the form of a wear protection element, in particular a protective plate, a protective strip, a protective pin, a Protective projection or a protective bolt is formed.
  • the tool is a cutting tool, a milling tool, in particular a road milling or mining tool, a ploughshare, a cultivator point, a drilling tool, in particular an earth auger, a crushing tool, for example a crushing tool or a crushing bar, a mulching tool, a wood chipping tool or a shredding tool, a fractionating tool, e.g. a screen.
  • a further particularly preferred application of the invention is such that the milling tool has a tool head and a tool head directly or indirectly thereon has connected chisel shank, and that the working element is held on the chisel head.
  • the working element is formed from the sintered carbide material according to the invention, with this working element forming a support for a super-hard cutting tip, which consists of PCD material, for example.
  • the cemented carbide material may be a hard metal with a reinforced binder phase. This reinforcement can take place through the precipitation of intermetallic phase material during cooling in the sintering process and/or it is such that the intermetallic phase material is formed in a thermal process subsequent to the sintering process, in which the sintered carbide material is brought to a temperature that allows precipitation of the intermetallic phase material in the cemented carbide material.
  • a nominal composition of 70-95% by weight WC, 1-28% by weight metallic binder and 1-28% by weight nickel aluminide (eg intermetallic phase) can be selected when the raw materials are weighed.
  • the metallic binder can contain the elements Co, optionally Fe and/or other components.
  • the intermetallic phase is preferably Ni 3 Al when weighed out.
  • the object of the invention is also achieved with a method for creating a sintered carbide material, with a preliminary sintered carbide material, in particular a hard metal, being created in a first method step, which contains 70-95% by weight, preferably 80-95 % by weight, tungsten carbide in dispersed form, and having a binder phase, the binder phase having metallic binder material, the metallic binder material having Co, the binder phase having the dissolved elements Ni and Al, the binder phase having the following chemical element composition: Ni > 25% by weight, Al > 4% by weight, remainder Co and dissolved binder components, for example W and/or C, preferably Ni > 35% by weight, Al > 5% by weight, remainder Co and dissolved binder components, for example W and/or C, particularly preferably Ni>40% by weight, Al>6.5% by weight, remainder Co and dissolved binder components, for example W and/or C, with the precursor sintered carbide material being subjected to a heat treatment in a further process step to form a cemented carb
  • the thermal treatment can include at least one heating step or at least one cooling step.
  • M,Y intermetallic phase material
  • AI,X intermetallic phase material
  • the intermetallic phase material has a maximum size of 1500 nm, preferably a maximum size of 1000 nm (measured according to the line intersection method on a micrograph).
  • the coercive field strength HcM of at least one region of the sintered carbide material produced using the method according to the invention is: HcM [kA/m] > (1.5 + 0.04 * B) + (12.5-0.5 * B)/D + 4 [kA/m], preferably HcM [kA/m] > (1 .5 + 0.04*B) + (12.5-0.5*B)/D + 6 [kA/m], particularly preferably HcM [kA/m] > (1.5 + 0.04*B ) + (12.5-0.5*B)/D + 10 [kA/m], where B is the proportion of the binder phase in the sintered carbide material in % by weight and D is the grain size of the dispersed WC, determined using the line intersection method according to DIN ISO 4499, part 2.
  • the coercive field strength is usually used to indirectly determine the average grain size of the WC for a given binder content.
  • the intermetallic phase material brings about a significant increase in the coercive field strength.
  • the coercive field strength can thus be evaluated indirectly as a measure of the strengthening of the binder phase as a result of the embedded intermetallic phase material.
  • the higher the coercivity the larger the total interface between metallic binder material, intermetallic phase material and WC.
  • a high number of precipitated intermetallic phase material leads to a good support of the individual crystals of the intermetallic phase material against each other in the binder phase, especially at high temperatures (especially at high tool application temperatures).
  • Coercive field strengths of at least one area of the sintered carbide material HcM [kA/m] > (1.5+0.04*B)+(12.5-0.5*B)/D+4 [kA/m] can primarily be used are, for the wear protection applications mentioned above, for example for wear armor.
  • Coercive field strengths of at least one area of the sintered carbide material preferably HcM [kA/m] > (1.5 + 0.04*B) + (12.5-0.5*B)/D + 6 [kA/m] can primarily be used for the above-mentioned demanding tillage tools.
  • Coercive field strengths of at least one area of the sintered carbide material preferably HcM [kA/m] > (1.5 + 0.04*B) + (12.5-0.5*B)/D + 10 [kA/m]
  • HcM [kA/m] > (1.5 + 0.04*B) + (12.5-0.5*B)/D + 10 [kA/m] can primarily be used for the high-performance tools mentioned above.
  • the coercive field strength of at least one area of the sintered carbide material is 20% higher than the coercive field strength of a hard metal body that has the same composition and WC grain size as the sintered carbide material, with the binder phase alone is formed of metallic Co binder; however, this has no intermetallic phase material.
  • a cemented carbide body having the same composition is therefore a cemented carbide body with 70-95% by weight of tungsten carbide in dispersed form and a binder phase, the binder phase having metallic binder material without intermetallic phase material, the proportion of metallic binder material in the sintered carbide material is 5-30% by weight and the binder material otherwise has the same or approximately the same composition as the binder material of the sintered carbide material according to the invention.
  • the coercivity indirectly gives an indication of the proportion of intermetallic phase material in the binder phase.
  • the degree of reinforcement of the binder phase is indirectly indicated with the coercive field strength.
  • the sintered carbide material can be designed in such a way that the hot compressive strength of the sintered carbide material produced using the method according to the invention is >1650 [MPa] at a temperature of 800° C. and a strain rate of 0.001 [1/s] and/ or that the hot compressive strength of the cemented carbide material at a temperature of 800 °C and a strain rate of 0.01 [1/s] > 1600 [MPa] (measurement for a cylindrical specimen with a diameter of 8 mm and a height of 12 mm).
  • a particularly preferred variant of the invention provides that the nickel aluminide, preferably the Ni 3 Al powder, is produced in a melt-metallurgical process, and/or that the mixing and/or grinding process includes the nickel aluminide, preferably the Ni 3 Al powder as a material produced in a smelting metallurgical process is added.
  • a particularly good processability of the powder mixture in the mixing and / or grinding process results when it is provided that the nickel aluminide, preferably the Ni 3 Al powder, with an average particle size FSSS ⁇ 70pm, preferably with an average particle size FSSS ⁇ 45pm dem process is added.
  • the nickel aluminide in a processing step, preferably in a first grinding step, is mixed with grinding liquid and coarse-grain tungsten carbide, preferably with an average particle size FSSS > 20 ⁇ m, particularly preferably with an average particle size FSSS in the range between 30 and 60 pm, for example in the form of macro- and/or monocrystalline tungsten carbide, is mixed in such a way that broken nickel aluminide, preferably broken nickel aluminide powder, in particular broken Ni 3 Al powder, is formed from the nickel aluminide. Flier achieves effective comminution of the nickel aluminide.
  • the process can be carried out, for example, such that pressing aids, at least one alloy component and/or cobalt powder are added in the processing step and/or in a subsequent grinding step and mixed with the nickel aluminide and/or the crushed nickel aluminide.
  • the proportion of nickel aluminide in the grinding mixture of the processing step in the range between 8 to 50% by weight, preferably in the range from 9 to 25% by weight.
  • the finely broken nickel aluminide advantageously leads to a more homogeneous distribution of the intermetallic phases in the sintered body. Furthermore, the WC structure, in particular the WC coarse grain structure, is better preserved due to the shorter grinding process for the added WC in the WC powder.
  • the green compact is sintered by means of a liquid-phase sintering process in a furnace at a sintering temperature in the range between 1350° C. and 1550° C.
  • a particularly effective reinforcement of the binder phase can be achieved if it is provided that at least part of the intermetallic phase material in the binder phase has a maximum size of 1500 nm, preferably a maximum size of 1000 nm (measured according to the line intersection method on a micrograph) and/or if provided is that at least part of the crystals of the intermetallic phase material (M,Y) 3 (AI,X) in the binder phase has a crystal structure L12 (space group 221) according to ICSD (Inorganic Crystal Structure Database).
  • a conceivable variant of the method is such that in the grinding and/or mixing process, atomized nickel aluminide, preferably atomized Ni 3 Al powder, is processed as the intermetallic phase material.
  • This material is easy to use. This material can be crushed with little effort to obtain the desired fine-grain structure.
  • a cemented carbide material with intermetallic phase material in the binder phase can be manufactured via a powder metallurgical process routine.
  • the latter is divided into the process steps of producing a pressable powder mixture, shaping and finally sintering to form compact and dense sintered carbide bodies.
  • WC powders of various grain sizes in particular coarse-grain WC with a particle size FSSS > 25 pm, can be used as starting materials for the production of the powder mixture.
  • Starting powders for the binder phase are extra-fine cobalt powder (FSSS 1.3 pm) and nickel aluminide, preferably nickel aluminide powder, in particular Ni 3 Al powder.
  • Ni-Al powder nickel aluminide powder
  • Ni-13Al powder nickel aluminide powder with an aluminum content of about 13.3% by weight
  • the particle size of the Ni-Al powder is FSSS ⁇ 70 pm, preferably less than FSSS 45 pm.
  • W metal powder (FSSS ⁇ 2pm) and lamp black are used to set and adjust a specific carbon content.
  • alloying elements such as Ti, Ta, Mo, Nb, V, Cr, their carbide powder or their W-containing mixed carbides with particle sizes ⁇ 3 pm are used.
  • the powder mixture is produced according to the state of the art by wet grinding, preferably in a ball mill fitted with hard metal balls. Ethanol and hexane are used as grinding media. Further possible grinding media would be acetone or aqueous media with suitable inhibitors.
  • the Ni-Al powder is intensively mixed with milling liquid and coarse-grain tungsten carbide with an average particle size FSSS>20 ⁇ m, preferably between 30 and 60 ⁇ m. If necessary, pressing aids, small amounts of alloying components and cobalt powder can also be added here.
  • the grinding parameters (duration, ratio of grinding balls to material to be ground, grinding medium) and the ratio of WC to Ni-Al powder are based on the WC grain size to be set in the sintered carbide material.
  • pre-grinding VM If the alloy adjustment and the addition of the pressing aid have not already been carried out in the first grinding step (pre-grinding VM), this can also be done in the second step.
  • the slip obtained during wet grinding is dried according to the state of the art and converted into a powder ready for pressing. This is preferably done by the process of spray drying. Shaping is preferably done directly, by axial pressing on mechanical, hydraulic or electromechanical presses.
  • Sintering takes place between 1350 and 1550 °C in a vacuum, preferably in industrial sinter-HIP furnaces, in which, following liquid-phase sintering, an overpressure is created by means of an inert gas inlet, with any residual porosity being able to be eliminated.
  • phase diagram WC-Co-Ni 3 Al for 3 wt.% Co and 3 wt.% Ni 3 Al is shown as an example, which shows the formation of these precipitates.
  • M,Y Al,X
  • FIGS. 2 and 3 Two different sintered carbide materials according to the invention, in the form of flart metals, are illustrated in FIGS. 2 and 3 on the basis of such scanning electron microscope images.
  • the binder phase of such a flart metal can be clearly seen, in which the intermetallic phase material (lighter phase) 10 and the metallic binder material 30 (dark) can be seen.
  • the WC grains 20 are connected to one another via the binder phase.
  • the crystals of the intermetallic phase material (M,Y) 3 (AI,X) have a crystal structure L1 2 (space group 221) according to ICSD (Inorganic Crystal Structure Database).
  • ICSD Inorganic Crystal Structure Database
  • Such cemented carbide material can be bonded to a steel body to form a working element of a tool, e.g. a crusher, tillage tool, preferably for a road milling machine, a recycler, a stabilizer, an agricultural or forestry tillage machine. In this case, this working element is then arranged in the working area of the tool.
  • connection to the base body is made with a soldered connection, in particular a hard-soldered connection.
  • Heat is introduced into the tool to create the soldered connection.
  • the tool is then quenched, e.g. in a water-oil emulsion.
  • the intermetallic phase material is at least partially dissolved again, so that components of the intermetallic phase material are present as dissolved components in the sintered carbide material after quench hardening.
  • a precursor cemented carbide material is formed in this manner.
  • This precursor sintered carbide material is then subjected to a thermal treatment, as has already been described several times above. It can be the case that heat is introduced into the sintered carbide material via the thermal treatment, the temperature should be below the solvus temperature and preferably above 400 degrees Celsius.
  • the treatment duration ie the time within which the thermal treatment takes place, is in the range between 0.25 and 24 hours.
  • intermetallic phase material forms again, at least in some areas in the sintered carbide material, in order to strengthen the binder phase.
  • the thermal treatment can be an active process in which heat is introduced into the sintered carbide material in a targeted manner by means of a heat source. It is preferably the case that the heat treatment takes place passively, with the precursor cemented carbide material coming into contact with the workpiece to be machined, for example a road surface of a road, for example during use of the tool. This contact introduces heat into the precursor cemented carbide material, bringing it to a temperature at which the intermetallic phase material forms. In this way, the tool is automatically strengthened according to the invention, with the sintered carbide material according to the invention being formed in the area subject to wear.
  • a sintered carbide material designed in the manner described above is manufactured in a sintering process in which intermetallic phases are formed.
  • This product can then be brought to a temperature, preferably above the solvus temperature, at which the intermetallic phase material at least partially dissolves again. Thereafter, this material is quenched to form the precursor cemented carbide material. Then, the precursor cemented carbide material is subjected to a heat treatment to form the cemented carbide material of the present invention.
  • the (M,Y) 3 (AI,X) content in the binder phase is >40% and the carbon balance is adjusted to be stoichiometric or substoichiometric.
