WO2022233589A1 - Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-materials mit verstärkter binderphase - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-materials mit verstärkter binderphase Download PDF

Info

Publication number
WO2022233589A1
WO2022233589A1 PCT/EP2022/060610 EP2022060610W WO2022233589A1 WO 2022233589 A1 WO2022233589 A1 WO 2022233589A1 EP 2022060610 W EP2022060610 W EP 2022060610W WO 2022233589 A1 WO2022233589 A1 WO 2022233589A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
carbide material
binder
cemented carbide
phase
weight
Prior art date
Application number
PCT/EP2022/060610
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Heiko Friederichs
Britta PHILIPP
David CHMELIK
Michael Geiger
Ulrich Krämer
Alexander Haller
Tobias Hilgert
Original Assignee
Betek Gmbh & Co. Kg
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from DE102021120273.6A external-priority patent/DE102021120273A1/de
Application filed by Betek Gmbh & Co. Kg filed Critical Betek Gmbh & Co. Kg
Priority to AU2022270294A priority Critical patent/AU2022270294A1/en
Priority to CN202280032259.7A priority patent/CN117480018A/zh
Priority to EP22725382.0A priority patent/EP4334053A1/de
Priority to CA3217196A priority patent/CA3217196A1/en
Publication of WO2022233589A1 publication Critical patent/WO2022233589A1/de

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/08—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds based on tungsten carbide
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/1017—Multiple heating or additional steps
    • B22F3/1028—Controlled cooling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/1035—Liquid phase sintering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C22C1/051—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides; Preparation of the powder mixture used as the starting material therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1084—Alloys containing non-metals by mechanical alloying (blending, milling)
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/067—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds comprising a particular metallic binder
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
    • B22F1/054—Nanosized particles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
    • B22F2005/001—Cutting tools, earth boring or grinding tool other than table ware
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • B22F2009/043—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by ball milling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing

