WO2024047007A1 - Sinterkarbid-material - Google Patents

Sinterkarbid-material Download PDF

Info

Publication number
WO2024047007A1
WO2024047007A1 PCT/EP2023/073592 EP2023073592W WO2024047007A1 WO 2024047007 A1 WO2024047007 A1 WO 2024047007A1 EP 2023073592 W EP2023073592 W EP 2023073592W WO 2024047007 A1 WO2024047007 A1 WO 2024047007A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
grain size
carbide
size distribution
value
hard
Prior art date
Application number
PCT/EP2023/073592
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
Application filed by Betek Gmbh & Co. Kg filed Critical Betek Gmbh & Co. Kg
Publication of WO2024047007A1 publication Critical patent/WO2024047007A1/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
    • 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
    • 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

Definitions

  • the invention relates to a cemented carbide material, in particular a hard metal, with 80-95% by weight, preferably with 90-94% by weight, hard material particles, in dispersed form, comprising or consisting of tungsten carbide, and a binder phase, the binder phase being metallic Binder material has cobalt, the proportion of metallic binder material in the cemented carbide material being 4-20% by weight, preferably 5-10% by weight.
  • US 6,692,690 B2 discloses a method for producing a hard metal with an average tungsten carbide grain size in the range between 8-30 pm.
  • the desired grain size of a tungsten carbide fraction is first sieved out of a powder in a suitable sieving process. In particular, an undesirable fine fraction is separated off in the sieving step.
  • the grains of the sieved grain fraction are then coated with cobalt and then mixed with powdered cobalt binder in a mixing process. Finally, a green compact is pressed from the mixture produced and then subjected to a sintering process to produce the hard metal.
  • Hard metals according to the invention are used in soil cultivation machines and are used for cutting, for example, rock, mineral material, road surfaces, in particular asphalt coverings or concrete coverings.
  • the hard metals according to the invention are also used as cutting tools in mining.
  • the hard metals are exposed to heavy loads. On the one hand, high temperature cycling stresses affect them a. On the other hand, high mechanical stresses occur. To ensure the longest possible service life, the hard metals must also have high abrasion resistance.
  • the binder material and pressing aids are also mixed in homogeneously in this process and the carbon balance is adjusted.
  • the process time therefore also depends on the mixing process. Even when using rather mild grinding or mixing conditions (quantity, size of hard metal balls, ratio of ball weight to ground material), it is hardly possible to maintain a high proportion of coarse-grain tungsten carbide or a narrow grain distribution.
  • the grain size distribution of a ground powder is usually described in the literature in the form of a logarithmic normal distribution. It is characteristic of such a distribution that the largest volume fraction is formed by the middle fractions. What is particularly disadvantageous is that after grinding coarse-grain tungsten carbide, the grain spectrum can range from ⁇ 0.5pm to over 10pm
  • the grain size distribution of the hard material particles is such that the ratio (d90 - d10)/d50 is less than 1.5, where the d50 value of the grain size distribution of the hard material particles is greater than or equal to 3pm and where the grain diameter of the Maximum value of the grain size distribution of the hard material particles (in other words, the grain diameter with the maximum frequency in the grain size distribution of the hard material particles) is greater than the grain diameter of the median value (d50 value) of the grain size distribution.
  • the material according to the invention also simplifies production considerably, since, in contrast to US 6,692,690 B2, no Co coating is required, but the sintered carbide material according to the invention with the advantageous properties is obtained through targeted use of the sintered fraction of tungsten carbide.
  • the tungsten carbide grain distribution in the cemented carbide material can be determined in the usual way, for example by means of EBSD measurement/SEM image analysis and evaluation via area proportions and recording the replacement grain size using equal-area circle diameters.
  • cemented carbide materials according to the invention show a smoother surface compared to the prior art, which means there are fewer points of attack for abrasive rock particles. This can be attributed to an overall more uniform structure.
  • a particularly high-performance cemented carbide material results in particular if it is provided that the grain distribution of the WC grains in the cemented carbide material corresponds to a curve with a local minimum in the middle grain size range
  • the structure of the cemented carbide material is free or almost free of individual coarse grains, with individual coarse grains being tungsten carbide grains whose grain diameter (circle diameter of the same area) is greater than 5x d50.
  • Such cemented carbide materials have a very low sensitivity to fracture. This is due to the greatly reduced proportion of individual coarse grains, which can act as internal notches. This makes it possible to increase the overall hardness of the cutting material to a higher level
  • the proportion of hard material particles with a grain size greater than five times the d50 value in the grain size distribution of the hard material particles is less than 1%, preferably that the proportion of hard material particles with a grain size greater than three times that d50 value in the grain size distribution of the hard material particles is less than 1%.
  • the proportion of hard material particles is between 80 and 95% by weight, preferably 90-94% by weight. They are in dispersed form and have or consist of tungsten carbide, whereby in particular the hard material portion can consist predominantly or entirely of tungsten carbide. It is conceivable that other hard materials, for example carbides of Ti, Ta, Cr and/or Mo, are present. For example, it is conceivable that these additional carbides are introduced due to the use of tungsten carbide regenerates. The content of other carbides should preferably be ⁇ 5% by weight.
  • the binder phase consists or contains predominantly cobalt. Portions of other components may be dissolved therein. Within the scope of the invention it can therefore also be provided that the binder phase contains tungsten, chromium, molybdenum, iron, nickel and/or aluminum in dissolved form or precipitated form.