  • the amount of alloy that can be used depends on the respective solubility product of the metal carbides. Even if these seem negligible in terms of their magnitude, there are surprisingly clear effects that cannot be attributed to a grain-refining effect. Due to the increased stability and the better precipitation behavior through the alloying of other elements, the proportion of intermetallic phase material in the binder can be reduced and even be below 40%. Furthermore, in the presence of, for example, Ti or Ta, the carbon budget no longer has to be adjusted to be substoichiometric, because these elements take over the role of tungsten as a stabilizer.
  • Physical parameters are determined on the sintered carbide material samples according to the invention, which help to characterize the material and its properties.
  • Both measured variables are also determined for the characterization of the sintered carbide material according to the invention on a Koerzimat® 1.097 from Förster.
  • Another parameter for characterizing the material is the density, which is determined by weighing according to the Archimedean principle.
  • the hardness of the material is determined according to the standard applicable to hard metals on metallographically prepared polished samples.
  • the Vickers HV10 hardness test with a test load of 10 kp is preferably used (ISO 3878).
  • the porosity of the sintered material (standard DIN-ISO 4499-4) and aluminum oxide particles are determined by light microscopy and judged.
  • comparison images for A and B porosity can be used, with A08 and B08 approximately corresponding to a volume percentage of 0.6% by volume.
  • this is etched with Murakami solution in accordance with the standard (DIN-ISO 4499-4).
  • the average WC grain size is determined according to DIN ISO 4499-2.
  • REM scanning electron microscope
  • the proportions of the intermetallic phase in the binder and the maximum size of the separated particles are also determined using SEM images, but using an in-lense BSE detector. For this purpose, recordings are made at several points on the sample and the evaluation is carried out on a representative section by means of image processing and determination of the surface areas through tonal value delimitation.
  • the following table shows examples of cemented carbide bodies according to the invention.
  • the examples shown in this table can be manufactured using the same process as described above: 6-50 6-50 C- 6-50 C+ 6-40
  • Example 2 Example 3
  • Example 4 6-50 Ti 8.5-40 15-50 6-50 C-S 6-0
  • Example 5 Example 6
  • Example 7 Example 8 Reference * Non-standard comparison test with samples 08x12mm, test temperature 800°C, strain rate 0.001 1/s ** Evaluation of surface areas based on tonal value delimitation in the micrograph. Calibration with solution annealed and isothermally aged at 700°/10h samples of the same composition.
  • FIG. 5 shows a vertical section through a chisel tip
  • FIG. 6 shows the chisel tip according to FIG. 5 along the line of cut marked VI-VI in FIG. 5 and
  • FIGS. 7 to 12 show the chisel tip 50 according to FIGS. 5 to 6 in vertical section, but with a different structural composition.
  • Chisel tips 50 in the form of a cemented carbide material 40 are shown in FIGS. These chisel tips 50 are advantageously used on a cutting tool, in particular a cutting chisel, a pick, a road milling chisel, a mining chisel or the like.
  • the chisel tip 50 is designed and prepared to be connected, preferably soldered, to a steel body.
  • the steel body usually has a head on which a shank, preferably a round shank, is integrally formed. Away from the shank, the head has a receptacle for the chisel tip 50 .
  • the chisel tip 50 can be fastened in or on this receptacle.
  • the chisel tip 50 is made in one piece and has a base part 51 .
  • the chisel point 50 can be connected to the steel body with the base part 51 .
  • the base part 51 preferably has a connecting surface 51.1.
  • the soldering material of a hard-soldered connection can be arranged between the connecting surface 51.1 and the steel body.
  • the indentation can preferably be such that it transitions via a convex rounding from the connecting surface 51.1 into a recessed section which is advantageously designed as a concave trough.
  • the material requirement for the chisel tip 50 can be reduced with the indentation 52 .
  • the depression 52 forms a reservoir for excess solder material in the area of the connecting surface 51.1.
  • the base part 51 has a preferably circumferential edge 51.3, which can be designed as a convex shape at least in some areas.
  • the edge 51.3 can be designed as a transition between the base part 51 and a transition section 53.
  • the transition section 53 has a first area which is designed as a concave area 53.1.
  • a truncated cone-shaped geometry or a combination consisting of a concave area 53.1 and a truncated cone-shaped geometry, at least in some areas can also be provided.
  • the chisel tip 50 is tapered in the direction from the base part 51 towards a tip 54 of the chisel tip 50 .
  • the transition section 53 can furthermore also have a cylindrical area 53.2, which adjoins the first area opposite the base part 51.
  • the transition at least in areas of the chisel tip 50, between the first area and the cylindrical area is continuous, preferably continuously differentiable in the direction of the central longitudinal axis of the chisel tip, so that discontinuities are avoided, as shown in Figure 5 .
  • the chisel tip 50 can preferably have indentations 53.3 in the region of the transition section 53. These are used to reduce material and to optimize the removal of soil material that is removed during tool use.
  • the chisel tip 50 has a tip 54 which adjoins the transition section 53, preferably the cylindrical area 53.2.
  • the connecting section 54.1 can be designed as a convex curvature.
  • the connecting section 54.1 is followed by a tapering section 54.2, which merges into an end section 54.3.
  • the end section 54.3 is preferably in the form of a convex curvature, particularly preferably in the form of a spherical cap.
  • FIG. 6 shows the chisel tip 50 in section and in a top view.
  • the indentations 53.3 are arranged evenly distributed over the circumference of the chisel tip 50 and can be clearly seen.
  • the chisel tip 50 has at least one 1st volume area 70 and at least one 2nd volume area 60 .
  • the sintered carbide material 40 has tungsten carbide grains (WC grains) 20, which are connected to one another via metallic binder material 30 of a binder phase. Provision can be made for no intermetallic phase material 10 or intermetallic phase material 10 to be present in the 2nd volume region 60, preferably in a concentration of less than 30% by weight/volume unit, preferably less than 25% by weight/volume unit, particularly preferably less than 15% by weight % / volume unit.
  • the sintered carbide material 40 has tungsten carbide grains (WC grains) 20 which are connected to one another via metallic binder material 30 of a binder phase.
  • Intermetallic phase material 10 is located in the 1st volume region 70, preferably in a concentration >30% by weight/volume unit, preferably in the range between 30-70% by weight/volume unit, particularly preferably in the range between 35-60% by weight/volume unit. more preferably in the range between 40-50% by weight/volume.
  • the binder phase has the following chemical element composition: Ni > 25% by weight, Al > 4% by weight, remainder Co and dissolved binder components, for example W and/or C.
  • the relative proportion Y of intermetallic phase material, based on a unit volume, in the first volume region 70 is greater than in the second volume region 60.
  • the first volume region 70 and the second volume region 60 may be bounded by at least a portion of the surface of the cemented carbide material 40 .
  • the first volume region 70 which has the relatively higher proportion of intermetallic phase material 10, forms part of the surface of the chisel tip 50, in particular at the tip 54 at the tapering section 54.2 and/or at the end section 54.3.
  • the 1st volume region 70 extends up to the base part 51 .
  • the area of the base part 51 can also be formed by the second volume area 60 .
  • the 2nd volume region 60 with the relatively lower content of intermetallic phase material 10 or without intermetallic phase material 10 is preferably arranged in the area of the transition section 53 .
  • FIG. 6 illustrates, it can also be the case that both the 1st volume area 70 and the 2nd volume area 60 adjoin the surface of the chisel tip 50 in the area of the transition section 53 .
  • FIGS. 5 and 6 has the following technical advantages:
  • forms of wear can be set in a targeted manner with the volume areas 60, 70, which, for example, support resharpening of the chisel tip.
  • Figures 7 to 12 show further embodiment variants of a chisel tip 50.
  • the chisel tip 50 is constructed essentially identically to the chisel tip 50 according to Figures 5 and 6. In this respect, to avoid repetition, reference is made to the above explanations and only the differences are discussed.
  • the chisel tips 50 according to Figures 7 to 12 differ in particular in the arrangement and design of the 1st and 2nd volume areas 70, 60.
  • the first volume region 70 is in the region of the tip 54 and preferably partially in the cylindrical region 53.2 of the transition section
  • the 1st volume area 70 is only arranged in the area of the tip 54 .
  • the first volume area 70 effectively protects against abrasive wear in the area of the tip 54 .
  • FIG. 8 illustrates that the 1st volume region 70 can be arranged completely or partially within the chisel tip 50 .
  • the first volume area 70 can be designed in such a way that it preferably extends in the direction of the central longitudinal axis of the chisel tip 50 over the entire area of the transition section 53 .
  • the first volume region 70 is distinguished by a particularly high shearing strength as a result of the presence of intermetallic phase material 10 . In this way, the transition area 53 that is in danger of breaking is effectively reinforced with the first volume area 70 .
  • the second volume area 60 can be arranged completely or partially within the chisel tip 50 .
  • the 1st volume area 70 then preferably completely surrounds the 2nd volume area 60 .
  • the 1st volume area completely or almost completely forms the surface of the chisel tip 50 in order to protect it particularly effectively from abrasion and to prevent the chisel tip 50 from breaking in the area of the transition section 53 .
  • FIG. 10 illustrates that, in a further development of the variant according to FIG the surface of the tip
  • the transition section 54 and the transition section preferably forms completely.
  • the 1st Volume area 70 is brought up to the base part 51 or also led into the base part 51, as FIG. 10 illustrates.
  • Figure 11 shows that the first volume area 70 can also extend within the chisel tip 50 in such a way that it forms a continuous volume area, from the end section 543 of the tip 54 to the base part 51.
  • FIG. 12 illustrates that, conversely to the exemplary embodiment according to FIGS. 5 and 6, provision can also be made for the 1st and the 2nd volume region 70, 60 to be swapped with one another.
  • a method is used according to the invention, in which first a precursor cemented carbide material, in particular a flart metal, is created in a first method step, the 70-95 wt. %, preferably with 80-95% by weight, tungsten carbide in dispersed form, and a binder phase.
  • the binder phase has at least Co as the metallic binder material and the dissolved elements Ni and Al.
  • the binder phase has the following chemical element composition:
  • the precursor cemented carbide material is subjected to a heat treatment as explained above in order to form the cemented carbide material 40 which has at least in the 1st volume region 70 intermetallic phase material 10 in the binder phase.
  • the precursor cemented carbide material can be kept in a temperature range between 400° C. and the solvus temperature for a period in the range between 0.25 to 24 hours during the heat treatment.
  • specific heating can be carried out by means of a laser or an induction coil.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers, wobei in einem Misch und/oder Mahlprozess, vorzugsweise in einem Nassmahlprozess, Wolframcarbid-Pulver (WC-Pulver) und metallisches Bindermaterial, aufweisend Kobalt-Pulver (Co), Nickel (Ni) und Aluminium (Al) zu einer Pulvermischung vermischt werden, wobei aus zumindest einem Teil der Pulvermischung ein Grünling gepresst wird und wobei der Grünling in einem Sinterschritt unter Temperatur- und Druckeinwirkung gesintert wird, derart, dass nach einem, an den Sinterschritt anschließenden Abkühlschritt der Sinterkarbid-Körper gebildet wird. Um ein einfach steuerbares und zuverlässiges Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers zu schaffen, welcher sich durch eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und gleichzeitig eine hohe Bruchfestigkeit auszeichnet, ist es erfindungsgemäß vorgesehen, dass dem Misch und/oder Mahlprozess Nickelaluminid, vorzugsweise Nickelaluminid-Pulver, insbesondere Ni3Al-Pulver, als intermetallisches Phasenmaterial zugegeben wird.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers, wobei in einem Misch und/oder Mahlprozess, vorzugsweise in einem Nassmahlprozess, Wolframcarbid-Pulver (WC-Pulver) und metallisches Bindermaterial, aufweisend Kobalt-Pulver (Co), Nickel (Ni) und Aluminium (AI) zu einer Pulvermischung vermischt werden, wobei aus zumindest einem Teil der Pulvermischung ein Grünling gepresst wird und wobei der Grünling in einem Sinterschritt unter Temperatur- und Druckeinwirkung gesintert wird, derart, dass nach einem, an den Sinterschritt anschließenden Abkühlschritt der Sinterkarbid-Körper gebildet wird.
Aus EP 2 691 198 B1 ist ein Sinterkarbid-Material, nämlich ein Hartmetallkörper (Wolframkarbid-Material), und ein Verfahren zu dessen Herstellung beschrieben. Gemäß diesem bekannten Verfahren wird ein Pulver gemischt, aufweisend Grobkorn-Wolframkarbid, einen überstöchiometrischen Anteil von Kohlenstoff und Kobaltpulver. Zusätzlich wurde dem Pulver Wolfram in Pulverform beigegeben. Das Wolframpulver und das Kobaltpulver hatten eine mittlere Teilchengröße von ca. 1pm. Das Grobkorn-Wolfram karbid hatte eine mittlere Teilchengröße von 40,8 pm.
Dann wurde dieses Pulver in einer Kugelmühle gemahlen und ihm Hexan und Paraffinwachs zugesetzt. Aus diesem Gemisch wurde ein Grünling gepresst und dieser Grünling anschließend gesintert. Anschließend an den Sintervorgang wurde das erhaltene Sinterkarbid-Material einer Wärmebehandlung unterzogen. Dabei wurde es auf 600 °C erwärmt und auf dieser Temperatur für 10 Stunden gehalten.
Nach einem anschließenden Abkühl-Vorgang wurde das Sinterkarbid-Material einer Analyse unterzogen. Dabei hat sich gezeigt, dass das Sinterkarbid-Material in der Binderphase Nanopartikel aufweist, wobei die Nanopartikel eine Größe kleiner 10 nm aufweisen. Die Nanopartikel waren durch die Eta-Phase (C03W3C) oder (Co6W6C) oder die Theta-Phase (Co2W4C) gebildet. Die Korngröße der Nanopartikel betrug kleiner 10nm.