Definitions

  • the invention relates to a sintered carbide material, in particular a hard metal, with 70-95% by weight of tungsten carbide in dispersed form and a binder phase, the binder phase having a metallic binder material, in particular Co.
  • EP 2 691 198 B1 describes such a sintered carbide material, namely a hard metal body, 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.
  • the nanoparticles were formed by the eta phase (Co 3 W 3 C) or (Co 6 W 6 C) or 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. Very high temperatures occur on the tool surface due to friction when working rock and milling asphalt and concrete.
  • the hard material tungsten carbide has a high hot hardness at these temperatures and is not very affected by it.
  • the strength of the metallic binder drops dramatically at these temperatures.
  • the reduced strength of the metallic binder leads to increased abrasive wear and/or extrusion of the binder phase as a result of the stresses caused by use. As a result, the tungsten carbide grains can no longer be held in the hard metal.
  • a sintered carbide material in particular hard metal, is therefore proposed which either has a reinforced binder phase and/or is prepared in order to form a reinforced binder phase.
  • the binder phase is strengthened via the intermetallic phase material.
  • intermetallic phase material is already present in the binder phase, it immediately reinforces it. If the sintered carbide material in the binder phase contains the dissolved elements Ni and Al, thermal treatment of the sintered carbide material forms intermetallic phase material, which then leads to a strengthening of the binder phase.
  • 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 heat treatment, in particular an external introduction of heat into the sintered carbide material.
  • the thermal heat treatment can be effected, for example, in that an active source generates heat or cold and that this heat or cold is introduced into or withdrawn 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 at least part of the surface of the sintered carbide material is acted upon by a heating device, for example a burner.
  • 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 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 generation 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.
  • 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 method, for example a friction welding method
  • 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 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 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 exposed to wear attack, the intermetallic phase material reduces a Erosion or extrusion of the metallic binder material when this 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 counteract this wear attack with sufficient wear resistance.
  • the problem here is the binding material, which has a significantly lower strength than tungsten carbide. Since, according to the invention, the intermetallic phase material is 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 particles from sliding 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 advantage, particularly at high tool application temperatures, since the strength of the Co in the binder phase is reduced at such temperatures, but the intermetallic phase material still reliably provides sufficient support for the binder material.
  • the wear resistance of the sintered carbide material can be achieved with the solution according to the invention.
  • the use of the sintered carbide material according to the invention in the form of a cutting tip of a pick for road milling machines results in up to 50% higher wear resistance! It has been shown that such a significant increase in wear resistance can be achieved both when milling asphalt and concrete road surfaces.
  • the working areas of tools for machining, loosening, conveying and processing vegetable or mineral materials or building materials can be designed, in particular 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, it is possible in particular to create sophisticated hard metal tools for tilling the soil.
  • the proportion of the binder phase in the sintered carbide material is 5-30% by weight, preferably 5-20% by weight.
  • the binder phase can be predominantly 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 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: Ni > 35% by weight, Al > 5% by weight, remainder Co and dissolved binder components, for example W and/or C, particularly preferably Ni > 40, Al > 6.5% by weight, remainder Co and dissolved binder components, for example W and/or C,
  • 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 also the respective elements as they are bound in the intermetallic phase material.
  • 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.
  • one Zone subject to high abrasive wear having 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 compared to the first volume area has a lower relative proportion of intermetallic phase material or no intermetallic phase material, is delimited by at least one area of the surface of the sintered carbide material and preferably the first volume area is not bounded by a surface of the cemented carbide material.
  • a tool can be created that adapts its cutting contour to the cutting task in an optimal manner while the tool is being used, in order to achieve an optimal service life.
  • a so-called re-sharpening effect can be realized as a result.
  • 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 in the dissolved form in the The binder phase and/or is 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 in the dissolved form in the The binder phase and/or is in the carbide form.
  • one or more of the aforementioned components is/are integrated into the crystal lattice of at least part of the intermetallic phase material 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 and since 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 elements mentioned above 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 in the metallic be dissolved 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 proportion of 15 at%.
  • the powder mixture for the production of the sintered carbide material can be set 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 is set stoichiometrically or sub-stoichiometrically. With this measure, graphite precipitations in the sintered material are prevented or minimized due to the over-stoichiometric carbon content.
  • the inventors have recognized that such inclusions have an adverse effect on the breaking strength of the sintered carbide material.