  • the d10 value of the grain size distribution of the hard material particles is > 1.2 pm and / or that the d90 value of the grain size distribution of the hard material particles is ⁇ 5.9 pm.
  • a possible cemented carbide material can be designed in such a way that the d50 value of the hard material particles (in the grain size distribution of the hard material particles) is in the range between 2 and 5 pm, preferably in the range between 2 and 4 pm.
  • the cemented carbide material is a hard metal of the “FSS-coarse” or “extra-coarse” classification. The effect of the invention is particularly noticeable with these types of hard metal.
  • the magnetic saturation of the cemented carbide material is in the range of 75 to 99%, preferably 75 to 85%, of the theoretical maximum saturation.
  • the theoretical maximum saturation is 121 pTm3/kg.
  • the binder phase has precipitates in the form of C03W, the average size of these microparticles preferably being in the range between 50 nm and 1000 nm.
  • the C03W microparticles strengthen the binder phase and thus particularly the high-temperature strength.
  • Fig.5 shows C03W precipitates in the binder phase of a hard metal with 6% Co and a saturation of 10.1 pTm 3 /kg in the soldered state in an SEM image at high magnification.
  • the morphology and size of the precipitates correspond to those described for C03W in the literature.
  • the precipitates (light representation) are shown in the binder phase (dark representation).
  • embrittlement of the binder phase in the cemented carbide materials according to the invention which are derived from the characteristics of flexural strength and fracture toughness can.
  • the better grain structure compensates for the reduced toughness properties of the binder phase.
  • a cemented carbide material according to the invention can be such that Microparticles, in the form of C03W, are precipitated in the binder phase. Precipitates occur within the binder phase even after very short high-temperature heat treatment, for example when treating above 900 ° C.
  • a cemented carbide material is soldered onto a carrier body using a brazing alloy (eg inductive brazing). At the soldering temperatures that occur, microparticles can be separated in the form of C03W. CosW microparticles strengthen the binder phase and thus particularly the high-temperature strength.
  • the appropriate setting of the binder phase is also important for the component strength in order to avoid material weakening. It is therefore preferably provided that the proportion of cobalt in the metallic binder phase is 5% - 20%.
  • the cemented carbide material is particularly suitable for use on tillage tools with strong impact loads if it is intended that the compressive strength of the cemented carbide material with a strain rate of 0.001 1/s at 800 ° C is at least 1500 MPa and / or that the compressive strength of the cemented carbide material with a strain rate of 0.1 1/s at 800°C is at least 1300 MPa.
  • the disruption and damage to the material down to deep material areas can be counteracted if the hot compressive strength of the material, characterized by the hot expansion limit in the temperature range >800°C, is increased.
  • a higher hot compressive strength >800°C can be achieved by using the process described above to create a hard metal structure in which coarse, preferably recrystallized, tungsten carbide crystals are present in close packing.
  • cemented carbide materials according to the invention in the form of hard metals are explained below:
  • Example 1 Test batch over 2 kg with a binder content of 6% Co.
  • Drying Drying sludges in a rotary evaporator under vacuum.
  • Example 2 Test batch over 2 kg with a binder content of 6% Co.
  • Example 3 Test batch over 2 kg with a binder content of 6% Co.
  • tungsten carbide powder which was prepared from hard metal scrap by chemical processing (selective removal of the cobalt binder) and air separation.
  • Example 4 Test batch over 2 kg with a binder content of 6% Co.
  • Example 5 Small series over approx. 150 kg with a binder content of 6% Co.
  • the snow tips according to the invention according to Example 5 show a wear rate reduced by 18-30% in the field test. On average, the advantage over standard carbide is 12%.
  • WC raw materials defined in size and particle shape are simply stirred into a hard metal slurry and mixed in wet.
  • the treatment time is preferably limited to ⁇ 0.5h.
  • the added tungsten carbide particles with a narrow grain distribution remain almost unchanged in grain size and serve as targeted growth seeds during the sintering process. Since the growth potential is thereby divided among numerous coarse grains, the growth of individual over-grains, which act as internal notches and in particular have a negative impact on breaking strength, does not occur.
  • a grain distribution according to the invention is shown as an example in FIG.
  • the solid, dotted line represents the grain distribution in the hard metal structure.
  • the d10 value of this grain distribution is 2.27
  • the d50 value is 4.79
  • the d90 value is 7.39.
  • the grain distribution shows a local minimum in the medium grain size range. Overall, the grain distribution is very narrow overall. Through a defined increase in the proportion of coarse grains, the grain size with the highest frequency H is to the right of the median value M (d50 value).
  • Figure 2 shows a typical logarithmic normal distribution known from the prior art.
  • the grain size with the highest frequency H is always to the right of the median value due to the skew.
  • the high-temperature strength of a hard metal according to the invention is compared to a hard metal which has a comparable composition, but does not have the special properties according to the invention.
  • the compressive strength is plotted against the temperature.
  • the compressive strength is shown at temperatures of 800, 1000 and 1200 °C.
  • the left column in the diagram shows the compressive strength of the hard metal according to the prior art and the right column shows the compressive strength of the hard metal according to the invention.
  • the compressive strength was measured at a strain rate of 0.001 1/s.