Es hat sich gezeigt, dass mit den Nanopartikeln eine Verstärkung der Binderphase einhergeht. Damit kann die Härte des Sinterkarbid-Materials gesteigert werden. Nachteilig bei diesen Werkstoffen ist die mangelnde thermische Stabilität der Nanopartikel. Dadurch eignen sie sich nur bedingt für Hochtemperaturanwendungen bzw. für Anwendungen bei denen ein hoher Temperatureintrag entsteht.
Bei der Gesteinsbearbeitung sowie beim Asphalt- und Betonfräsen entstehen, aufgrund von Reibung, an der Werkzeugoberfläche sehr hohe Temperaturen. Der Hartstoff Wolframcarbid besitzt bei diesen Temperaturen eine hohe Warmhärte und ist davon nicht sehr beeinflusst. Allerdings fällt die Festigkeit des metallischen Binders bei diesen Temperaturen dramatisch ab. Die reduzierte Festigkeit des metallischen Binders führt in Folge der Beanspruchung durch den Einsatz zu einem erhöhtem Abrasiv-Verschleiß und oder zu einer Extrusion der Binderphase. Infolgedessen können die Wolframkarbidkörner nicht mehr im Hartmetall gehalten werden.
Es ist Aufgabe der Erfindung, ein einfach steuerbares und zuverlässiges Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers zu schaffen, welcher sich durch eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und gleichzeitig eine hohe Bruchfestigkeit auszeichnet.
Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass dem Misch- und/oder Mahlprozess Nickelaluminid, vorzugsweise Nickelaluminid-Pulver, insbesondere Ni3AI-Pulver, als intermetallisches Phasenmaterial zugegeben wird.
Nickelaluminid kann im Sinne der Erfindung ein intermetallisches Phasenmaterial, welches zumindest Ni und AI aufweist sein, wobei Ni und AI in einer Kristallstruktur miteinander verbunden sind. Unter Nickelaluminid soll im Rahmen der Erfindung auch legiertes Nickelaluminid (bspw. mit Zinn legiertes Nickelaluminid) verstanden werden.
Unter Nickelaluminid kann im Sinne der Erfindung auch ein amorphes Material, insbesondere in Pulverform, verstanden werden.
Das Nickelaluminid kann dem Misch- oder Mahlprozess zugegeben werden, ohne dass hierzu besondere Vorkehrungen im Sinne der Arbeitssicherheit oder des Arbeitsschutzes getroffen werden müssen. Insbesondere ist keine Desoxidation erforderlich, die notwendig wäre, wenn man AI in Elementarform zugeben würde. Zudem ergibt sich hierdurch die Möglichkeit, dass das Nickelaluminid in genauer Dosierung dem Misch- und/oder Mahlprozess einfach zugegeben werden kann, wodurch auf einfache Weise eine zuverlässige und reproduzierbare Fertigung ermöglicht wird.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren kann ein Sinterkarbid-Material, insbesondere Hartmetall (insbesondere bspw. bekannt unter „cemented Carbide“), gefertigt werden, welches dann entweder bereits eine verstärkte Binderphase aufweist und/oder vorbereitet ist, um eine verstärkte Binderphase auszubilden. In beiden Fällen erfolgt die Verstärkung der Binderphase über ein intermetallisches Phasenmaterial, welches sich unter Einbeziehung von Ni und AI des zugegebenen Nickelaluminid bildet.
Gemäß einer bevorzugten Erfindungsvariante kann es vorgesehen sein, dass der an den Sinterschritt anschließende Abkühlschritt und/oder eine thermische Behandlung am gesinterten Sinterkarbid-Körper so gesteuert wird, dass in dem Sinterkarbid- Körper ein intermetallisches Phasenmaterial in einer Binderphase des Sinterkarbid- Körpers gebildet wird, wobei zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials bevorzugt nach der Strukturformel (M,Y)3(AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y = Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X = Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Hierbei kann es vorzugsweise vorgesehen sein, dass während des Abkühlschritts, der gesinterte Körper 0,25 - 24 Stunden in einem Temperaturbereich im Bereich zwischen 400°C und der Solvustemperatur des gesinterten Körpers gehalten wird. Hierbei bildet sich dann das intermetallische Phasenmaterial zuverlässig und in ausreichender Menge und Größe, um eine effektive Verstärkung der Binderphase zu erreichen.
Wenn das intermetallische Phasenmaterial bereits im Abkühlschritt gebildet wird und dann in der Binderphase vorliegt, verstärkt es diese unmittelbar. Hierdurch ergibt sich eine besonders einfache Verfahrensführung.
Weist das Sinterkarbid-Material nach dem Sinterprozess in der Binderphase die gelösten Elemente Ni und AI auf, so kann durch eine thermische Behandlung des Sinterkarbid-Materials intermetallisches Phasenmaterial gebildet werden, welches dann zu einer Verstärkung der Binderphase und der gewünschten verbesserten Verschleißbeständigkeit führt.
Dabei kombinieren sich beispielsweise während dieser thermischen Behandlung zumindest ein Teil der Elemente Ni, Co, W und AI aus der Binderphase, um intermetallisches Phasenmaterial zu bilden. Zumindest ein Teil dieses intermetallischen Phasenmaterials kann nach der Strukturformel (M,Y)3 (AI,X) gebildet sein, wobei M = Ni, Y = Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X = Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Die thermische Behandlung des Sinterkarbid-Materials kann dabei auf unterschiedlichen Wegen erfolgen, die geeignet sind, bestimmungsgemäß das intermetallische Phasenmaterial auszubilden.
Dabei kann es sich insbesondere um eine thermische Behandlung, insbesondere eine externe Wärmeeinbringung in das Sinterkarbid-Material, handeln. Die thermische Wärmebehandlung kann beispielsweise dadurch bewirkt werden, dass eine aktive Quelle Wärme oder Kälte erzeugt und dass diese Quelle Wärme in das Material eingebringt oder diesem entzieht. Beispielsweise kann, entsprechend die Ausbildung des intermetallischen Phasenmaterials in einem Ofen erfolgen, in den das Sinterkarbid-Material eingebracht wurde. Denkbar ist es auch, dass mit einer Heizeinrichtung, beispielsweise einem Brenner, zumindest ein Teil der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials beaufschlagt wird.
Alternativ ist es denkbar, dass eine Anregungsquelle vorhanden ist, die Energie in das Sinterkarbid-Material einbringt, um darin Wärme zu erzeugen. Hierbei kann es sich beispielsweise um eine Induktionsspule oder eine Lasereinrichtung handeln.
Alternativ ist es auch denkbar, dass die Wärmeerzeugung durch passive Erwärmung erfolgt, also durch Verwendung des Sinterkarbidmaterials in einem, vorzugsweise bestimmungsgemäßen Betriebszustand oder im Zuge eines Verfahrensschrittes, bei dem das Sinterkarbidmaterial verarbeitet, insbesondere verbaut, wird.
Beispielsweise erfolgt dabei die Wärmeerzeugung im Sinterkarbid-Material durch Reibung, wie sie beispielsweise bei dem bestimmungsgemäßen Gebrauch, insbesondere dem bestimmungsgemäßen Einsatz, insbesondere dem Werkzeugeinsatz, des Sinterkarbid-Materials erfolgt. Handelt es sich um ein Werkzeug, so wird dieses gegenüber dem zu bearbeitenden Gegenstand (beispielsweise bei einem Straßen-Fräsmeißel dieser Straßen-Fräsmeißel, relativ zu einer Fahrbahnoberfläche) relativ bewegt, dadurch entsteht Reibungsenergie, die zu einer Wärmeentwicklung im Sinterkarbid-Material führt. Die dabei entstehende Wärme kann genutzt werden, um einen selbstverstärkenden Effekt der Binderphase durch die, zumindest partielle Ausbildung intermetallischen Phasenmaterials im Sinterkarbid-Material zu erreichen.
Unter einem bestimmungsgemäßen Betriebszustand kann auch der betriebsmäßige Einsatz des Sinterkarbid-Materials unter einer Betriebstemperatur verstanden werden, die geeignet ist, intermetallisches Phasenmaterial auszubilden.
Denkbar ist es auch, dass das Sinterkarbid-Material im Zuge eines Verfahrensschrittes, bei dem das Sinterkarbidmaterial auf einem Träger, bspw. auf einem Werkzeuggrundkörper oder -träger aufgebracht wird, passiv erwärmt wird. Die dabei entstehende Wärme kann genutzt werden, um das intermetallische Phasenmaterial auszubilden. Ein denkbares Fügeverfahren ist dabei ein Schweißverfahren, bspw. ein Reibschweißverfahren, ein
Elektronenstrahlschweißverfahren, ein Lötverfahren, beispielsweise ein Hartlötverfahren, ein Ofenlötverfahren, ein induktives Lötverfahren, ein Diffusionslötverfahren, ein Plattierverfahren, beispielsweise Sprengplattieren.
Das intermetallische Phasenmaterial bildet eine kristalline Einlagerung in dem metallischen Binder.
Dieses intermetallische Phasenmaterial hat, besonders bei höheren Temperaturen, im Vergleich zu dem metallischen Bindermaterial, in dem es eingelagert ist, eine deutlich höhere Festigkeit. An der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials, die dem Verschleißangriff ausgesetzt ist, verringert das intermetallische Phasenmaterial eine Erosion bzw. Extrusion des metallischen Bindermaterials, wenn dieses, beispielsweise in einem Bodenbearbeitungswerkzeug, eingesetzt wird.
Durch die Bewegung des Bodenbearbeitungswerkzeugs und dem gelösten Bodenmaterial sowie dem verbleibenden Bodenmaterial entsteht eine abrasive und mechanische Belastung des Sinterkarbid- Materials. Dabei stellen die Wolfram karbid- Körner im Sinterkarbid-Material diesem Verschleißangriff einen ausreichenden Verschleißwiderstand entgegen. Problematisch ist beim Stand der Technik hier das Bindermaterial, welches gegenüber dem Wolframkarbid eine deutlich geringere Festigkeit ausweist. Da nun das intermetallische Phasenmaterial in der Binderphase integriert ist, bzw. sie sich darin ausbildet, wird eine schnelle Erosion bzw. Extrusion des metallischen Bindermaterials verhindert.
Zudem hat sich überraschenderweise gezeigt, dass das intermetallische Phasenmaterial auch die innere Struktur des Sinterkarbid-Materials verstärken kann. Kommt es zu starken schlagartigen Beanspruchungen, so verringern oder verhindern die Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials ein Abgleiten der Wolfram karbid- Körner im Bereich der sie verbindenden Binderphase und somit eine übermäßige plastische Verformung der Binderphase. Insbesondere stützen sich hierbei die einzelnen Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials gegeneinander ab. Dies hat insbesondere bei hohen Werkzeug-Einsatztemperaturen einen erheblichen Vorteil. Bspw. bei der Verwendung von Co in der Binderphase wird bei solchen Temperaturen die Festigkeit des Co in der Binderphase zwar reduziert, dennoch bietet das intermetallische Phasenmaterial zuverlässig eine ausreichende Stützwirkung für das Bindermaterial.
Insgesamt hat sich gezeigt, dass mit dem erfindungsgemäßen Verfahren eine erhebliche Steigerung der Verschleißfestigkeit des gefertigten Sinterkarbid-Materials erreicht werden kann. Versuche haben ergeben, dass beispielsweise die Verwendung des Sinterkarbid-Materials in Form einer Schneidspitze eines Rundschaftmeißels für Straßenfräsmaschinen, eine bis zu 50% höhere Verschleißfestigkeit ergibt! Dabei hat sich gezeigt, dass eine derart deutliche Erhöhung der Verschleißfestigkeit, sowohl beim Fräsen von Asphalt-, als auch von Beton-Fahrbahnflächen erreicht werden kann.
Mit dem Sinterkarbid-Material können, insbesondere die Arbeitsbereiche von Werkzeugen, zum Bearbeiten, Lösen, Fördern und Verarbeiten von pflanzlichen oder mineralischen Materialien oder Baustoffen, insbesondere im Bereich der Land- oder Forstwirtschaft bzw. Straßen-, Berg- oder Tunnelbau, gestaltet werden.
Sofern im Sinterkarbid-Material intermetallisches Phasenmaterial vorliegt, kann es gemäß einer Erfindungsvariante vorgesehen sein, dass der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 1-28 Gew. %, vorzugsweise 1-19 Gew. % beträgt. Dabei kann, neben unvermeidbaren Verunreinigungen, der gesamte Anteil oder nahezu der gesamte Anteil diesen metallischen Bindermaterials von Co gebildet sein. Eine solche Stoffauswahl führt zu einer besonders zähen Binderphase, die sich effektiv durch das vorhandene oder das sich ausbildende intermetallische Phasenmaterial verstärken lässt.
Gemäß einer Erfindungsvariante kann es vorgesehen sein, dass die Summe der Elemente Ni und AI im Sinterkarbid-Material zumindest in einem Bereich des Sinterkarbid-Körpers 1-28 Gew. %, vorzugsweise 1,5-19 Gew. %, beträgt. Diese Bereichsangaben berücksichtigen sowohl Ni und AI aus eventuell vorhandenem intermetallischem Phasenmaterial und gelöstem Ni bzw. AI in der Binderphase. Mit solchen Zusammensetzungen lassen sich insbesondere anspruchsvolle Hartmetall- Werkzeuge für die Bodenbearbeitung schaffen.
Um ein solches Sinterkarbid-Material fertigen zu können, kann es nach einer möglichen Erfindungsvariante vorgesehen sein, dass der Grünling 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframcarbid (WC), 1-28 Gew.%, vorzugsweise 1- 19 Gew.%, Cobalt (Co) und 1-28 Gew.%, vorzugsweise 1,5-19 Gew.%, Nickelaluminid, vorzugsweise als intermetallisches Phasenmaterial, enthält.