  • 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 flart 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 ⁇ p, preferably in the range between 1.3 and 10 gm, particularly preferably in the range between 2.5 and 6 gm.
  • the intermetallic phase (M,Y) 3 (AI,X) present or resulting from heat treatment or exposure has a crystal structure L1 2 (space group 221) according to ICSD (Inorganic Crystal Structure Database), then results A microstructure develops in the binder phase in which the crystals of the intermetallic phase can effectively support each other in the metallic binder material when the sintered carbide body is subjected to heavy loads.
  • 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 Al 2 O 3 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 Al 2 O 3 is at most 0.6% by volume.
  • the particle size of Al 2 0 3 and/or the eta phase material is advantageously a maximum of 5 times the mean WC grain size, the mean WC grain size and the particle size of Al 2 0 3 and/or the eta phase material being calculated using the line intersection method DIN ISO 4499, Part 2 can be determined.
  • the toughness of the sintered carbide material can be negatively influenced by the eta phase or Al 2 O3. 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.
  • a tool in particular a comminuting, 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, with at least a working element consisting of a sintered carbide material according to one of Claims 1 to 17, preferably with a material connection, in particular a soldered connection, in particular a hard-soldered connection, is held.
  • 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 chisel has a chisel head and a chisel shank directly or indirectly connected thereto, 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 carrier 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 cemented 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 of WC, 1-28% by weight of metallic binder and 1-28% by weight of intermetallic phase can be selected when the raw materials are weighed.
  • the metallic binder can contain the elements Co and optionally Fe and/or other components.
  • the intermetallic phase is Ni 3 AI when weighed.
  • 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 a binder phase, the binder phase comprising metallic binder material, the metallic binder material comprising Co, the binder phase contains the dissolved elements Ni and Al, with the binder phase having the following chemical element composition:
  • 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 at a micrograph).
  • the coercive field strength HcM of at least one region, preferably a region in which intermetallic phase material is present, of the sintered carbide material produced using the method according to the invention is:
  • 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
  • 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] 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).
  • Such a sintered carbide material can be used, in particular, to manufacture cutting tips for road milling tools in which the proportion of metallic binder material in the binder phase is 5-7% by weight and the proportion of WC is in the range of 93-95% by weight, with preference being given to here WC is present in coarse grain form with an average particle size in the range between 2-5 pm.
  • 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 compressible powder mixture, shaping and finally sintering to form compact and dense sintered carbide bodies.
  • WC powders of different grain sizes can be used as starting materials for the production of the powder mixture, in particular coarse-grain WC with a particle size FSSS > 25 pm.
  • Starting powders for the binder phase are extra-fine cobalt powder (FSSS 1.3 pm) and nickel-aluminum powder, for example Ni-13Al powder with an aluminum content of approx. 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. Other 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 gm, preferably between 30 and 60 gm. 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.
  • 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).
  • 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.
  • a working element e.g. a crusher, tillage tool, preferably for a road milling machine, a recycler, a stabilizer, an agricultural or forestry tillage machine.
  • this working element is then arranged in the working area of the tool.
  • the 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 way.
  • 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 to bring 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 becomes one Subjected to 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.
  • the proportion of intermetallic phase material in the binder can be reduced and even be below 40%. Furthermore, in the presence of Ti or Ta, for example, the carbon balance no longer has 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 also determined and assessed using a light microscope on polished samples.
  • 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 at a representative one Section by means of image processing and determination of the areas by tonal value delimitation.
  • Example 2 Example 3
  • Example 4 6-50 Ti 8.5-40 15-50 6-50 C-S 6-50
  • Example 5 Example 6
  • Example 8 Example 9
  • 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 to 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 point 50 is tapered in the direction of the base part 51 towards a tip 54 of the chisel point 50 in the area.
  • 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 plan 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. It can be provided that in the 2nd Volume region 60 no intermetallic phase material 10 or intermetallic phase material 10 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.
  • 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 are 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.
  • FIGS. 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 FIGS. 7 to 12 differ in particular in the arrangement and design of the 1st and 2nd volume areas 70, 60.
  • the first volume area 70 is arranged in the area of the tip 54 and preferably partially in the cylindrical area 53.2 of the transition section 53. However, it is also conceivable that 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 .
  • 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 first 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 preferably completely forms the surface of the tip 54 and the transition section.
  • the 1st volume region 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 hours during the heat treatment.
  • the individual Volume areas 60, 70 can, for example, be heated in a targeted manner by means of a laser or an induction coil.