  • the compressive strength was measured at a strain rate of 0.1 1/s.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Sinterkarbid-Material, insbesondere Hartmetall, mit 80-95 Gew.%, vorzugsweise mit 90-94 Gew.%, Hartstoffpartikeln, in dispergierter Form, aufweisend oder bestehend aus Wolframkarbid, und einer Binderphase, wobei die Binderphase als metallisches Bindermaterial Kobalt aufweist, wobei der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 4-20 Gew.%, vorzugsweise 5-10 Gew.%, beträgt, wobei die Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel dergestalt ist, dass das Verhältnis (d90 – d10)/d50 kleiner ist als 1,5, wobei der d50-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer oder gleich 3 µm ist und wobei der Korndurchmesser des Maximalwerts der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer ist als der Korndurchmesser des Medianwerts (d50-Wert) der Korngrößenverteilung. Ein solches Sinterkarbid-Material zeichnet sich gegenüber dem Stand der Technik durch eine verbesserte Verschleißbeständigkeit und Bruchfestigkeit aus.

Description

Sinterkarbid-Material
Die Erfindung betrifft ein Sinterkarbid-Matenal, insbesondere ein Hartmetall, mit 80- 95 Gew.%, vorzugsweise mit 90-94 Gew.%, Hartstoffpartikeln, in dispergierter Form, aufweisend oder bestehend aus Wolframkarbid, und einer Binderphase, wobei die Binderphase als metallisches Bindermaterial Kobalt aufweist, wobei der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Material 4-20 Gew.%, vorzugsweise 5- 10 Gew.%, beträgt.
US 6,692,690 B2 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Hartmetalls mit einer mittleren Wolfram karbid-Korngröße im Bereich zwischen 8-30 pm. Dabei wird zunächst in einem geeigneten Siebprozess die gewünschte Korngröße einer Wolframkarbid-Fraktion aus einem Pulver ausgesiebt. Insbesondere wird in dem Siebschritt eine unerwünschte Feinfraktion abgetrennt. Anschließend werden die Körner der ausgesiebten Kornfraktion mit Kobalt beschichtet und diese dann in einem Mischprozess mit pulverförmigem Kobaltbinder vermischt. Abschließend wird aus dem erzeugten Gemisch einen Grünling gepresst und dieser anschließend einem Sinter-Prozess unterzogen, um das Hartmetall zu fertigen.
Erfindungsgemäße Hartmetalle werden in Bodenbearbeitungsmaschinen eingesetzt und dienen zum Schneiden von beispielsweise Gestein, Mineralmaterial Fahrbahnoberflächen, insbesondere Asphalt-Belägen oder Beton-Belägen. Weiter finden die erfindungsgemäßen Hartmetalle auch als Schneidwerkzeuge im Bergbau Anwendung.
Während des Bearbeitungseinsatzes sind die Hartmetalle starken Belastungen ausgesetzt. Zum einen wirken hohe Temperatur-Wechselbeanspruchungen auf sie ein. Zum anderen treten hohe mechanische Beanspruchungen auf. Für eine möglichst lange Lebensdauer müssen die Hartmetalle darüber hinaus eine hohe Abrasions-Beständigkeit aufweisen.
Bei der konventionellen Herstellung von Hartmetallen im Korngrößenbereich Extragrob (Korngröße > 5pm) werden als Wolframkarbid-Rohstoffe hochtemperaturcarburierte Karbide verwendet. Diese Karbide liegen herstellungsbedingt meist in Form von größeren polykristallinen Partikeln vor. Um mit diesen Pulvern ein homogenes und sinteraktives Hartmetallpulver herzustellen, ist es notwendig, diese Wolframkarbid-Kristallit-Agglomerate zu brechen und einen begrenzten, sinteraktiven Wolframkarbid-Feinstanteil zu erzeugen. Dieser Vorgang wird meist in Form von Nassmahlungen in Kugel-, Vibrationsmühlen oder Attritoren (Rührwerkskugelmühlen) durchgeführt. Neben dem Brechen von Agglomeraten werden in diesem Prozess auch das Bindermaterial und Presshilfsmittel homogen untergemischt sowie der Kohlenstoffhaushalt eingestellt. Die Prozesszeit ist daher auch vom Mischvorgang abhängig. Auch bei Anwendung von eher milden Mahl- bzw. Mischbedingungen (Menge, Größe Hartmetallkugeln, Verhältnis Kugelgewicht zu Mahlgut) ist es kaum möglich, einen hohen Anteil an Grobkorn- Wolframkarbid oder eine enge Kornverteilung zu wahren. Die Korngrößenverteilung eines gemahlenen Pulvers wird in der Literatur meist in Form einer logarithmischen Normalverteilung beschrieben. Für eine solche Verteilung ist charakteristisch, dass der größte Volumenanteil von den mittleren Fraktionen gebildet wird. Besonders nachteilig ist, dass nach dem Mahlen von Grobkorn-Wolframkarbid das Kornspektrum von < 0,5pm bis über 10pm reichen kann
Beim Flüssigphasen-Sintern von Hartmetall wird die Wolframkarbid-Kornverteilung darüber hinaus durch Rekristallisationsvorgänge in hohem Maß verändert. Bislang ist nicht genau geklärt, wie sich das Wachstum, nach der Theorie der Ostwald-Reifung, genau auf die einzelnen Kornfraktionen auswirkt. Allerdings ist allgemein anerkannt, dass häufig das Kornwachstum auf wenige große Körner konzentriert ist, was die Kornverteilung im gesinterten Zustand signifikant verbreitert. Es ist Aufgabe der Erfindung, ein Hartmetall der eingangs erwähnten Art bereitzustellen, das sich durch eine verbesserte Verschleißbeständigkeit auszeichnet.
Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass die Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel dergestalt ist, dass das Verhältnis (d90 - d10)/d50 kleiner ist als 1 ,5, wobei der d50-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer oder gleich 3pm ist und wobei der Korndurchmesser des Maximalwerts der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel (mit anderen Worten, der Korndurchmesser mit der maximalen Häufigkeit in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel) größer ist als der Korndurchmesser des Medianwerts (d50-Wert) der Korngrößenverteilung.
Mit einem solchen Sinterkarbid-Matenal ergibt sich, gegenüber üblichen Hartmetallen, wie sie aus dem Stand der Technik bekannt sind ein deutlich erhöhter Verschleißwiderstand. Versuche der Erfinder haben ergeben, dass sich der Verschleißwiderstand um bis zu 20% steigern lässt. Darüber hinaus verbessert sich die Warmfestigkeit des Materials, da der Feinanteil an dispergiertem Wolframcarbid minimiert wird. Die Erfinder haben erkannt, dass im Bereich feiner Wolfram karbid- Körner das Sinterkarbid-Material unter Beanspruchung leichter abgleitet, während das erfindungsgemäße Material mit erhöhtem Grobmaterial eher ein Abgleiten blockiert. Dies ist darauf zurückzuführen, dass die Wolfram karbid-Körner dichter gepackt sind und ineinander „verschränkt“ sind, so dass starke Belastungen gleichmäßiger im Gefüge abgeleitet und abgetragen werden können. Gemäß der Erfindung liegt zu diesem Zweck insgesamt eine enge Kornverteilung vor entsprechend der Formel (d90-d10)/d50 < 1 ,5. Dies steht im Gegensatz zu einer ausgeprägten bimodalen Kornverteilung, wie sie aus dem Stand der Technik bekannt ist.
Das erfindungsgemäße Material vereinfacht auch die Fertigung erheblich, da im Gegensatz zu US 6,692,690 B2 keine Co Beschichtung erforderlich ist, sondern durch gezielten Einsatz der Sinterfraktion an Wolframcarbid das erfindungsgemäße Sinterkarbid-Material mit den vorteilhaften Eigenschaften erhalten wird. Die Wolframkarbid-Korn-Verteilung im Sinterkarbid-Material lässt sich in üblicher Weise, beispielsweise mittels EBSD-Messung/REM-Bildanalyse und Auswertung über Flächenanteile und Erfassung der Ersatzkorngröße mittels flächengleicher Kreisdurchmesser, ermitteln.
Erfindungsgemäße Sinterkarbid-Matenalien, insbesondere Hartmetalle, zeigen bei Betrachtung ihres Verschleißbildes eine glattere Oberfläche, verglichen zum Stand der Technik, wodurch weniger Angriffspunkte für abrasive Gesteinspartikel vorhanden sind. Dies kann auf eine insgesamt gleichförmigere Gefügeausbildung zurückgeführt werden.
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltungsvariante der Erfindung ergibt sich insbesondere dann ein besonders leistungsfähiges Sinterkarbid-Material, wenn vorgesehen ist, dass sich die Kornverteilung der WC-Körner im Sinterkarbid-Material entsprechend einer Kurve mit lokalem Minimum im mittleren Korngrößenbereich ergibt
Vorzugsweise kann es auch vorgesehen sein, dass das Gefüge des Sinterkarbid- Materials frei oder nahezu frei von Einzelgrobkörnern ist, wobei Einzelgrobkörner Wolframkarbid-Körner sind, deren Korndurchmesser (Kreisdurchmesser gleicher Fläche) größer ist als 5x d50. Solche Sinterkarbid-Materialien weisen eine sehr geringe Bruchempfindlichkeit auf. Zurückzuführen ist dies auf den stark reduzierten Anteil an Einzelgrobkörnern, die als innere Kerben wirken können. Somit ist es möglich, die Härte des Schneidwerksstoffs insgesamt auf ein höheres Niveau anzuheben
Gemäß einer Erfindungsvariante kann es somit vorgesehen sein, dass der Anteil an Hartstoffpartikeln mit einer Korngröße größer als das Fünffache des d50-Werts in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner ist als 1 %, vorzugsweise dass der Anteil an Hartstoffpartikeln mit einer Korngröße größer als das Dreifache des d50- Werts in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner ist als 1%. Erfindungsgemäß beträgt der Anteil der Hartstoffpartikeln zwischen 80 und 95 Gew.%, vorzugsweise 90-94 Gew.%. Sie liegen in dispergierter Form vor und weisen auf oder bestehen aus Wolframkarbid, wobei insbesondere der Hartstoffanteil vorwiegend oder vollständig aus Wolframkarbid bestehen kann. Denkbar ist es, dass weitere Hartstoffe, beispielsweise Karbide von Ti, Ta, Cr und/oder Mo vorhanden sind. Beispielsweise ist es denkbar, dass diese weiteren Karbide bedingt durch den Einsatz von Wolfram karbid-Regeneraten eingetragen werden. Der Gehalt an weiteren Karbiden sollte vorzugsweise < 5Gew.% betragen.
Die Binderphase besteht oder weist überwiegend Kobalt. Darin können Anteile weiterer Bestandteile gelöst sein. Im Rahmen der Erfindung kann es somit auch vorgesehen sein, dass die Binderphase Wolfram, Chrom, Molybdän, Eisen, Nickel und/oder Aluminium in gelöster Form oder ausgeschiedener Form aufweist.
Besonders bevorzugt kann es vorgesehen sein, dass der d10-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel > 1.2 pm ist und/oder dass der d90-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel < 5.9 pm ist. Bei diesen solchen Werten werden Kornanteile, die sich nachteilig auf die Bruchfestigkeit, insbesondere in der Anwendung als Bodenbearbeitungswerkzeuge (bspw. Strassenfräsmeißel), auswirken ausgeschlossen.