Liegt im Sinterkarbid-Material kein oder nur wenig intermetallisches Phasenmaterial vor, kann es gemäß einer Erfindungsvariante vorgesehen sein, dass der Anteil der Binderphase im Sinterkarbid-Material 5-30 Gew. %, vorzugsweise 5-20 Gew. %, beträgt. Dabei kann die Binderphase hälftig oder überwiegend von dem metallischen Bindermaterial Co gebildet sein. Zusätzlich kann AI und Ni als metallisches Bindermaterial in der Binderphase gelöst sein. Schließlich können in der Binderphase auch weitere Elemente und unvermeidbare Verunreinigungen vorliegen.
Erfindungsgemäß kann es auch vorgesehen sein, dass neben unvermeidbaren Verunreinigungen, die Binderphase neben Co, Ni, AI weitere Bestandteile, insbesondere gelöstes W, C, und/oder Fe, aufweist.
Gemäß der Erfindung kann das optional in der Binderphase vorhandene intermetallische Phasenmaterial nach der Strukturformel (M,Y)3 (AI,X) gebildet, bzw. kann das intermetallische Phasenmaterial nach dieser Strukturformel, aufgrund der Element-Zusammensetzung im fertigen Sinterkarbid-Material, gebildet werden, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Ist das intermetallische Phasenmaterial in der Binderphase vorhanden, so ist es vorzugsweise so, dass zumindest bei der überwiegenden Anzahl der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials Y = Co ist und X = W ist. Entsprechend ist die Zusammensetzung der gelösten Bestandteile in der Binderphase im Sinterkarbid- Material so gewählt, dass sich das intermetallische Phasenmaterial durch Wärmebehandlung oder -einwirkung auf diese Weise bilden kann (s. oben).
Zusätzlich kann es so sein, dass bei einigen oder allen Kristalliten des intermetallischen Phasenmaterials (AI,X) derart vorliegt, dass X sowohl in Form von W als auch von Mo und/oder Nb und/oder Ti und/oder Ta und/oder Cr und/oder V vorliegt. Entsprechend kann die Zusammensetzung der gelösten Bestandteile in der Binderphase im fertigen Sinterkarbid-Material so gewählt werden, dass sich das intermetallische Phasenmaterial durch Wärmebehandlung oder -einwirkung auf diese Weise bilden kann (s. oben).
Gemäß der Erfindung kann es vorgesehen sein, dass die Binderphase zwei oder mehrere intermetallische Phasenmaterialien oder nur ein einziges intermetallisches Phasenmaterial aufweist und/oder dass das Sinterkarbid-Material so hergerichtet ist, dass sich durch thermische Behandlung oder -einwirkung zwei oder mehrere intermetallische Phasenmaterialien oder nur ein einziges intermetallisches Phasenmaterial bildet.
Gemäß einer bevorzugten Erfindungsausgestaltung kann es vorgesehen sein, dass die Binderphase folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist:
Ni > 25 Gew.%, AI > 4 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C, vorzugsweise Ni > 35 Gew.%, AI > 5 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C, besonders bevorzugt Ni >40 Gew. %, AI > 6,5 Gew. %, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C,
Dabei beziehen sich diese Angaben auf den Gesamtgehalt der jeweiligen Stoffe in der Binderphase. Die Angaben berücksichtigen mithin die jeweiligen Elemente in gelöster Form und/oder zusätzlich auch die jeweiligen Elemente, wie sie gebunden in dem intermetallischen Phasenmaterial vorliegen. Es hat sich gezeigt, dass sich eine effektive Verstärkungswirkung für die Binderphase mit den angegebenen Wertangaben einstellt.
Um eine optimale Verstärkung der Binderphase mit dem intermetallischen Phasenmaterials bewirken zu können, kann es im Rahmen der Erfindung vorgesehen sein, dass das Verhältnis der Massenanteile AI zu Ni > 0,10, vorzugsweise > 0,12, ist.
Vorzugsweise kann es dabei auch vorgesehen sein, dass das Verhältnis der Massenanteile AI zu Ni < 0,46, vorzugsweise < 0, 18, besonders bevorzugt < 0,16 ist.
Die vorstehenden Angaben, die das Verhältnis der Massenanteile AI zu Ni beziehen, berücksichtigen den Gesamt-Massenanteil, also sowohl die gelösten Elemente AI und Ni sowie AI und Ni im intermetallischem Phasenmaterial (falls vorhanden). Der Nachweis für die Massenanteile von AI und Ni kann mittels einer gängigen ICP- Messung geführt werden.
Eine denkbare Erfindungsvariante ist dergestalt, dass das Sinterkarbid-Material zumindest zwei Volumenbereiche aufweist, wobei in dem ersten Volumenbereich der relative, auf eine Volumeneinheit bezogene Anteil an intermetallischem Phasenmaterial größer ist als in dem zweiten Volumenbereich. Durch die Ausgestaltung von wenigstens zwei Volumenbereichen, kann gezielt Einfluss genommen werden, auf die Eigenschaften, insbesondere die Werkzeugeigenschaften, des Sinterkarbid-Materials. So kann beispielsweise eine Zone, die einem hohen Abrasiv-Verschleiß ausgesetzt ist, den Volumenbereich mit einem höheren relativen Anteil an intermetallischem Phasenmaterial aufweisen. Eine Zone, die demgegenüber besondere Anforderungen an die Zähigkeit erfüllen muss, kann den Volumenbereich mit einem geringeren relativen Anteil an intermetallischem Phasenmaterial aufweisen. Der Vollständigkeit halber soll an dieser Stelle darauf hingewiesen werden, dass der zweite Volumenbereich, welcher gegenüber dem ersten Volumenbereich einen geringeren relativen Anteil an intermetallischem Phasenmaterial aufweist, dass dieser zweite Volumenbereich auch kein intermetallisches Phasenmaterial aufweisen kann. Eine denkbare Erfindungsalternative ist dergestalt, dass der erste Volumenbereich, welcher den hohen relativen Anteil an intermetallischem Phasenmaterial aufweist, von zumindest einem Bereich der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials begrenzt ist. Auf diese Weise wird an der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials dort ein hoher Widerstand gegen Abrasion geschaffen. Vorzugsweise ist der zweite Volumenbereich nicht an eine Oberfläche des Sinterkarbid-Materials angrenzend angeordnet, sondern befindet sich im Inneren des Sinterkarbid-Materials. Hier sorgte er für eine hohe Bruchstabilität.
Alternativ kann es auch vorgesehen sein, dass der zweite Volumenbereich, welcher gegenüber dem ersten Volumenbereich einen geringeren relativen Anteil an intermetallischen Phasenmaterial oder kein intermetallisches Phasenmaterial aufweist, von zumindest einem Bereich der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials begrenzt ist und vorzugsweise der erste Volumenbereich nicht an eine Oberfläche des Sinterkarbid-Materials angrenzt. Hierdurch kann ein Werkzeug geschaffen werden, dass sich während des Werkzeugeinsatzes in optimaler Weise mit seiner Schneidkontur an die Schneidaufgabe anpasst, um eine gute Standzeit zu erreichen. Insbesondere kann dadurch ein sogenannter Nachschärfeffekt verwirklicht werden.
Eine denkbare Erfindungsvariante ist dergestalt, dass die Binderphase, insbesondere das metallische Bindermaterial und/oder das intermetallische Phasenmaterial, Nb und/oder Ti und/oder Ta, und/oder Mo und/oder V und/oder Cr aufweist, wobei vorzugsweise eines oder mehrere dieser Materialien in der gelösten Form in der Binderphase und/oder in der Karbidform vorliegt. Hierdurch kann eine Erhöhung der Solvus-Temperatur und der Festigkeit des vorhandenen und/oder der sich durch thermische Einwirkung oder -behandlung bildenden intermetallischen Phase erreicht werden. Dadurch wird weniger intermetallisches Phasenmaterial benötigt, bei gleichbleibender Festigkeit des Sinterkarbid-Materials. Oder die Binderfestigkeit erhöht sich durch die Zugabe und damit die Warmfestigkeit.
Denkbar ist es jedoch auch, dass einer oder mehrere der vorgenannten Bestandteile in das Kristallgitter zumindest eines Teils des intermetallischen Phasenmaterials integriert ist/sind oder durch die thermische Behandlung (Wärmebehandlung oder Wärmeeinwirkung) in das Kristallgitter des intermetallischen Phasenmaterials integriert werden kann. Beispielsweise nimmt das Titanatom (oder ein anderes Material der vorgenannten Gruppe) im Kristallgitter des intermetallischen Phasenmaterials vorrangig den Gitterplatz des AI bzw. W ein und erhöht, wie W die Ausscheidungstemperatur für das intermetallische Phasenmaterial.
Dadurch kann, falls im Sinterkarbid-Material vorhanden, zum einen das intermetallische Phasenmaterial effektiver während des Sinterprozesses ausgeschieden werden, da der Start der Ausscheidungen bereits bei höheren Temperaturen stattfindet, weil hier die Diffusionsgeschwindigkeit deutlich höher ist.
Andererseits wird durch diese Maßnahme eine hohe Warmfestigkeit erreicht, da, wie gesagt, die Solvus-Temperatur des Sinterkarbid-Materials erhöht wird. Mit anderen Worten erhöht sich die Temperatur, die benötigt wird, um das intermetallische Phasenmaterial im Sinterkarbid-Material wieder auflösen zu können.
Erfindungsgemäß kann es auch vorgesehen sein, dass der Anteil an Mo und/oder Nb und/oder Ti und/oder Ta und/oder Cr und/oder V in der Binderphase < 15 at% beträgt. Die vorstehend genannten Elemente bilden grundsätzlich Karbide. Im Rahmen der Erfindung kann es nun vorgesehen sein, dass die Materialzusammensetzung so gewählt ist, dass diese Elemente, entsprechend dem Löslichkeitsprodukt und Ihrer Affinität zum Kohlenstoff in geringer Menge in der Binderphase gelöst sind und sie können somit mit in das Kristallgitter des intermetallischen Phasenmaterials eingebaut werden und/oder in der metallischen Binderphase gelöst sein. Ist ein Sinterkarbid-Material gewünscht, das eine hohe Zähigkeit der Binderphase aufweist, dann sollte der Anteil der Karbid-Form klein gehalten werden. Die Materialien sollten dann in Summe in einem Anteil < 15 at% vorliegen.
Weiterhin ist es vorteilhaft so, dass die Pulvermischung (insbesondere die Pulvermischung des Grünlings) für die Fertigung des Sinterkarbidmaterials hinsichtlich des Kohlenstoffanteils stöchiometrisch eingestellt werden kann, da das Titan (und/oder Mo und/oder Nb und/oder Ti und/oder Ta und/oder Cr und/oder V) die Aufgabe des Wolframs übernimmt.
Gemäß einer Gestaltungsvariante der Erfindung kann es vorgesehen sein, dass der Kohlenstoffanteil stöchiometrisch oder unterstöchiometrisch in der Pulvermischung (insbesondere die Pulvermischung des Grünlings) eingestellt ist. Mit dieser Maßnahme werden Graphitausscheidungen im gesinterten Werkstoff durch überstöchiometrischen Kohlenstoffanteil unterbunden bzw. minimiert. Die Erfinder haben erkannt, dass sich solche Einlagerungen nachteilig auf die Bruchfestigkeit des Sinterkarbid-Materials auswirken.
Erfindungsgemäß kann es insbesondere vorgesehen sein, dass der Kohlenstoffanteil in dem Sinterkarbid-Material im Bereich zwischen:
Cstöch (Gew.%) - 0,003 mal Bindergehalt (Gew.%) und Cstöch (Gew.%) - 0,012 mal Bindergehalt Gew.% beträgt, vorzugsweise im Bereich zwischen:
Cstöch (Gew.%) - 0,005 mal Bindergehalt (Gew.%) und Cstöch (Gew.%) - 0,01 mal Bindergehalt Gew. %, beträgt.
Im Rahmen der Erfindung zeigen sich die oben beschriebenen vorteilhaften Effekte besonders ausgeprägt bei Grobkorn-Hartmetall. In einer bevorzugten Ausgestaltungsvariante der Erfindung ist es daher vorgesehen, dass das dispergierte Wolframkarbid im Sinterkarbid-Material in Kornform mit einem mittleren Teilchendurchmesser, gemessen nach DIN ISO 4499 Teil 2, im Bereich zwischen 1 und 15 pm, vorzugsweise im Bereich zwischen 1,3 und 10 pm, besonders bevorzugt im Bereich zwischen 2,5 und 6 pm, vorliegt.
Vorzugsweise ist es vorgesehen, dass der maximale Anteil an Fe in der Binderphase oder im Grünling 5 Gew% beträgt und/oder dass im Bindermaterial sonstige unvermeidbare Verunreinigungen vorliegen. Wenn vorgesehen ist, dass die vorhandene oder die sich durch Wärmebehandlung oder -einwirkung ergebende intermetallische Phase (M,Y)3(AI,X) eine Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist, dann ergibt sich eine Gefügestruktur in der Binderphase, bei der sich die Kristalle der intermetallischen Phase effektiv im metallischen Bindermaterial gegeneinander abstützen können, wenn der Sinterkarbid-Körper starken Belastungen ausgesetzt ist.
Vorzugsweise ist es für den Einsatzzweck, bevorzugt von Boden- Bearbeitungswerkzeugen, vorgesehen, dass das vorhandene oder das sich durch Wärmebehandlung oder -einwirkung ergebende intermetallische Phasenmaterial eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm, aufweist.