Abstract

Die Erfindung betrifft 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 aufweist, wobei die Binderphase intermetallisches Phasenmaterial und/oder die gelösten Elemente Ni und Al aufweist, wobei das intermetallische Phasenmaterial, wenn vorhanden, nach der Strukturformel (M,Y)3 (Al,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.%, Al > 4 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C. Ein solches Sinterkarbid-Material, zeichnet sich durch eine hohe Verschleißbeständigkeit und gleichzeitig eine hohe Bruchfestigkeit aus.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Materials mit verstärkter Binderphase
Die Erfindung betrifft ein Sinterkarbid-Material, insbesondere ein Hartmetall, mit 70- 95 Gew. % Wolframkarbid in dispergierter Form, und einer Binderphase, wobei die Binderphase ein metallisches Bindermaterial, insbesondere Co, aufweist.
Aus EP 2 691 198 B1 sind ein solches Sinterkarbid-Material, nämlich ein Hartmetallkörper, 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- Wolframkarbid 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 (Co3W3C) 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. In Folge dessen können die Wolframkarbidkörner nicht mehr im Hartmetall gehalten werden.
Es ist Aufgabe der Erfindung, ein Sinterkarbid-Material, insbesondere ein Hartmetall, bereitzustellen, welches eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und gleichzeitig eine hohe Bruchfestigkeit aufweist.
Diese Aufgabe wird mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Demgemäß wird ein Sinterkarbid-Material, insbesondere ein Hartmetall vorgeschlagen, 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 aufweist, wobei die Binderphase intermetallisches Phasenmaterial und/oder die gelösten Elemente Ni und AI aufweist, 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.
Gemäß der Erfindung wird mithin ein Sinterkarbid-Material, insbesondere Hartmetall, vorgeschlagen, welches entweder eine verstärkte Binderphase aufweist und/oder vorbereitet ist, um eine verstärkte Binderphase auszubilden. In beiden Fällen erfolgt die Verstärkung der Binderphase über das intermetallische Phasenmaterial.
Wenn das intermetallische Phasenmaterial bereits in der Binderphase vorliegt, verstärkt es diese unmittelbar. Weist das Sinterkarbid-Material in der Binderphase die gelösten Elemente Ni und AI auf, so wird durch eine thermische Behandlung des Sinterkarbid-Materials intermetallisches Phasenmaterial gebildet, welches dann zu einer Verstärkung der Binderphase führt.
Dabei kombinieren sich während der thermischen Behandlung die Elemente Ni, Co, W und AI aus der Binderphase, um das intermetallische Phasenmaterial zu bilden. Dieses intermetallische Phasenmaterial ist wieder 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 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 Wärmebehandlung, 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 Wärme oder Kälte in das Material eingebracht oder diesem entzogen wird. 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-Material 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 den 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.
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.
Um die vorstehenden Effekte zu erreichen, ist es gemäß der Erfindung vorgesehen, dass die Binderphase folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist: Ni > 25 Gew. %, AI > 4 Gew. %, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C.
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 diesem Verschleißangriff einen ausreichenden Verschleißwiderstand entgegen. Problematisch ist beim Stand der Technik hier das Bindematerial, welches gegenüber dem Wolframkarbid eine deutlich geringere Festigkeit ausweist. Da nun erfindungsgemäß in der Binderphase das intermetallische Phasenmaterial 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 Wolframkarbid- Teilchen 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, da bei solchen Temperaturen die Festigkeit des Co in der Binderphase zwar reduziert wird, das intermetallische Phasenmaterial dennoch zuverlässig eine ausreichende Stützwirkung für das Bindermaterial bietet.
Insgesamt hat sich gezeigt, dass mit der erfindungsgemäßen Lösung eine erhebliche Steigerung der Verschleißfestigkeit des Sinterkarbid-Materials erreicht werden kann. Versuche haben ergeben, dass beispielsweise die Verwendung des erfindungsgemäßen 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 erfindungsgemäßen 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 gelöstes Ni bzw. AI in der Binderphase. Mit solchen Zusammensetzungen lassen sich insbesondere anspruchsvolle Hartmetall- Werkzeuge für die Bodenbearbeitung schaffen.
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 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 ist 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 > 35 Gew.%, AI > 5 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C, besonders bevorzugt Ni >40, 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 zusätzlich auch die jeweiligen Elemente, wie sie gebunden in dem intermetallischen Phasenmaterial vorliegen.
Es hat sich gezeigt, dass sich eine optimale 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, 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 optimale 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 des 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 und da 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 zwar 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 Anteile 15 at% vorliegen.