Ein mögliches Sinterkarbid-Matenal kann erfindungsgemäß so gestaltet sein, dass der d50-Wert der Hartstoffpartikel (in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel) im Bereich zwischen 2 und 5 pm, vorzugsweise im Bereich zwischen 2 und 4 pm, beträgt. Erfindungsgemäß kann es insbesondere auch vorgesehen sein, dass es sich bei dem Sinterkarbid-Matenal um ein Hartmetall der Klassifikation „FSS- grob“ oder „extraggrob“ handelt. Bei diesen Hartmetallsorten kommt der Effekt der Erfindung besonders deutlich zum Tragen.
Gemäß der Erfindung kann es auch zu Gunsten einer verbesserten Warmfestigkeit vorgesehen sein, dass die magnetische Sättigung des Sinterkarbid-Matenals im Bereich von 75 bis 99%, vorzugsweise 75 bis 85%, der theoretisch maximalen Sättigung beträgt. Beträgt bei einem erfindungsgemäßen Hartmetall beispielsweise der Kobaltgehalt in der Binderphase 6 Gew%, so beträgt die theoretische maximale Sättigung 121 pTm3/kg. Reines 100-prozentiges Kobalt hat eine Sättigung von 2010(2020) pTm3/kg. Davon betragen 6%=121 pTm3/kg. Dies entspricht der theoretisch maximalen Sättigung.
Eine weitere Verbesserung der Festigkeit des Sinterkarbid-Materials lässt sich erreichen, wenn vorgesehen ist, dass die Binderphase Ausscheidungen in Form von C03W aufweist, wobei die mittlere Größe dieser Mikropartikel vorzugsweise im Bereich zwischen 50 nm und 1000 nm beträgt. Die C03W -Mikropartikel verstärken die Binderphase und somit insbesondere die Warmfestigkeit. Fig.5 zeigt C03W Ausscheidungen in der Binderphase bei einem Hartmetall mit 6%Co und einer Sättigung von 10,1 pTm3/kg im gelöteten Zustand in einer REM-Aufnahme bei hoher Vergrößerung. Morphologie und Größe der Ausscheidungen entsprechen denen, wie sie für C03W in der Literatur beschrieben sind. Die Ausscheidungen (helle Darstellung) sind in der Binderphase (dunkle Darstellung) gezeigt. In der Binderphase können verschiedene Bereiche deutlich voneinander unterschieden werden. Neben nahezu gitterfehlerfreien Bereichen (Co) gibt es eine klare Abgrenzung zu Bereichen mit einer hohen Stapelfehlerdichte (Co). Mittels SEAD- Analyse kann Co als eigenständige C03W -Phase identifiziert werden.
Nach gängiger Auffassung führen CosW-Ausscheidungen in Hartmetallen zu einer größeren Härte des Sinterkarbid-Materials aber auch nachteilig gleichzeitig zu einer Versprödung, Überraschender Weise zeigt sich bei den erfindungsgemäßen Sinterkarbid-Matenalien kaum eine Versprödung der Binderphase, die aus den Kennwerten Biegebruchfestigkeit und Bruchzähigkeit abgeleitet werden kann. Die bessere Kornstruktur kompensiert verminderte Zähigkeitseigenschaften der Binderphase.
In einer bevorzugten Ausführung, bei der die magnetische Sättigung des Sinterkarbid-Materials im Bereich von 75-85% der theoretischen Sättigung beträgt, kann ein erfindungsgemäßes Sinterkarbid-Matenal dergestalt sein, dass Mikropartikel, in Form von C03W in der Binderphase ausgeschieden sind. Ausscheidungen treten innerhalb der Binderphase schon bei sehr kurzer Hochtemperatur-Wärmebehandlung, beispielsweise bei einer Behandlung oberhalb von 900°C auf. Beispielsweise kann es so sein, dass ein solches Sinterkarbid- Matenal mit einem Hartlot auf einen Trägerkörper aufgelötet wird (z.B. induktives Hartlöten). Bei den dabei auftretenden Löttemperaturen können Mikropartikel, in Form von C03W ausgeschieden werden. CosW-Mikropartikel verstärken die Binderphase und somit insbesondere die Warmfestigkeit.
Bedeutsam für die Bauteilfestigkeit ist auch die geeignete Einstellung der Binderphase, um eine Matenalschwächung zu vermeiden. Es ist daher vorzugsweise vorgesehen, dass der Anteil an Kobalt in der metallischen Binderphase 5% - 20% beträgt.
Das Sinterkarbid-Material ist für die Anwendung an Bodenbearbeitungswerkzeugen mit starker Schlagbeanspruchung dann besonders geeignet, wenn vorgesehen ist, dass die Druckfestigkeit des Sinterkarbid-Matenals mit einer Dehnrate von 0,001 1/s bei 800°C mindestens 1500 MPa beträgt und/oder dass die Druckfestigkeit des Sinterkarbid-Matenals mit einer Dehnrate von 0,1 1/s bei 800°C mindestens 1300 MPa beträgt.
Der Zerrüttung und Schädigung des Werkstoffs bis in tiefe Materialbereiche kann begegnet werden, wenn die Warmdruckfestigkeit des Werkstoffs, gekennzeichnet durch die Warmdehngrenze im Temperaturbereich >800°C, erhöht wird.