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltungsvariante der Erfindung kann es vorgesehen sein, dass das Sinterkarbid-Material frei oder möglichst frei von Eta- Phase und/oder Al203 ist. Die Erfinder haben erkannt, dass der maximale Anteil der Eta-Phase oder der maximale Anteil von AI2O3 maximal 0,6 Vol% bezogen auf das gesamte Sinterkarbidmaterial betragen soll. Liegen im Sinterkarbid-Material beide Stoffe vor, so ist es vorteilhaft, wenn die Summe von Eta-Phasenmaterial und von AI2O3. maximal 0,6 Vol% beträgt.
Die Partikelgröße von AI2O3 und/oder des Eta-Phasenmaterials beträgt vorteilhafterweise maximal 5 mal der mittleren WC-Korngröße, wobei die mittlere WC-Korngröße und die Partikelgröße von AI2O3 und/oder des Eta-Phasenmaterials über das Linienschnittverfahren nach DIN ISO 4499, Teil 2 ermittelt werden kann.
Über die Eta-Phase bzw. AI2O3 kann die Zähigkeit des Sinterkarbid-Materials negativ beeinflusst werden. Bei höheren Eta-Phasenanteilen ist das Sinterkarbid-Material nur noch bedingt für die Verwendung in anspruchsvollen Bodenbearbeitungswerkzeugen geeignet. Gleiches gilt auch für Al2 O3. Die oben erwähnte Aufgabe der Erfindung wird auch gelöst mit einem Verfahren zur Herstellung eines Werkzeugs, insbesondere Zerkleinerungs-, Bodenbearbeitungswerkzeug, vorzugsweise für eine Straßenfräsmaschine, einen Recycler, einen Stabilisierer, eine landwirtschaftliche oder forstwirtschaftliche Bodenbearbeitungsmaschine, mit einem Grundkörper, der einen Arbeitsbereich aufweist, wobei an dem Arbeitsbereich wenigstens ein Arbeitselement, bestehend aus einem Sinterkarbid-Material, hergestellt nach einem der Ansprüche 1 bis 22, vorzugsweise mit einer stoffschlüssigen Verbindung, insbesondere einer Lotverbindung, insbesondere einer Hartlotverbindung, gehalten ist.
Vorzugsweise bildet das Sinterkarbid-Material im Arbeitsbereich einen Schneidkörper mit einer Schneidspitze oder einer Schneide oder einer Schneidkante oder einer Arbeitskante. Denkbar ist es auch, dass das Sinterkarbid-Material ein Panzerbelag ist.
Wie vorstehend erwähnt wurde, kann es gemäß der Erfindung entsprechend vorgesehen sein, dass das Arbeitselement in Form eines Schneidelements, vorzugsweise mit mindestens einer Schneide und/oder mindestens einer Schneidspitze oder in Form eines Verschleisschutzelements, insbesondere einer Schutzplatte, einer Schutzleiste, eines Schutzstifts, eines Schutzvorsprungs oder eines Schutzbolzens, ausgebildet ist.
Eine besonders bevorzugte Anwendung der Erfindung ergibt sich dann, wenn vorgesehen ist, dass das Werkzeug ein Schneidwerkzeug, ein Fräsmeißel, insbesondere ein Straßenfräs- oder Bergbaumeißel, eine Pflugschar, eine Grubberspitze, ein Bohrwerkzeug, insbesondere ein Erdbohrer, ein Brechwerkzeug, beispielsweise ein Brechmeißel oder eine Brechleiste, ein Mulchwerkzeug, ein Holzhackwerkzeug oder ein Schredderwerkzeug, ein Fraktionierwerkzeug, bspw. ein Sieb ist.
Eine weiter besonders bevorzugte Anwendung der Erfindung ist dergestalt, dass der Fräsmeißel einen Meißelkopf und einen daran mittelbar oder unmittelbar angeschlossenen Meißelschaft aufweist, und dass an dem Meißelkopf das Arbeitselement gehalten ist.
Beispielsweise kann es auch vorgesehen sein, dass das Arbeitselement von dem erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Material gebildet ist, wobei dieses Arbeitselement einen Träger für eine superharte Schneidspitze bildet, die beispielsweise aus PKD- Werkstoff besteht.
Wie dies vorstehend beschrieben wurde, kann es sich bei dem Sinterkarbid-Material um ein Hartmetall mit einer verstärkten Binderphase handeln. Diese Verstärkung kann erfolgen durch die Ausscheidung von intermetallischem Phasenmaterial während der Abkühlung im Sinterprozess und/oder es ist so, dass sich das Intermetallische Phasenmaterial in einem an den Sinterprozess anschließenden thermischen Prozess ausbildet, bei dem das Sinterkarbid-Material auf eine Temperatur gebracht wird, die eine Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials im Sinterkarbid-Material ermöglicht.
Zur Fertigung eines erfindungsgemäßen Hartmetalls kann eine nominelle Zusammensetzung bei der Einwaage der Rohstoffe von 70-95 Gew. % WC, 1-28 Gew. % metallischem Binder und 1-28 Gew. % Nickelaluminid (z.B. intermetallische Phase) gewählt werden. Der metallische Binder kann die Elemente Co, gegebenenfalls Fe und/oder andere Bestandteile aufweisen. Die intermetallische Phase ist, vorzugsweise bei der Einwaage Ni3 AI.
Die Aufgabe der Erfindung wird auch gelöst mit einem Verfahren zur Schaffung eines Sinterkarbid-Materials, wobei zunächst in einem ersten Verfahrensschritt ein Vorstufen-Sinterkarbid-Material, insbesondere ein Hartmetall, geschaffen wird, das 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframkarbid in dispergierter Form, und eine Binderphase aufweist, wobei die Binderphase metallisches Bindermaterial aufweist, wobei das metallische Bindermaterial Co aufweist, wobei die Binderphase die gelösten Elemente Ni und AI aufweist, wobei die Binderphase folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist: Ni > 25 Gew.%, AI > 4 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C, vorzugsweise Ni > 35 Gew.%, AI > 5 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C, besonders bevorzugt Ni >40 Gew. %, AI > 6,5 Gew. %, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C, wobei in einem weiteren Verfahrensschritt das Vorstufen-Sinterkarbid-Material einer Wärmebehandlung unterzogen wird, um ein Sinterkarbid-Material zu bilden, das intermetallisches Phasenmaterial in der Binderphase aufweist, wobei das intermetallische Phasenmaterial zumindest teilweise nach der Strukturformel (M,Y)3(AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Die thermische Behandlung kann dabei zumindest einen Erwärmungsschritt oder zumindest einen Abkühlschritt umfassen.
Gemäß der Erfindung kann es vorzugsweise vorgesehen sein, dass nach der Wärmebehandlung zumindest ein Teil der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)3(AI,X) die Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist.
Um eine besonders effektive Verstärkung der Binderphase erreichen zu können, insbesondere bei Grobkornhartmetall als Sinterkarbid-Material, kann es vorteilhafter Weise vorgesehen sein, dass zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm (gemessen gemäß Linienschnittverfahren an einem Schliffbild) aufweist.
Vorteilhafterweise kann es vorgesehen sein, dass die Koerzitivfeldstärke HcM zumindest eines Bereichs, des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gefertigten Sinterkarbid-Materials, vorzugsweise eines Bereichs, in dem intermetallisches Phasenmaterial vorliegt, beträgt: HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 4 [kA/m], vorzugsweise HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 6 [kA/m], besonders bevorzugt HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 10 [kA/m], wobei B der Anteil der Binderphase im Sinterkarbid-Material in Gew% ist und D die Korngröße des dispergierten WC, ermittelt nach dem Linienschnittverfahren gemäß DIN ISO 4499, Teil 2 ist.
Bei gängigen Hartmetallen, mit Co in der Binderphase und ohne intermetallisches Phasenmaterial wird die Koerzitivfeldstärke üblicherweise herangezogen, um bei gegebenem Bindergehalt indirekt die mittlere Korngröße des WC zu ermitteln. Erfindungsgemäß bewirkt das intermetallische Phasenmaterial eine deutliche Erhöhung der Koerzitivfeldstärke. Damit kann die Koerzitivfeldstärke indirekt als Maß der Verstärkung der Binderphase, infolge des eingelagerten intermetallischen Phasenmaterials gewertet werden. Je höher die Koerzitivfeldstärke ist, desto größer ist die Gesamt-Grenzfläche zwischen metallischem Bindermaterial, intermetallischem Phasenmaterial und WC. Eine hohe Anzahl an ausgeschiedenem intermetallischem Phasenmaterial führt zu einer guten Abstützung der einzelnen Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials gegeneinander in der Binderphase, insbesondere bei hohen Temperaturen (insbesondere bei hohen Werkzeug-Einsatztemperaturen).
Koerzitivfeldstärken zumindest eines Bereichs des Sinterkarbid-Materials HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 4 [kA/m] können vornehmlich genutzt werden, für die oben erwähnten Verschleißschutzanwendungen, beispielsweise für Verschleißpanzerungen.
Koerzitivfeldstärken zumindest eines Bereichs des Sinterkarbid-Materials vorzugsweise HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 6 [kA/m] können vornehmlich genutzt werden, für die oben erwähnten anspruchsvollen Bodenbearbeitungswerkzeuge. Koerzitivfeldstärken zumindest eines Bereichs des Sinterkarbid-Materials vorzugsweise HcM [kA/m] > (1,5 + 0,04*B) + (12,5-0,5*B)/D + 10 [kA/m] können vornehmlich genutzt werden, für die oben erwähnten Hochleistungswerkzeuge.
Gemäß einer Ausgestaltungsvariante der Erfindung kann es auch vorgesehen sein, dass die Koerzitivfeldstärke zumindest eines Bereichs des Sinterkarbid-Materials um 20 % höher ist als die Koerzitivfeldstärke eines Hartmetallkörpers, der die gleiche Zusammensetzung und WC Korngröße wie das Sinterkarbid-Material aufweist, wobei die Binderphase allein aus metallischem Co-Binder gebildet ist; dieser jedoch kein intermetallisches Phasenmaterial aufweist.
Ein Hartmetall-Körper, der die gleiche Zusammensetzung aufweist, ist mithin ein Hartmetall-Körper, mit 70-95 Gew.% Wolframkarbid in dispergierter Form, und einer Binderphase, wobei die Binderphase metallisches Bindermaterial ohne intermetallisches Phasenmaterial aufweist, wobei der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 5 - 30 Gew.% beträgt und das Bindermaterial im Übrigen die gleiche oder annähernd die gleiche Zusammensetzung aufweist, wie das Bindermaterial des erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Materials.
Wie dies oben erwähnt wurde, gibt die Koerzitivfeldstärke indirekt einen Hinweis bzw. ein Indiz für den Anteil an intermetallischem Phasenmaterial in der Binderphase an. Somit wird mit der Koerzitivfeldstärke indirekt der Grad der Verstärkung der Binderphase angegeben.
Im Rahmen der Erfindung kann das Sinterkarbid-Material so gestaltet sein, dass die Warmdruckfestigkeit des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gefertigten Sinterkarbid-Materials bei einer Temperatur von 800 °C und einer Dehnrate von 0,001 [1/s] > 1650 [MPa] beträgt und/oder dass die Warmdruckfestigkeit des Sinterkarbid-Materials bei einer Temperatur von 800 °C und einer Dehnrate von 0,01 [1/s] > 1600 [MPa] beträgt (Messung für einen zylindrischen Probekörper mit Durchmesser 8 mm und Höhe 12 mm). Mit einem solchen Sinterkarbid-Material können, insbesondere Schneidspitzen für Straßenfräsmeißel, gefertigt werden, bei denen der Anteil der Binderphase 5-7 Gew. % und der Anteil an WC im Bereich von 93-95 Gew. % beträgt, wobei vorzugsweise hier WC in Grobkornform mit einer mittleren Teilchengröße im Bereich zwischen 2-5pm vorliegt.
Eine besonders bevorzugte Erfindungsvariante sieht vor, dass das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni3AI-Pulver, in einem schmelzmetallurgischen Prozess hergestellt wird, und/oder dass dem Misch- und/oder Mahlprozess das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni3AI-Pulver als ein, in einem schmelzmetallurgischen Prozess hergestelltes Material zugegeben wird.
Eine besonders gute Verarbeitbarkeit der Pulvermischung im Misch- und/oder Mahlprozess ergibt sich dann, wenn vorgesehen ist, dass das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni3AI-Pulver, mit einer mittleren Partikelgöße FSSS < 70pm, vorzugsweise mit einer mittleren Partikelgröße FSSS < 45pm dem Prozess zugegeben wird.
Gemäß einer Erfindungsvariante kann es vorgesehen sein, dass in einem Aufbereitungsschritt, vorzugsweise in einem ersten Mahlschritt, das Nickelaluminid mit Mahlflüssigkeit und Grobkorn-Wolframkarbid, vorzugsweise mit einer mittleren Partikelgröße FSSS > 20 pm, besonders bevorzugt mit einer mittleren Partikelgröße FSSS im Bereich zwischen 30 und 60 pm, beispielsweise in Form von macro- und/oder monokristallinem Wolframkarbid, vermischt wird, derart, dass aus dem Nickelaluminid gebrochenes Nickelaluminid, vorzugsweise gebrochenes Nickelaluminid-Pulver, insbesondere gebrochenes Ni3AI-Pulver, gebildet wird. Flierdurch wird eine wirkungsvolle Zerkleinerung des Nickelaluminids erreicht.
Dabei kann die Verfahrensführung beispielsweise dergestalt sein, dass im Aufbereitungsschritt und/oder in einem Folgemahlschritt Presshilfsmittel, zumindest ein Legierungsbestandteil und/oder Kobaltpulver beigefügt und mit dem Nickelaluminid und/oder dem gebrochenen Nickelaluminid vermischt wird/werden.