Weiterhin ist es vorteilhaft so, dass die Pulvermischung 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 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-Flartmetall. 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 mίp, vorzugsweise im Bereich zwischen 1,3 und 10 gm, besonders bevorzugt im Bereich zwischen 2,5 und 6 gm, vorliegt.
Vorzugsweise ist es vorgesehen, dass der maximale Anteil an Fe in der Binderphase 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 sich ergebenden 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 Al203 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 AI203. maximal 0,6 Vol% beträgt.
Die Partikelgröße von Al203 und/oder des Eta-Phasenmaterials beträgt vorteilhafterweise maximal 5 mal der mittleren WC-Korngröße, wobei die mittlere WC-Korngröße und die Partikelgröße von Al203 und/oder des Eta-Phasenmaterials über das Linienschnittverfahren nach DIN ISO 4499, Teil 2 ermittelt werden kann. Über die Eta-Phase bzw. Al2 O3 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 Werkzeug, 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 nach einem der Ansprüche 1 bis 17, 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 dies 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 bildet für eine superharte Schneidspitze, 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 der 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. % intermetallischer Phase gewählt werden. Der metallische Binder kann die Elemente Co, und gegebenenfalls Fe und/oder andere Bestandteile aufweisen. Die intermetallische Phase ist 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, 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 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 intermetallische Phasenmaterial 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, vorzugsweise eines Bereichs, in dem intermetallisches Phasenmaterial vorliegt, des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gefertigten Sinterkarbid-Materials 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 alleine 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 an metallischem Bindermaterial in 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.
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 verpressbaren Pulvermischung, Formgebung und schließlich dem Sintern zu kompakten und dichten Sinterkarbid-Körpern.
Als Ausgangsstoffe für Herstellung der Pulvermischung können WC-Pulver verschiedener Korngröße verwendet, insbesondere Grobkkorn-WC mit einer Partikelgroße FSSS > 25pm werden. Ausgangspulver für die Binderphase sind extrafeines Kobaltpulver (FSSS 1,3pm) und Nickel-Aluminium-Pulver, zum Beispiel Ni-13AI Pulver mit einem Aluminiumanteil von ca. 13,3 Gew.%. 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 gm, bevorzugt zwischen 30 und 60 gm 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. 1 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 der Solvus-Temperatur kommt es zur Ausscheidung des intermetallischen Phasenmaterials aus diesem Mischkristall, wobei das intermetallische Phasenmaterial 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. 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.4 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 einen 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 imgf000026_0001
6-50 6-50 C- 6-50 C+ 6-40
Bezeichnung Beispiel 1 Beispiel 2 Beispiel 3 Beispiel 4
Figure imgf000027_0001
6-50 Ti 8,5-40 15-50 6-50 C- S 6-50
Bezeichnung Beispiel 5 Beispiel 6 Beispiel 7 Beispiel 8 Beispiel 9
Figure imgf000028_0001
6-50 C+ 6-0
Bezeichnung Beispiel 10 Referenz
Figure imgf000029_0001
* nicht genormter Vergleichstest mit Proben 08x12mm, Prüftemperatur 800°C, Dehnrate 0,001 1/s
** Auswertung Flächenanteile anhand Tonwertabgrenzung im Schliffbild. Kalibrierung 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 einen 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 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. Sinterkarbid-Material (40), insbesondere Hartmetall, mit 70-95 Gew.%, vorzugsweise mit 80-95 Gew.%, Wolframkarbid in dispergierter Form, und einer Binderphase, wobei die Binderphase metallisches Bindermaterial (30) aufweist, wobei das metallische Bindermaterial Co aufweist, wobei die Binderphase intermetallisches Phasenmaterial (10) und/oder die gelösten Elemente Ni und AI aufweist, wobei das intermetallische Phasenmaterial (10), 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.
2. Sinterkarbid-Material (40) nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Binderphase folgende chemische Element-Zusammensetzung aufweist:
Ni > 35 Gew.%, Al> 5 Gew.%, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C, besonders bevorzugt Ni >40, AI > 6,5 Gew. %, Rest Co und gelöste Binderbestandteile, beispielsweise W und/oder C.
3. Sinterkarbid-Material (40) nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis der Massenanteile AI zu Ni > 0,10, vorzugsweise > 0,12, ist.
4. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Co im Sinterkarbid-Material (40) 1-28 Gew. %, vorzugsweise 1-19 Gew. %, beträgt.
5. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Elemente Ni und AI im Sinterkarbid-Material (40) zumindest in einem Bereich des Sinterkarbid-Körpers 1-28 Gew. %, vorzugsweise 1,5-19 Gew. %, beträgt.
6. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Sinterkarbid-Material (40) zumindest zwei Volumenbereiche (60, 70) aufweist, wobei in dem ersten Volumenbereich (70) der relative, auf eine Volumeneinheit bezogene Anteil an intermetallischem Phasenmaterial (10) größer ist als in dem zweiten Volumenbereich (60).