Eine höhere Warmdruckfestigkeit >800°C kann dadurch erreicht werden, dass durch das oben beschriebene Verfahren ein Hartmetallgefüge geschaffen wird, bei dem grobe, vorzugsweise rekristallisierte, Wolframcarbid-Kristalle in enger Packung vorliegen.
Durch Erhöhen des Grobanteils, Minimierung der mittleren WC-Kornfraktionen und/oder Vermeiden von größeren Feinkorn-Clustern, kann bei hohen Temperaturen die Wahrscheinlichkeit von Korngrenzengleiten reduziert werden, da die WC-Kristalle ideal ineinander verschränkt sind.
Im Gegensatz dazu, ist bei ausgeprägten bimodalen und eher logarithmischnormalverteilten Kornverteilungen, wie sie bei Hartmetall nach dem Stand der Technik zu finden sind, das Korngleiten begünstigt, da hier die Anzahl an WC- Korngrenzen mit günstiger Ausrichtung zu Verformungsrichtung beträchtlich erhöht ist oder das Abgleiten von Körnern aufgrund des höheren Feinanteils leichter aktiviert werden kann.
Im Folgenden werden einige Beispiele zur Fertigung erfindungsgemäßer Sinterkarbid-Materialien in Form von Hartmetallen erläutert:
Beispiel 1 : Versuchsansatz über 2 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
1 . Einwaage der Materialien:
Einwaage von 69 g Kobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1 ,3pm), 931 g Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25pm), 35g Paraffin als Presshilfsmittel und 250 ml Hexan (Mahlmedium).
2. Mahlung:
Mahlen des Mahlguts in 2I-Mahltopf für 24h mit 5 kg Hartmetallkugeln auf Kugelmühlen-Rollenstand.
Anschließend Zugabe von 1 kg gesichtetem Hartmetall-Regenerat in die Vormahlung.
HM-Regenerat mit 5,1 % Co, FSSS von 5,8pm und einer Korngrößenverteilung entsprechend d10=4,2pm, d50=6,1 pm, d90= 8,8pm. Mischen im Mahlfass für 10 Minuten.
3. Trocknung: Trocknung Schlämme im Rotationsverdampfer unter Vakuum.
Sieben getrocknetes Pulver mit Analysensieb (Maschenweite 400pm)
4. Sintern:
Pressen Probekörper auf hydraulischer Presse mit einem Pressdruck von 200 MPa Sintern Probe im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
Koerzitivfeldstärke JHc: 5,9 kA/m
Spezifische magnetische Sättigung 4TTO: 10,9 pTm3/kg
Härte: 1170 HV30
Dichte: 14,95 g/cm3
Porosität: <A02, BOO, C00
Beispiel 2: Versuchsansatz über 2 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
1 . Einwaage der Materialien:
Einwaage von 120 g Cobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1 ,3pm), 1080 g Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25pm), 35g Paraffin als Presshilfsmittel und 250 ml Hexan (Mahlmedium).
Mahlung:
Mahlen des Mahlguts in 2I-Mahltopf für 24h mit 5 kg Hartmetallkugeln auf Kugelmühlen-Rollenstand.
Anschließend Zugabe von 0,8 kg hochtemperatur-carburiertes Wolframcarbidpulver. Dieses Pulver ist gekennzeichnet durch einen FSSS-Wert 7,8pm.
Mischen im Mahlfass für 10 Minuten.
Trocknung:
Trocknung Schlämme im Rotationsverdampfer unter Vakuum.
Sieben getrocknetes Pulver mit Analysensieb (Maschenweite 400pm)
Pressen Probekörper auf hydraulischer Presse mit einem Pressdruck von 200 MPa Sintern Probe im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C. Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster: Koerzitivfeldstärke JHc: 6,9 kA/m
Spezifische magnetische Sättigung 4TTO: 11 ,2 pTm3/kg
Härte: 1160 HV30
Dichte: 14,94 g/cm3
Porosität: <A02, BOO, C00
Keine Grobkornansammlungen im Gefüge.
Beispiel 3: Versuchsansatz über 2 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
Einwaage der Materialien:
Einwaage von 120 g Cobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1 ,3pm), 880 g Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25pm), 35g Paraffin als Presshilfsmittel und 250 ml Hexan (Mahlmedium).
Mahlung:
Mahlen des Mahlguts in 2I-Mahltopf für 24h mit 5 kg Hartmetallkugeln auf Kugelmühlen-Rollenstand.
Anschließend Zugabe von 1 kg Wolframcarbidpulver, welches aus Hartmetallschrott durch chemische Aufbereitung (Selektives Herauslösen des Cobalt-Binders) und Windsichten dargestellt wurde. Dieses Pulver ist gekennzeichnet durch eine Rest- Co-Gehalt < 0,05%, einem Sauerstoffgehalt <0,1 %, nahezu stöchiometrischem C- Gehalt, einem FSSS-Wert von 5,1 pm und einer Korngrößenverteilung entsprechend d10=4,8pm, d50=6,4pm, d90= 8,2pm.
Mischung:
Mischen im Mahlfass für 10 Minuten.
Trocknung:
Trocknung Schlämme im Rotationsverdampfer unter Vakuum.