Um eine besonders gute Zerkleinerungsleistung zu erreichen, ist es vorteilhaft, wenn vorgesehen ist, dass der Anteil an Nickelaluminid in der Mahlmischung des Aufbereitungsschritts im Bereich zwischen 8 bis 50 Gew.%, vorzugsweise im Bereich 9 bis 25 Gew.%, liegt.
Besonders bevorzugt kann es vorgesehen sein, dass in einem Folgemahlschritt der Vormahlung aus dem Aufbereitungsschritt WC-Pulver zugegeben wird, derart, dass der Anteil an WC-Pulver in der erhaltenen Mahlmischung im Bereich zwischen 70 bis 95 Gew.% beträgt und dass in dem Folgemahlschritt das gebrochene Nickelaluminid zu fein gebrochenem Nickelaluminid gemahlen wird.
Vorteilhaft führt dabei das fein gebrochene Nickelaluminid zu einer homogeneren Verteilung der intermetallischen Phasen im Sinterkörper. Weiterhin bleibt die WC- Struktur, insbesondere die WC-Grobkornstruktur durch den kürzeren Mahlprozess für das zugegebene WC im WC-Pulver besser erhalten.
Vorzugsweise ist es nach einer Erfindungsvariante vorgesehen, dass der Grünling mittels eines Flüssigphasen-Sinterprozess in einem Ofen bei einer Sintertemperatur im Bereich zwischen 1350°C und 1550°C gesintert wird.
Eine besonders effektive Verstärkung der Binderphase lässt sich dann erreichen wenn vorgesehen ist, dass zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials in der Binderphase eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm (gemessen gemäß Linienschnittverfahren an einem Schliffbild) aufweist und/oder wenn vorgesehen ist, dass zumindest ein Teil der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)3 (AI,X) in der Binderphase eine Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist.
Eine denkbare Verfahrensvariante ist so, dass in dem Mahl- und/oder Mischprozess verdüstes Nickelaluminid, vorzugsweise verdüstes Ni3AI-Pulver als intermetallisches Phasenmaterial verarbeitet wird. Dieses Material ist einfach zu handhaben. Dieses Material kann mit wenig Aufwand zerkleinert werden, um die gewünschte Feinkornstruktur zu erhalten. Es kann vorzugsweise vorgesehen sein, dass der Misch- und/oder Mahlprozess ein mehrstufiger Prozess mit zumindest zwei Misch- und /oder Mahlschritten, wobei vorzugsweise das Nickelaluminid vor dem letzten Mahl- und/oder Mischschritt zugegeben wird.
Herstellung (mit Beschreibung der Messmethoden)
Herstellung:
Im Folgenden wird die Herstellungsmethode beschrieben, mit der ein Sinterkarbid- Material mit intermetallischem Phasenmaterial in der Binderphase über eine pulvermetallurgische Prozessroutine hergestellt werden kann. Letztere gliedert sich in die Prozessschritte Herstellung einer pressbaren Pulvermischung, Formgebung und schließlich dem Sintern zu kompakten und dichten Sinterkarbid-Körpern.
Als Ausgangsstoffe für Herstellung der Pulvermischung können WC-Pulver verschiedener Korngröße, insbesondere Grobkorn-WC mit einer Partikelgroße FSSS > 25pm verwendet werden. Ausgangspulver für die Binderphase sind extrafeines Kobaltpulver (FSSS 1,3pm) und Nickelaluminid, vorzugsweise Nickelaluminid-Pulver, insbesondere Ni3AI-Pulver.
Beispielsweise kann Nickelaluminid-Pulver (Ni-Al-Pulver), zum Beispiel Ni-13AI Pulver mit einem Aluminiumanteil von ca. 13,3 Gew.% verwendet werden. Die Partikelgröße der Ni-Al-Pulvers beträgt FSSS<70 pm, bevorzugt kleiner FSSS 45 pm. Zur Einstellung und Abgleich eines gezielten Kohlenstoffgehalts wird W- Metallpulver (FSSS < 2pm) und Flammruß genutzt. Zur Legierung der Binderphase mit Legierungselementen, wie Ti, Ta, Mo, Nb, V, Cr kommen deren Karbidpulver, oder deren W-haltige Mischkarbide mit Partikelgrößen < 3pm zur Anwendung.
Die Herstellung der Pulvermischung erfolgt entsprechend dem Stand der Technik durch Nassmahlung, vorzugsweise in einer mit Hartmetallkugeln bestückten Kugelmühle. Als Mahlmedium finden Ethanol und Hexan Anwendung. Weitere mögliche Mahlmedien wären Aceton oder wässrige Medien mit geeigneten Inhibitoren.
Bei der Herstellung von Pulvermischungen für Sinterkarbid-Material mit Bindergehalten >15% ist aufgrund des hohen Bindergehalts und begünstigter Rekristallisation ein einzelner Mahlvorgang ausreichend. Bei Bindergehalten bis 15% ist hingegen ein mehrstufiger Nassmahlprozess von Vorteil, um die Ni-Al-Pulver effektiv zu zerkleinern und die Bildung von Oxiden während des Mahlvorgangs zu minimieren.
Im ersten Schritt wird das Ni-Al Pulver mit Mahlflüssigkeit und Grobkorn- Wolframkarbid mit mittlerer Partikelgröße FSSS>20 pm, bevorzugt zwischen 30 und 60 pm intensiv vermengt. Gegebenenfalls können auch hier schon Presshilfsmittel, Legierungsbestandteile in geringer Menge und Kobaltpulver beigefügt werden.
Die Mahlparameter (Dauer, Verhältnis Mahlkugeln zu Mahlgut, Mahlmedium) sowie das Verhältnis WC zu Ni-Al-Pulver orientieren sich an der im Sinterkarbid-Material einzustellenden WC-Korngröße.
Im zweiten Schritt werden dieser Vormahlung zwischen 50 und 80 Gew.% WC- Rohstoff(e) definierter Korngröße(n) hinzugegeben und vermengt, wobei das Hauptaugenmerk darauf liegt, Agglomerate zu reduzieren und eine möglichst homogene Mischung zu erhalten .
Wenn der Legierungsabgleich und die Presshilfsmittelzugabe nicht schon im ersten Mahlschritt (Vormahlung VM) durchgeführt wurden, kann dies auch nun im zweiten Schritt erfolgen.
Der bei der Nassmahlung erhaltene Schlicker wird nach dem Stand der Technik getrocknet und in ein pressfertiges Pulver überführt. Bevorzugt erfolgt dies durch den Prozess der Sprühtrocknung. Die Formgebung erfolgt vorzugsweise direkt, durch Axialpressen auf mechanischen, hydraulischen oder elektromechanischen Pressen.
Die Sinterung erfolgt zwischen 1350 und 1550 °C im Vakuum bevorzugt in industriellen Sinter-HIP-Öfen, bei welchem im Anschluss an eine Flüssigphasensinterung mittels Inertgaseinlass ein Überdruck geschaffen wird, wobei eine eventuell vorhandene Restporosität beseitigt werden kann.
In Fig. 4 ist beispielhaft das Phasendiagramm WC-Co-Ni3AI für 3 Gew. % Co und 3 Gew. % Ni3AI dargestellt, das die Bildung dieser Ausscheidungen darstellt.
Nach der Erstarrung der Schmelze liegen zunächst nur WC und ein Mischkristall aus Co, Ni, AI, W und C vor. Erst unterhalb er Solvus-Temperatur kommt es zur Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials aus diesem Mischkristall, wobei das intermetallische Phasenmaterial nach der Strukturformel (M,Y)3(AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist. Diese intermetallischen Phasenmaterialien können mit einem Rasterelektronenmikroskop sichtbar gemacht werden.
In Fig. 2 und 3 sind zwei verschiedene erfindungsgemäße Sinterkarbidmaterialien, in Form von Flartmetallen, anhand von solchen Rasterelektronenmikroskop-Aufnahmen veranschaulicht. Deutlich erkennbar ist die Binderphase eines solchen Flartmetalls zu sehen, worin das intermetallische Phasenmaterial (hellere Phase) 10 und das metallischen Bindermaterial 30 (dunkel) erkennbar sind. Die WC-Körner 20 sind über die Binderphase miteinander verbunden.
Es zeigt sich eine gleichmäßige Verteilung des intermetallischen Phasenmaterials in der Binderphase, wobei die Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials eine kubische Form besitzen und vorzugsweise kleiner 1500 nm sind. Die Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)3(AI,X) haben eine Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database). Ein solches Sinterkarbid-Material kann, mit einem Grundkörper aus Stahl verbunden werden, so dass es ein Arbeitselement eines Werkzeugs bildet, bspw. ein Zerkleinerungs-, Bodenbearbeitungswerkzeug, vorzugsweise für eine Straßenfräsmaschine, einen Recycler, einen Stabilisierer, eine landwirtschaftliche oder forstwirtschaftliche Bodenbearbeitungsmaschine. Dabei ist diese Arbeitselement dann im Arbeitsbereich des Werkzeugs angeordnet. Die Verbindung mit dem Grundkörper wird mit einer Lotverbindung, insbesondere einer Hartlotverbindung, hergestellt. Dabei wird Wärme in das Werkzeug eingetragen, um die Lotverbindung herzustellen. Anschließend wird das Werkzeug abgeschreckt, bspw. in einer Wasser- Ölemulsion.
Beim Löt-Vorgang löst sich das intermetallische Phasenmaterial zumindest teilweise wieder auf, sodass Bestandteile des intermetallischen Phasenmaterials nach der Abschreck-Härtung im Sinterkarbid-Material als gelöste Bestandteile vorliegen. Auf diese Weise wird mithin ein Vorstufen-Sinterkarbid-Material gebildet.
Dieses Vorstufen-Sinterkarbid-Material wird anschließend einer thermischen Behandlung unterzogen, wie dies oben bereits mehrfach beschrieben wurde. Dabei kann es so sein, dass über die thermische Behandlung Wärme in das Sinterkarbid- Material eingetragen wird, wobei die Temperatur unterhalb der Solvus-Temperatur und vorzugsweise über 400 Grad Celsius liegen soll. Die Behandlungsdauer, also die Zeit innerhalb der die thermische Behandlung stattfindet, beträgt im Bereich zwischen 0,25 und 24 h. Bei der thermischen Behandlung bildet sich erneut intermetallisches Phasenmaterial, zumindest bereichsweise im Sinterkarbid-Material, um eine Verstärkung der Binderphase zu bewirken.
Die thermische Behandlung kann dabei ein aktiver Vorgang sein, bei dem mittels einer Wärmequelle Wärme in das Sinterkarbid-Material gezielt eingebracht wird. Vorzugsweise ist es so, dass die Wärmebehandlung passiv erfolgt, wobei, beispielsweise während des Werkzeugeinsatzes das Vorstufen- Sinterkarbid-Material in Kontakt kommt mit dem zu bearbeitenden Werkstück, beispielsweise einem Fahrbahnbelag einer Straße. Bei diesem Kontakt wird Wärme in das Vorstufen- Sinterkarbid-Material eingebracht, so dass es auf eine Temperatur gebracht wird, bei dem sich das intermetallische Phasenmaterial ausbildet. Auf diese Weise verstärkt sich das Werkzeug erfindungsgemäß selbsttätig, wobei im verschleißbelasteten Bereich das erfindungsgemäße Sinterkarbid-Material ausgebildet wird.
Denkbar ist es auch, dass ein in der vorstehend beschriebenen Weise gestaltetes Sinterkarbid-Material in einem Sinterprozess gefertigt wird, bei dem sich intermetallischen Phasen ausbilden. Anschließend kann dieses Produkt auf eine Temperatur gebracht werden, vorzugsweise oberhalb der Solvus-Temperatur, bei der sich das intermetallische Phasenmaterial zumindest teilweise wieder auflöst. Anschließend wird dieses Material abgeschreckt, um das Vorstufen-Sinterkarbid- Material zu bilden. Dann wird das Vorstufen-Sinterkarbid-Material einer Wärmebehandlung unterzogen, um das erfindungsgemäße Sinterkarbid-Material zu bilden.
Um das intermetallische Phasenmaterial einfach in der Binderphase ausscheiden zu können, kann es vorzugsweise vorgesehen sein, dass der (M,Y)3(AI,X) Gehalt in der Binderphase > 40% und dabei der Kohlenstoffhaushalt stöchiometrisch oder unterstöchiometrisch eingestellt ist.
Es hat sich gezeigt, dass eine höhere Wolfram-Lösung im Binder die Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials stabilisiert. Begründet wird dies durch den Einbau von „Co3W“ in die Kristallstruktur des intermetallischen Phasenmaterials und die Verlagerung des Ausscheidungsbereichs hin zu höheren Temperaturen.
Einen ähnlichen Effekt zeigen hier auch die Elemente Mo, Nb, Cr, V und insbesondere Ti, Ta, die in geringen Mengen (<15 at.% im Binder) hinzulegiert werden können.
Die nutzbare Legierungsmenge ist vom jeweiligen Löslichkeitsprodukt der Metallkarbide abhängig. Auch wenn diese ihrer Größenordnung vernachlässigbar erscheinen, zeigen sich doch überraschend deutliche Effekte, die nicht auf eine kornfeinende Wirkung zurückzuführen sind. Aufgrund der erhöhten Stabilität und des besseren Ausscheidungsverhaltens, durch das Zulegieren von weiteren Elementen, kann der Anteil des intermetallischen Phasenmaterials im Binder reduziert werden und auch unter 40% liegen. Des Weiteren muss bei der Anwesenheit von z.B. Ti oder Ta der Kohlenstoffhaushalt nicht mehr unterstöchiometrisch eingestellt werden, weil diese Elemente die Rolle des Wolframs als Stabilisator übernehmen.