7. Sinterkarbid-Material (40) nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass der erste Volumenbereich (70) von zumindest einem Bereich der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials (40) begrenzt ist und vorzugsweise der zweite Volumenbereich (60) nicht an eine Oberfläche des Sinterkarbid-Materials (40) angrenzt, oder dass der zweite Volumenbereich (60) von zumindest einem Bereich der Oberfläche des Sinterkarbid-Materials (40) begrenzt ist und vorzugsweise der erste Volumenbereich (70) nicht an eine Oberfläche des Sinterkarbid-Materials (40) angrenzt.
8. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Binderphase, 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.
9. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffanteil in dem Sinterkarbid-Material (40) stöchiometrisch oder unterstöchiometrisch eingestellt ist.
10. Sinterkarbid-Material (40) nach Anspruch 9, 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.
11. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 10, 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.
12. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 11, 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 pm, vorzugsweise im Bereich zwischen 1,3 und 10 pm, besonders bevorzugt im Bereich zwischen 2,5 und 6 pm, vorliegt.
13. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der maximale Anteil an Fe in der Binderphase < 5 Gew% beträgt und/oder dass in der Binderphase sonstige unvermeidbare Verunreinigungen vorliegen.
14. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)3 (AI,X) (10) eine Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist.
15. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil des intermetallische Phasenmaterials (10) eine maximale Größe von 1500 nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000 nm (gemessen gemäß Linienschnittverfahren an einem Schliffbild) aufweist.
16. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass der maximale Anteil der Eta-Phase oder der maximale Anteil von AI2O3 maximal 0,6 Vol% bezogen auf das gesamte Sinterkarbid-Material (40) beträgt oder dass die Summe von Eta-Phasenmaterial und von AI2O3 maximal 0,6 Vol% beträgt.
17. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Partikelgröße von AI2O3 und/oder des Eta- Phasenmaterials maximal das 5-fache der mittleren WC-Korngröße beträgt.
18. Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Koerzitivfeldstärke HcM zumindest eines Bereichs des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gefertigten Sinterkarbid-Materials (40) 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.
19. Werkzeug, 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 (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 18, vorzugsweise mit einer stoffschlüssigen Verbindung, insbesondere einer Lotverbindung, insbesondere einer Hartlotverbindung, gehalten ist.
20. Werkzeug nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass das Arbeitselement in Form eines Schneidelements, vorzugsweise mit mindestens einer Schneide und/oder mindestens einer Schneidspitze oder in Form eines Verschleissschutzelements, insbesondere einer Schutzplatte, einer Schutzleiste, eines Schutzstifts, eines Schutzvorsprungs oder eines Schutzbolzens, ausgebildet ist.
21. Werkzeug nach einem der Ansprüche 19 oder 20, dadurch gekennzeichnet, 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.
22. Werkzeug nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet, dass der Fräsmeißel einen Meißelkopf und einen daran mittelbar oder unmittelbar angeschlossenen Meißelschaft aufweist, und dass an dem Meißelkopf das Arbeitselement gehalten ist.
23. Verfahren zur Schaffung eines Sinterkarbid-Materials (40), 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 (30) aufweist, wobei das metallische Bindermaterial (30) 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, wobei in einem weiteren Verfahrensschritt das Vorstufen-Sinterkarbid-Material einer Wärmebehandlung unterzogen wird, um ein Sinterkarbid-Material (40) zu bilden, das intermetallisches Phasenmaterial (10) in der Binderphase aufweist, wobei das intermetallische Phasenmaterial (10) 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.
24. Verfahren nach Anspruch 23, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil der Kristalle des intermetallischen Phasenmaterials (M,Y)3 (AI,X) (10) eine Kristallstruktur L12 (Raumgruppe 221) gemäß ICSD (Inorganic Crystal Structure Database) aufweist.
25. Verfahren nach einem der Ansprüche 23 oder 24, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil des intermetallische Phasenmaterials (10) eine maximale Größe von 1500nm, vorzugsweise eine maximale Größe von 1000nm (gemessen gemäß Linienschnittverfahren an einem Schliffbild) aufweist.
26. Verfahren nach einem der Ansprüche 23 bis 25, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorstufen-Sinterkarbid-Material während der Wärmebehandlung für eine Dauer im Bereich zwischen 0,25 - 24 Stunden in einem Temperaturbereich im Bereich zwischen 400°C und der Solvustemperatur gehalten wird.
27. Verfahren nach einem der Ansprüche 23 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorstufen-Sinterkarbid-Material als Sinterkarbid-Material (40) nach einem der Ansprüche 1 bis 18 ausgebildet ist.
PCT/EP2022/060610 2021-05-03 2022-04-21 Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-materials mit verstärkter binderphase WO2022233589A1 (de)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AU2022270294A AU2022270294A1 (en) 2021-05-03 2022-04-21 Method for producing a cemented carbide material having a reinforced binder phase
CN202280032259.7A CN117480018A (zh) 2021-05-03 2022-04-21 用于制备具有增强粘结相的硬质合金材料的方法
EP22725382.0A EP4334053A1 (de) 2021-05-03 2022-04-21 Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-materials mit verstärkter binderphase
CA3217196A CA3217196A1 (en) 2021-05-03 2022-04-21 Process for the production of a cemented carbide material having a reinforced binder phase