Sieben getrocknetes Pulver mit Analysensieb (Maschenweite 400pm)
Sintern: Pressen Probekörper auf hydraulischer Presse mit einem Pressdruck von 200 MPa Sintern Probe im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
Koerzitivfeldstärke JHc: 6,4 kA/m
Spezifische magnetische Sättigung 4TTO: 11 ,0 pTm3/kg
Härte: 1180 HV30
Dichte: 14,94 g/cm3
Porosität: <A02, BOO, C00
Beispiel 4: Versuchsansatz über 2 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
Einwaage:
Einwaage von 120 g Cobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1 ,3pm), 870 g Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25pm), 10g Wolfram-Metallpulver zur Einstellung eines unterstöchiometrischen C-Haushalts, 35g Paraffin als Presshilfsmittel und 250 ml Hexan (Mahlmedium).
Mahlung:
Mahlen des Mahlguts in 2I-Mahltopf für 24h mit 5 kg Hartmetallkugeln auf Kugelmühlen-Rollenstand.
Anschließend Zugabe von 1 kg Wolframcarbidpulver, welches aus Hartmetallschrott durch chemische Aufbereitung (Selektives Herauslösen des Cobalt-Binders) und Windsichten dargestellt wurde (Vgl. Beispiel 3). Mischen im Mahlfass für 10 Minuten.
Trocknung:
Trocknung Schlämme im Rotationsverdampfer unter Vakuum.
Sieben getrocknetes Pulver mit Analysensieb (Maschenweite 400pm)
Sintern:
Pressen Probekörper auf hydraulischer Presse mit einem Pressdruck von 200 MPa Sintern Probe im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
Koerzitivfeldstärke JHc: 7,2 kA/m
Spezifische magnetische Sättigung 4TTO: 9,95 pTm3/kg Härte: 1210 HV30
Dichte: 14,97 g/cm3
Porosität: <A02, BOO, C00
Gefüge frei von Eta-Phase.
Beispiel 5: Kleinserie über ca. 150 kg mit einem Bindergehalt von 6% Co.
Einwaage:
Einwaage von 9 kg Cobalt-Pulver (Extrafein, FSSS 1 ,3pm), 66 kg Wolframcarbid (extra-grob, FSSS 25pm), 750g Wolfram-Metallpulver zur Einstellung eines unterstöchiometrischen C-Haushalts, 2,7kg Paraffin als Presshilfsmittel und 25I Ethanol (Mahlmedium).
Mahlung:
Mahlen des Mahlguts in 200 I Kugelmühle für 12h mit 500 kg Hartmetallkugeln Anschließend Zugabe von 75 kg Wolframcarbidpulver, welches aus Hartmetallschrott durch chemische Aufbereitung und Windsichten dargestellt wurde (Vgl. Beispiel 3). Mischen Schlämme und gesichtetes Wolframcarbidpulver für 2h bei laufendem Rührwerk im Speisebehälter der Sprühgranulation vor der Sprühtrocknung.
Verpressen sprühgetrocknetes RTP-Pulver zu Probekörper und Meißelspitzen.
Sintern im S-HIP-Vakuumofen bei 1440°C.
Ergebnis der Untersuchung am gesinterten Hartmetallmuster:
Koerzitivfeldstärke JHc: 7,1 kA/m
Spezifische magnetische Sättigung 4TTO: 10,1 pTm3/kg
Härte: 1210 HV30
Dichte: 14,97 g/cm3
Porosität: <A02, B00, C00
Gefüge frei von Eta-Phase
Weitergehende Untersuchungen an Prüfteilen (Schneidspitzen für
Straßenfräsmeißeln): Bestimmung Biegebruchfestigkeit, Reibradverschleiß, Bestimmung Kornverteilung über EBSD-Analyse am Rasterelektronenmikroskop.
Untersuchung Binderstruktur an gesinterten und gelöteten Hartmetallspitzen (zur Verwendung als Schneidspitzen in Straßenfräsmeißeln) mittels HR-TEM- Untersuchung.
Induktives Verlöten der gesinterten Hartmetallspitze auf einem Stahlkörper (Meißelschaft). Durchführung mehrerer Feldtests auf Straßenfräsen unter verschiedenen Einsatzbedingungen (Kaltfräsen von Asphalt in Deck-, Binder und Tragschicht) und Klimabedingungen.
Wendeiweiser Einsatz der Prüfteile über gesamte Walzenbreite der Fräsen. Vergleich Verschleißmaße gegenüber Referenzwendei einer Fräse.
Die erfindungsgemäßen Schneispitzen gemäß Beispiel 5 zeigen im Feldtest ein um 18-30% verringertes Verschleißmaß. Im Mittel beträgt der Vorteil gegenüber Standard-Hartmetall 12%.
Die vorstehend erläuterten Beispiele unterscheidet sich vom Stand der Technik insbesondere dadurch, dass in Größe und Partikelform definierte WC-Rohstoffe in eine Hartmetallschlämme lediglich eingerührt und nass untergemischt werden. Wird die Mischung innerhalb eines Mahlaggregats durchgeführt (z.B. Kugelmühle oder Attritor) ist die Behandlungsdauer vorzugsweise auf < 0,5h beschränkt. Die zugemischten Wolframkarbid-Teilchen mit enger Kornverteilung, bleiben in der Korngröße nahezu unverändert, und dienen beim Sinterprozess als gezielte Wachstumskeime. Da das Wachstumspotential hierdurch auf zahlreiche Grobkörner aufgeteilt wird, unterbleibt das Wachstum einzelner Überkörner, die in ihrer Wirkung als innere Kerben, insbesondere die Bruchfestigkeit negativ beeinflussen.