Der Effekt der Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials auf die Warmfestigkeit lässt sich mittels Warmdruckversuchen eindrücklich belegen. Fig. 1 zeigt die Warmdruckfestigkeit von Hartmetallen mit jeweils 6% Binder bei unterschiedlicher Prüftemperatur und Dehnraten. Insbesondere bei einer Prüftemperatur von 800°C ist die Festigkeit durch das intermetallische Phasenmaterial um ca. 40-50% erhöht.
An den erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Material-Proben werden physikalische Größen bestimmt, die helfen, den Werkstoff und dessen Eigenschaften zu charakterisieren.
Bei Hartmetallen haben sich hier die Ermittlung der Koerzitivfeldstärke HCM und die spezifische magnetische Sättigung 4ps als zerstörungsfreie Prüfmethoden etabliert.
Beide Messgrößen werden auch für die Charakterisierung des erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Materials an einem Koerzimat® 1.097 der Fa. Förster bestimmt.
Eine weitere Größe zur Charakterisierung des Werkstoffs ist die Dichte, welche nach dem archimedischen Prinzip mittels Wägung ermittelt wird.
Die Härte des Werkstoffs wird entsprechend der für Hartmetalle gültigen Norm an metallographisch präparierten polierten Proben bestimmt. Vorzugsweise wird die Härteprüfung nach Vickers HV10 mit einer Prüflast von 10kp verwendet (ISO 3878).
Ebenfalls an polierten Proben werden lichtmikroskopisch die Porosität des Sinterwerkstoffs (Norm DIN-ISO 4499-4) und Aluminiumoxid-Partikel festgestellt und beurteilt. Zur Abschätzung der Vol.%-Anteile von Aluminiumoxid im Gefüge können Vergleichsbilder zur A bzw. B Porosität herangezogen werden, wobei A08 bzw. B08 näherungsweise einem Volumenanteil von 0,6 Vol.% entspricht. Zur lichtmikroskopischen Untersuchung der Eta-Phase wird diese gemäß Norm (DIN-ISO 4499-4) mit Murakami-Lösung geätzt. Die Ermittlung der durchschnittlichen WC- Korngrößen erfolgt nach DIN ISO 4499-2. Hierbei werden REM (Rasterelektronenmikroskop)-Aufnahmen im Linienschnittverfahren ausgewertet.
Die Anteile der intermetallischen Phase im Binder und die maximale Größe der ausgeschiedenen Partikel werden ebenfalls mittels REM-Aufnahmen ermittelt, jedoch unter Verwendung eines Inlense-BSE-Detektors. Hierzu werden an mehreren Stellen der Probe Aufnahmen gemacht und die Auswertung an einem repräsentativen Ausschnitt mittels Bildbearbeitung und Ermittlung der Flächenanteile durch Tonwertabgrenzung durchgeführt.
Beispiele:
In der folgenden Tabelle sind Beispiele für erfindungsgemäße Sinterkarbid-Körper gezeigt. Die in dieser Tabelle gezeigten Beispiele können prinzipiell nach dem gleichen Verfahren gefertigt werden, wie dies vorstehend beschrieben ist:
Figure imgf000030_0001
6-50 6-50 C- 6-50 C+ 6-40
Bezeichnung Beispiel 1 Beispiel 2 Beispiel 3 Beispiel 4
Figure imgf000031_0001
6-50 Ti 8,5-40 15-50 6-50 C- S 6-0
Bezeichnung Beispiel 5 Beispiel 6 Beispiel 7 Beispiel 8 Referenz
Figure imgf000032_0001
* nicht genormter Vergleichstest mit Proben 08x12mm, Prüftemperatur 800°C, Dehnrate 0,001 1/s ** Auswertung Flächenanteile anhand Tonwertabgrenzung im Schliffbild. Kalibierung mit lösungsgeglühten und isotherm bei 700°/10h ausgelagerten Proben gleicher Zusammensetzung.
Entsprechend den obigen Ausführungen betrifft die Erfindung mithin ein Sinterkarbid- Material, insbesondere Hartmetall, mit 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframkarbid in dispergierter Form, und einer Binderphase, wobei die Binderphase metallisches Bindermaterial aufweist, wobei das metallische Bindermaterial Co, gelöstes Ni und gelöstes AI aufweist, wobei die Binderphase optional intermetallisches Phasenmaterial aufweisen kann, wobei das intermetallische Phasenmaterial, wenn vorhanden, nach der Strukturformel (M,Y)3 (AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist, wobei die Binderphase folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist: Ni > 25 Gew.%, AI > 4 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C.
Die Erfindung wird im Folgenden anhand der in den Figuren 5 bis 12 gezeigten Ausführungsbeispiele näher erläutert. Es zeigen:
Figur 5 einen Vertikalschnitt durch eine Meißelspitze,
Figur 6 die Meißelspitze gemäß Figur 5 entlang des in Figur 5 mit Vl-Vl markierten Schnittverlaufs und
Figuren 7 bis 12 die Meißelspitze 50 gemäß den Figuren 5 bis 6 im Vertikalschnitt, jedoch mit einer veränderten Gefüge-Zusammensetzung.
In den Figuren 5 bis 12 sind Meißelspitzen 50 in Form eines Sinterkarbid-Materials 40 gezeigt. Diese Meißelspitzen 50 dienen vorteilhafterweise zur Verwendung an einem Schneidwerkzeug, insbesondere einem Schneidmeißel, einem Rundschaftmeißel, einem Straßenfräsmeißel, einem Bergbaumeißel oder dergleichen. Die Meißelspitze 50 ist dazu ausgebildet und hergerichtet um mit einem Stahlkörper verbunden, vorzugsweise verlötet zu werden. Der Stahlkörper weist hierzu üblicherweise einen Kopf auf, an den ein Schaft, vorzugsweise ein Rundschaft, einteilig angeformt ist. Dem Schaft abgekehrt weist der Kopf eine Aufnahme für die Meißelspitze 50 auf. In oder an dieser Aufnahme kann die Meißelspitze 50 befestigt werden.
Die Meißelspitze 50 ist einteilig ausgeführt und weist ein Basisteil 51 auf. Mit dem Basisteil 51 kann die Meißelspitze 50 mit dem Stahlkörper verbunden werden. Vorzugsweise besitzt das Basisteil 51 eine Verbindungsfläche 51.1. Zur Befestigung der Meißelspitze 50 an dem Stahlkörper kann zwischen der Verbindungsfläche 51.1 und dem Stahlkörper das Lotmaterial einer Hartlot-Verbindung angeordnet sein.
Um eine möglichst gleichbleibende Dicke des Lotspalts zwischen der Meißelspitze 50 und dem Stahlkörper einzuhalten, kann es vorgesehen sein, dass im Bereich der Verbindungsfläche 51.1 Abstandshalter 51.2 an der Meißelspitze 50 angeformt sind, die über die Verbindungsfläche 51.1 vorstehen und die dazu ausgebildet sind, auf dem Stahlkörper aufzusetzen, derart dass die Verbindungsfläche 51.1 für den Lötprozess im Abstand zu einer Gegenfläche des Stahlkörpers gehalten ist.
Weiterhin kann es vorgesehen sein, dass im Bereich der Verbindungsfläche 51.1 eine oder mehrere Eintiefungen 52 vorhanden ist/sind. Dabei kann die Eintiefung vorzugsweise dergestalt sein, dass sie über eine konvexe Verrundung von der Verbindungsfläche 51.1 in einen vertieften Abschnitt übergeht, der vorteilhafterweise als konkave Mulde ausgebildet ist. Mit der Eintiefung 52 lässt sich der Materialbedarf für die Meißelspitze 50 reduzieren. Zudem bildet die Eintiefung 52 ein Reservoir für überschüssiges Lotmaterial im Bereich der Verbindungsfläche 51.1.
Das Basisteil 51 weist einen vorzugsweise umlaufenden Rand 51.3 auf, der als zumindest bereichsweise konvexe Ausformung ausgebildet sein kann, der Rand 51.3 kann als Übergang zwischen dem Basisteil 51 und einem Übergangsabschnitt 53 ausgebildet sein. Der Übergangsabschnitt 53 besitzt einen ersten Bereich, der als konkaver Bereich 53.1 ausgebildet ist. Alternativ kann auch eine stumpfkegelförmige Geometrie oder eine Kombination, bestehend aus einem konkaven Bereich 53.1 und einer zumindest bereichsweise stumpfkegelförmigen Geometrie vorgesehen sein. Mit dem ersten Bereich wird die Meißelspitze 50 in Richtung von dem Basisteil 51 hin zu einer Spitze 54 der Meißelspitze 50 hin verjüngt.
Der Übergangsabschnitt 53 kann weiterhin auch einen zylindrischen Bereich 53.2 aufweisen, der sich gegenüberliegend dem Basisteil 51 an den ersten Bereich anschließt. Vorzugsweise ist es so, dass der Übergang, zumindest in Bereichen der Meißelspitze 50, zwischen dem ersten Bereich und dem zylindrischen Bereich kontinuierlich, vorzugsweise stetig differenzierbar in Richtung der Mittellängsachse der Meißelspitze ausgebildet ist, so dass Stetigkeitssprünge vermieden werden, wie dies die Figur 5 zeigt.
Die Meißelspitze 50 kann vorzugsweise im Bereich des Übergangsabschnitts 53 Einmuldungen 53.3 aufweisen. Diese dienen zur Materialreduzierungen und zur optimierten Ableitung von Bodenmaterial, welches während des Werkzeugeinsatzes abgetragen wird.
Die Meißelspitze 50 besitzt eine Spitze 54, die sich an den Übergangsabschnitt 53, vorzugsweise an den zylindrischen Bereich 53.2 anschließt. Der Verbindungsabschnitt 54.1 kann als konvexe Wölbung ausgebildet sein. An den Verbindungsabschnitt 54.1 schließt sich ein Verjüngungsabschnitt 54.2 an, der in einen Endabschnitt 54.3 übergeht. Der Endabschnitt 54.3 ist, vorzugsweise in Form einer konvexen Wölbung, besonders bevorzugt in Form einer Kugelkalotte, ausgebildet.
Figur 6 zeigt die Meißelspitze 50 im Schnitt und in einer Aufsicht. Deutlich erkennbar sind die Einmuldungen 53.3 gleichmäßig verteilt über den Umfang der Meißelspitze 50 angeordnet. Die Meißelspitze 50 weist mindestens einen 1. Volumenbereich 70 und mindestens einen 2. Volumenbereich 60 auf.
Im 2. Volumenbereich 60 weist das Sinterkarbid-Material 40 Wolframkarbid-Körner (WC-Körner) 20 auf, die über metallisches Bindermaterial 30 einer Binderphase miteinander verbunden sind. Es kann vorgesehen sein, dass in dem 2. Volumenbereich 60 kein intermetallisches Phasenmaterial 10 oder intermetallisches Phasenmaterial 10 vorzugsweise in einer Konzentration von weniger als 30 Gew. % / Volumeneinheit, vorzugsweise weniger als 25 Gew. % / Volumeneinheit, besonders bevorzugt weniger als 15 Gew. % / Volumeneinheit, vorliegt.
Im 1. Volumenbereichs 70 weist das Sinterkarbid-Material 40 Wolframkarbid-Körner (WC-Körner) 20 auf, die über metallisches Bindermaterial 30 einer Binderphase miteinander verbunden sind. In dem 1. Volumenbereich 70 liegt intermetallisches Phasenmaterial 10, vorzugsweise in einer Konzentration > 30 Gew.% / Volumeneinheit, vorzugsweise im Bereich zwischen 30-70 Gew.% / Volumeneinheit, besonders bevorzugt im Bereich zwischen 35-60 Gew.% / Volumeneinheit, weiter bevorzugt im Bereich zwischen 40-50 Gew.% / Volumeneinheit vor.
Das intermetallische Phasenmaterial ist nach der Strukturformel (M,Y)3 (AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist. Die Binderphase hat folgende chemische Element-Zusammensetzung: Ni > 25 Gew. %, AI > 4 Gew. %, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C.
Der relative, auf eine Volumeneinheit bezogene Anteil Y an intermetallischem Phasenmaterial in dem ersten Volumenbereich 70 ist größer als in dem zweiten Volumenbereich 60.
Wie die Zeichnungen zeigen, können der erste Volumenbereich 70 und der zweite Volumenbereich 60 von zumindest einem Bereich der Oberfläche des Sinterkarbid- Materials 40 begrenzt sein. Der 1. Volumenbereich 70, der den relativ höheren Anteil an intermetallischem Phasenmaterial 10 aufweist, bildet einen Teil der Oberfläche der Meißelspitze 50, insbesondere an der Spitze 54 am Verjüngungsabschnitt 54.2 und/oder an dem Endabschnitt 54.3.
Ausgehend von der Spitze 54 kann es dann weiterhin so sein, dass sich der 1. Volumenbereich 70 bis hin zum Basisteil 51 erstreckt. Vorzugsweise kann auch der Bereich des Basisteils 51 von dem 2. Volumenbereich 60 gebildet werden. Der 2. Volumenbereich 60 mit dem relativ niedrigeren Gehalt an intermetallischem Phasenmaterial 10 oder ohne intermetallisches Phasenmaterial 10 ist vorzugsweise im Bereich des Übergangsabschnitts 53 angeordnet. Wie Figur 6 veranschaulicht, kann es auch so sein, dass sowohl der 1. Volumenbereich 70 als auch der 2. Volumenbereich 60 im Bereich des Übergangsabschnitts 53 an die Oberfläche der Meißelspitze 50 angrenzen.