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102021111370.9 2021-05-03
DE102021111370 2021-05-03
DE102021120273.6 2021-08-04
DE102021120273.6A DE102021120273A1 (de) 2021-05-03 2021-08-04 Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Materials mit verstärkter Binderphase

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022233589A1 true WO2022233589A1 (de) 2022-11-10

Family

ID=81753556

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2022/060610 WO2022233589A1 (de) 2021-05-03 2022-04-21 Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-materials mit verstärkter binderphase

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP4334053A1 (de)
AU (1) AU2022270294A1 (de)
CA (1) CA3217196A1 (de)
TW (1) TW202309307A (de)
WO (1) WO2022233589A1 (de)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0062311A1 (de) * 1981-04-06 1982-10-13 Mitsubishi Materials Corporation Verschleissfeste Legierung auf Wolframkarbidbasis für Warmbearbeitungswerkzeuge
EP2691198B1 (de) 2011-03-28 2014-12-17 Element Six GmbH Hartmetallmaterial
CN106756393A (zh) * 2016-12-30 2017-05-31 永平县建达鑫鑫合金铸造有限公司 一种高强度超耐磨钢
CN108118230A (zh) * 2017-12-22 2018-06-05 株洲硬质合金集团有限公司 一种硬质合金及其制备方法
CN110106424A (zh) * 2019-06-13 2019-08-09 河源市全诚硬质合金有限公司 一种硬质合金棒材及其制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0062311A1 (de) * 1981-04-06 1982-10-13 Mitsubishi Materials Corporation Verschleissfeste Legierung auf Wolframkarbidbasis für Warmbearbeitungswerkzeuge
EP2691198B1 (de) 2011-03-28 2014-12-17 Element Six GmbH Hartmetallmaterial
CN106756393A (zh) * 2016-12-30 2017-05-31 永平县建达鑫鑫合金铸造有限公司 一种高强度超耐磨钢
CN108118230A (zh) * 2017-12-22 2018-06-05 株洲硬质合金集团有限公司 一种硬质合金及其制备方法
CN110106424A (zh) * 2019-06-13 2019-08-09 河源市全诚硬质合金有限公司 一种硬质合金棒材及其制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
PENG YINGBIAO ET AL: "Effect of bimodal WC particle size and binder composition on the morphology of WC grains in WC-Co-Ni3Al cemented carbides", JOURNAL OF MATERIALS RESEARCH AND TECHNOLOGY, vol. 12, 27 March 2021 (2021-03-27), BR, pages 1747 - 1754, XP055930263, ISSN: 2238-7854, DOI: 10.1016/j.jmrt.2021.03.077 *

Also Published As

Publication number Publication date
TW202309307A (zh) 2023-03-01
CA3217196A1 (en) 2022-11-10
EP4334053A1 (de) 2024-03-13
AU2022270294A1 (en) 2023-11-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3426813B1 (de) Zerspanungswerkzeug
DE2621472C2 (de) Verwendung einer Hartlegierung für Schneid-,Scher-oder Verformungswerkzeuge
DE69818138T2 (de) Kaltarbeitswerkzeugstahlteilchen mit hoher Schlagfestigkeit aus Metallpulver und Verfahren zu seiner Herstellung
DE2754999A1 (de) Hartkarbidstahlzusammensetzungen fuer erdbewegungs- und bergbau-anwendungen
DE10135790A1 (de) Feinkörniges Sinterhartmetall, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung
DE3607037C2 (de)
WO2008125525A1 (de) Werkzeug
EP2662168A1 (de) Sägeblatt mit einem pulvermetallurgisch hergestellten Schneidteil
WO2018220186A1 (de) Pulvermetallurgisch hergestellter, hartstoffpartikel enthaltender verbundwerkstoff, verwendung eines verbundwerkstoffs und verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem verbundwerkstoff
DE60224528T2 (de) Kaltarbeitsstahl
EP3426814B1 (de) Zerspanungswerkzeug
DE2412579A1 (de) Pulvermetallurgische gegenstaende
DE2652392A1 (de) Sinterhartmetall und verfahren zu seiner herstellung
EP4334053A1 (de) Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-materials mit verstärkter binderphase
DE202022102142U1 (de) Sinterkarbid-Material mit verstärkter Binderphase
WO2022233491A1 (de) Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-körpers
DE102021120273A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Sinterkarbid-Materials mit verstärkter Binderphase
DE2137650A1 (de) Carbid Metall Verbundstoff und Ver fahren zu dessen Herstellung
EP4334054A1 (de) Sinterkarbid-material
DE102021006541A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE102010004722B4 (de) Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff, sowie dessen Verwendung
CN117377542A (zh) 用于生产硬质合金体的方法
CN117480018A (zh) 用于制备具有增强粘结相的硬质合金材料的方法
JP2024518384A (ja) 焼結炭化物体の製造方法
DE1927111A1 (de) Hartmetall-Metalloxid-Werkstoff

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22725382

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 3217196

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: AU2022270294

Country of ref document: AU

Ref document number: 2022270294

Country of ref document: AU

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112023022094

Country of ref document: BR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023568000

Country of ref document: JP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022270294

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20220421

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023131483

Country of ref document: RU

Ref document number: 2022725382

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022725382

Country of ref document: EP

Effective date: 20231204