Die Anordnung des 1. und 2. Volumenbereichs 70, 60 gemäß dem
Ausführungsbeispiel nach den Figuren 5 und 6 hat folgende technische Vorteile:
Dadurch, dass die Spitze 54 von dem 1. Volumenbereich 70 gebildet ist, wird hier in dem besonders verschleißgefährdeten Bereich eine hohe Abrasion-Festigkeit geboten.
Im nicht verschleißgefährdeten Bereich ergibt sich eine erhöhte Zähigkeit und damit eine höhere Bruchstabilität.
Weiterhin ist es denkbar, dass gezielt Verschleißformen mit den Volumenbereichen 60, 70 einstellbar sind, die bspw. eine Nachschärfung der Meißelspitze unterstützen.
Die Figuren 7 bis 12 zeigen weitere Ausgestaltungsvarianten einer Meißelspitze 50. Dabei ist die Meißelspitze 50 im Wesentlichen identisch aufgebaut wie die Meißelspitze 50 gemäß den Figuren 5 und 6. Insofern wird zur Vermeidung von Wiederholungen auf die vorstehenden Ausführungen verwiesen und lediglich auf die Unterschiede eingegangen. Die Meißelspitzen 50 gemäß den Figuren 7 bis 12 unterscheiden sich insbesondere in der Anordnung und Ausgestaltung des 1. und 2. Volumenbereich 70, 60.
Wie Figur 7 veranschaulicht, ist der 1. Volumenbereich 70 im Bereich der Spitze 54 und vorzugsweise teilweise im zylindrischen Bereich 53.2 des Übergangsabschnitts
53 angeordnet. Denkbar ist es jedoch auch, dass der 1. Volumenbereich 70 nur im Bereich der Spitze 54 angeordnet ist. Der 1. Volumenbereich 70 schützt hier im Bereich der Spitze 54 effektiv vor abrasivem Verschleiß.
Figur 8 veranschaulicht, dass der 1. Volumenbereich 70 vollständig oder teilweise innerhalb der Meißelspitze 50 angeordnet sein kann. Der 1. Volumenbereich 70 kann dabei so gestaltet sein, dass er sich vorzugsweise in Richtung der Mittellängsachse der Meißelspitze 50 über den gesamten Bereich des Übergangsabschnitts 53 erstreckt. Wie dies oben bereits erwähnt wurde, zeichnet sich der 1. Volumenbereich 70, infolge der Anwesenheit intermetallischen Phasenmaterials 10, durch eine besonders hohe Schubfestigkeit aus. Auf diese Weise wird der bruchgefährdete Übergangsbereich 53 mit dem 1. Volumenbereich 70 effektiv verstärkt.
Umgekehrt kann es auch so sein, wie Figur 9 zeigt, dass der 2. Volumenbereich 60 vollständig oder teilweise innerhalb der Meißelspitze 50 angeordnet sein kann. Der 1. Volumenbereich 70 umgibt dann den 2. Volumenbereich 60 vorzugsweise vollständig. Der 1. Volumenbereich bildet vollständig oder nahezu vollständig die Oberfläche der Meißelspitze 50, um diese besonderes effektiv vor Abrasion zu schützen und um einem Bruch der Meißelspitze 50 im Bereich des Übergangsabschnitts 53 vorzubeugen. Aufgrund der großen Ausdehnung quer zur Mittellängsachse der Meißelspitze 50 bietet der 1. Volumenbereich 70 auch ein hohes äquatoriales Widerstandsmoment gegen Biegung.
Figur 10 veranschaulicht, dass es in Weiterbildung der Variante gemäß Figur 7 auch so sein kann, dass sich der 1. Volumenbereich 70 mit seinem relativ hohen Anteil an intermetallischen Phasenmaterial 10 über den Bereich der Spitze 54 und den Übergangsabschnitt 53 hinweg erstrecken kann, sodass er die Oberfläche der Spitze
54 und des Übergangsabschnitts vorzugsweise vollständig bildet. Der 1. Volumenbereich 70 ist bis an das Basisteil 51 herangeführt oder auch in das Basisteil 51 hinein geführt, wie Figur 10 veranschaulicht.
Figur 11 zeigt, dass der 1. Volumenbereich 70 sich auch so innerhalb der Meißelspitze 50 erstrecken kann, dass er einen durchgängigen Volumenbereich bildet, von dem Endabschnitt 543 der Spitze 54 bis hin zum Basisteil 51.
Figur 12 veranschaulicht, dass es in Umkehr zu dem Ausführungsbeispiel nach Figuren 5 und 6 auch vorgesehen sein kann, dass der 1. und der 2. Volumenbereich 70, 60 miteinander getauscht sind.
Die vorstehenden Zeichnungen sind als schematische Darstellungen zu verstehen. Insbesondere ist es so, dass sich der 1.-bzw. der 2. Volumenbereich 70, 60 nicht exakt scharf abgegrenzt, wie in den Zeichnungen dargestellt bilden, sondern sich eher Übergangsabschnitte zwischen den beiden Volumenbereichen 70, 60 bilden.
Zur Fierstellung oder Bildung der in den Figuren 5 bis 12 gezeigten Sinterkarbid- Materialien 40 wird gemäß der Erfindung ein Verfahren angewendet, wobei zunächst in einem ersten Verfahrensschritt ein Vorstufen-Sinterkarbid-Material, insbesondere ein Flartmetall, geschaffen wird, das 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframkarbid in dispergierter Form, und eine Binderphase aufweist. Die Binderphase weist zumindest Co als metallisches Bindermaterial und die gelösten Elemente Ni und AI auf. Die Binderphase hat folgende chemische Element- Zusammensetzung aufweist:
Ni > 25 Gew.%, AI > 4 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C.
In einem weiteren Verfahrensschritt wird das Vorstufen-Sinterkarbid-Material einer Wärmebehandlung unterzogen, wie dies oben erläutert wurde, um das Sinterkarbid- Material 40 zu bilden, das zumindest im 1. Volumenbereich 70 intermetallisches Phasenmaterial 10 in der Binderphase aufweist. Das intermetallische Phasenmaterial 10 ist nach der Strukturformel (M,Y)3 (AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y= Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
Zu diesem Zweck kann in dem weiteren Verfahrensschritt das Vorstufen- Sinterkarbid-Material während der Wärmebehandlung für eine Dauer im Bereich zwischen 0,25 bis 24 Stunden in einem Temperaturbereich zwischen 400°C und der Solvustemperatur gehalten werden. Zur gezielten Ausbildung der einzelnen Volumenbereiche 60, 70 kann beispielsweise eine gezielte Erwärmung mittels eines Lasers oder einer Induktionsspule vorgenommen werden.

Claims

Ansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Körpers, wobei in einem Misch und/oder Mahlprozess, vorzugsweise in einem Nassmahlprozess, Wolframcarbid- Pulver (WC-Pulver) und metallisches Bindermaterial, aufweisend Kobalt-Pulver (Co), Nickel (Ni) und Aluminium (AI) zu einer Pulvermischung vermischt werden, wobei aus zumindest einem Teil der Pulvermischung ein Grünling gepresst wird und wobei der Grünling in einem Sinterschritt unter Temperatur- und Druckeinwirkung gesintert wird, derart, dass nach einem, an den Sinterschritt anschließenden Abkühlschritt der Sinterkarbid-Körper gebildet wird, dadurch gekennzeichnet, dass dem Misch und/oder Mahlprozess Nickelaluminid, vorzugsweise Nickelaluminid- Pulver, insbesondere Ni3AI-Pulver, als intermetallisches Phasenmaterial zugegeben wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der an den Sinterschritt anschließende Abkühlschritt und/oder eine thermische Behandlung am gesinterten Sinterkarbid-Körper so gesteuert wird, dass in dem Sinterkarbid-Körper ein intermetallisches Phasenmaterial in einer Binderphase des Sinterkarbid-Körpers gebildet wird, wobei zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials bevorzugt nach der Strukturformel (M,Y)3(AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y = Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X = Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass während des Abkühlschritts, der gesinterte Körper 0,25 - 24 Stunden in einem Temperaturbereich im Bereich zwischen 400°C und der Solvustemperatur des gesinterten Körpers gehalten wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Grünling 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframcarbid (WC), 1-28 Gew.%, vorzugsweise 1-19 Gew.%, Cobalt (Co) und 1-28 Gew.%, vorzugsweise 1,5- 19 Gew.%, Nickelaluminid als intermetallisches Phasenmaterial enthält.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni3AI-Pulver, in einem schmelzmetallurgischen Prozess hergestellt wird und/oder dass dem Misch oder Mahlprozess das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni3AI-Pulver als ein, in einem schmelzmetallurgischen Prozess hergestelltes Material zugegeben wird
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Nickelaluminid, vorzugsweise das Ni3AI-Pulver, mit einer mittleren Partikelgröße FSSS < 70pm, vorzugsweise mit einer Partikelgröße FSSS < 45pm dem Mahl- und/oder Mischprozess zugegeben wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass in einem Aufbereitungsschritt, vorzugsweise in einem ersten Mahlschritt, das Nickelaluminid mit Mahlflüssigkeit und Grobkorn-Wolframkarbid, vorzugsweise mit einer mittleren Partikelgröße FSSS > 20 pm, besonders bevorzugt mit einer mittleren Partikelgröße FSSS im Bereich zwischen 30 und 60 pm, beispielsweise in Form von macro- und/oder monokristallinem Wolframkarbid, vermischt wird, derart, dass aus dem Nickelaluminid gebrochenes Nickelaluminid, vorzugsweise gebrochenes Nickelaluminid-Pulver, insbesondere gebrochenes Ni3AI-Pulver, gebildet wird.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 7, dadurch gekennzeichnet, dass im Aufbereitungsschritt und/oder in einem Folgemahlschritt Presshilfsmittel, zumindest ein Legierungsbestandteil und/oder Kobaltpulver beigefügt und mit dem Nickelaluminid und/oder dem gebrochenen Nickelaluminid vermischt wird/werden.
9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Nickelaluminid in der Mahlmischung des Aufbereitungsschritts im Bereich zwischen 8 bis 50 Gew.%, vorzugsweise im Bereich 9 bis 25 Gew.% beträgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass in einem Folgemahlschritt der Vormahlung aus dem Aufbereitungsschritt WC-Pulver zugegeben wird, derart, dass der Anteil an WC-Pulver in der erhaltenen Mahlmischung im Bereich zwischen 70 bis 95Gew.% beträgt und dass in dem Folgemahlschritt das gebrochene Nickelaluminid zu fein gebrochenem Nickelaluminid gemahlen wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Grünling mittels eines Flüssigphasen-Sinterprozess in einem Ofen bei einer Sintertemperatur im Bereich zwischen 1350°C und 1550°C gesintert wird.
12 Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass während des Flüssigphasen-Sinterprozesses bei der Sintertemperatur das Kobalt sowie die intermetallische Phase in einer Schmelze zumindest teilweise ineinander gelöst werden, und dass sich bei der Abkühlung und/oder der thermischen Behandlung das intermetallische Phasenmaterial in einer Binderphase ausbildet, wobei das intermetallische Phasenmaterial nach der Strukturformel (M,Y)3(AI,X) gebildet ist, wobei M = Ni, Y=Co und/oder ein sonstiger Bestandteil ist und X=Wolfram und/oder ein sonstiger Bestandteil ist.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil des intermetallischen Phasenmaterials in der Binderphase eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm (gemessen gemäß Linienschnittverfahren an einem Schliffbild) aufweist.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)3 (AI,X) in der Binderphase eine Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass in dem Mahl und/oder Mischprozess verdüstes Nickelaluminid, vorzugsweise verdüstes Ni3AI-Pulver, als intermetallisches Phasenmaterial verarbeitet wird.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Misch- und/oder Mahlprozess ein mehrstufiger Prozess mit zumindest zwei Misch- und /oder Mahlschritten ist, wobei vorzugsweise das Nickelaluminid vor dem letzten Mahl- und/oder Mischschritt zugegeben wird.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass in dem Misch- und/oder Mahlprozess Nb und/oder Ti und/oder Ta, und/oder Mo und/oder V und/oder Cr verarbeitet wird, und dass die Binderphase des gesinterten Sinterkarbid-Materials, insbesondere das metallische Bindermaterial (30) und/oder das intermetallische Phasenmaterial (10), Nb und/oder Ti und/oder Ta, und/oder Mo und/oder V und/oder Cr aufweist, wobei vorzugsweise eines oder mehrere dieser Materialien in der gelösten Form in der Binderphase vorliegt.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffanteil in dem Sinterkarbid-Material (40) stöchiometrisch oder unterstöchiometrisch eingestellt ist.
19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffanteil in dem Sinterkarbid-Material (40) im Bereich zwischen:
Cstöch (Gew.%) - 0,003*Bindergehalt (Gew.%) und Cstöch (Gew.%) -
0,012*Bindergehalt Gew.% beträgt, vorzugsweise im Bereich zwischen:
Cstöch (Gew.%) - 0,005*Bindergehalt (Gew.%) und Cstöch (Gew.%) -
0,01*Bindergehalt Gew.%, beträgt.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Mo und/oder Nb und/oder Ti und/oder Ta und/oder Cr und/oder V in der Binderphase < 15 at% beträgt.
21. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass das dispergierte Wolframkarbid, (WC-Körner 20) im Sinterkarbid-Material (40) in Kornform mit einem mittleren Teilchendurchmesser, gemessen nach DIN ISO 4499 Teil 2, im Bereich zwischen 1 und 15 gm, vorzugsweise im Bereich zwischen 1,3 und 10 gm, besonders bevorzugt im Bereich zwischen 2,5 und 6 gm, vorliegt.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 21 , dadurch gekennzeichnet, dass der maximale Anteil an Fe in der Binderphase des Sinterkarbid-Materials < 5 Gew% beträgt und/oder dass in der Binderphase sonstige unvermeidbare Verunreinigungen vorliegen.
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