In Figur 1 ist eine erfindungsgemäße Kornverteilung exemplarisch dargestellt. Die durchgehend und gepunktet dargestellte Linie stellt die Kornverteilung im Hartmetall- Gefüge dar. Der d10-Wert dieser Kornverteilung beträgt 2,27, der d50-Wert 4,79 und der d90-Wert 7,39. Wie dies die Darstellung veranschaulicht, zeigt die Kornverteilung ein lokales Minimum im mittleren Korngrößenbereich. Insgesamt zeigt sich die Kornverteilung insgesamt sehr eng. Durch definierte Erhöhung des Grobkornanteils liegt die Korngröße mit der höchsten Häufigkeit H rechts vom Medianwert M (d50- Wert).
In Figur 1 ist weiterhin auch als durchgezogene Linie zur Veranschaulichung die Summenhäufigkeit Q2 in der Kornverteilung angegeben.
Figur 2 zeigt eine, aus dem Stand der Technik bekannte typische logarithmische Normalverteilung. Wie die Darstellung veranschaulicht, liegt im Gegensatz zu der Erfindung die Korngröße mit der höchsten Häufigkeit H aufgrund der Schiefe immer rechts vom Medianwert.
In Figur 3 ist die Warmfestigkeit eines erfindungsgemäßen Hartmetalls einem Hartmetall gegenübergestellt, welches eine vergleichbare Zusammensetzung aufweist, nicht jedoch die besonderen erfindungsgemäßen Eigenschaften aufweist. Dabei ist die Druckfestigkeit gegenüber der Temperatur aufgetragen. Bei Temperaturen von 800, 1000 und 1200 °C ist die Druckfestigkeit dargestellt. Bei diesen Temperaturwerten zeigt die linke Säule im Diagramm jeweils die Druckfestigkeit des Hartmetalls gemäß Stand der Technik und die rechte Säule die Druckfestigkeit des Hartmetalls gemäß der Erfindung. Die Druckfestigkeit wurde dabei bei einer Dehnrate von 0,001 1/s gemessen. In dem Diagramm gemäß Figur 4 wurde demgegenüber die Druckfestigkeit bei einer Dehnrate von 0,1 1/s gemessen.
Wie die Darstellungen zeigen, lässt sich mit dem erfindungsgemäßen Hartmetall eine deutliche Verbesserung der Druckfestigkeit, insbesondere im Temperaturbereich bis 1000 °C erreichen. Als Probekörper wurde für die Messung der Druckfestigkeit ein Hartmetall verwendet, welches Kobalt als metallisches Bindermaterial in Höhe von 6 Gew.% aufwies.

Claims

Ansprüche
1. Sinterkarbid-Material, insbesondere Hartmetall, mit 80-95 Gew.%, vorzugsweise mit 90-94 Gew.%, Hartstoffpartikeln, in dispergierter Form, aufweisend oder bestehend aus Wolframkarbid, und einer Binderphase, wobei die Binderphase als metallisches Bindermaterial Kobalt aufweist, wobei der Anteil an metallischem Bindermaterial im Sinterkarbid-Matenal 4-20 Gew.%, vorzugsweise 5-10 Gew.%, beträgt, wobei die Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel dergestalt ist, dass das Verhältnis (d90 - d10)/d50 kleiner ist als 1 ,5, wobei der d50-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer oder gleich 3 pm ist und wobei der Korndurchmesser des Maximalwerts der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer ist als der Korndurchmesser des Medianwerts (d50-Wert) der Korngrößenverteilung.
2. Sinterkarbid-Material nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Hartstoffpartikeln mit einer Korngröße größer als das Fünffache des d50-Werts in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner ist als 1 %, vorzugsweise dass der Anteil an Hartstoffpartikeln mit einer Korngröße größer als das Dreifache des d50-Werts in der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner ist als 1 %.
3. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der d10-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel größer oder gleich 1 .2 pm ist und/oder dass der d90-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel kleiner oder gleich 5.9 pm ist.
4. Sinterkarbid-Matenal nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der d50-Wert der Korngrößenverteilung der Hartstoffpartikel im Bereich zwischen 2 und 5 pm, vorzugsweise im Bereich zwischen 2 und 4 pm, beträgt.
5. Sinterkarbid-Material nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass zusätzlich zu Wolframkarbid zumindest ein weiteres Karbid, nämlich Titan- Karbid, Tantal-Karbid, Chrom-Karbid und/oder Molybdän-Karbid vorhanden ist, wobei der Anteil des zumindest eines weiteren Karbids oder der weiteren Karbide kleiner 5 Gew% im Sinterkarbid-Material beträgt.
6. Sinterkarbid-Matenal nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Binderphase Wolfram, Chrom, Molybdän, Eisen, Nickel und/oder Aluminium in gelöster Form oder ausgeschiedener Form aufweist.
7. Sinterkarbid-Matenal nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die magnetische Sättigung des Sinterkarbid-Matenals im Bereich von 75 bis 99%, vorzugsweise 75 bis 85%, der theoretisch maximalen Sättigung beträgt.
8. Sinterkarbid-Matenal nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Binderphase Ausscheidungen in Form von C03W aufweist, wobei die mittlere Größe dieser Mikropartikel vorzugsweise im Bereich zwischen 50 nm und 1000 nm beträgt.
9. Sinterkarbid-Matenal nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Kobalt in der metallischen Binderphase 5% - 20% beträgt.
10. Sinterkarbid-Matenal nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Druckfestigkeit des Sinterkarbid-Materials mit einer Dehnrate von 0,001 1/s bei 800°C mindestens 1500 MPa beträgt und/oder dass die Druckfestigkeit des Sinterkarbid-Matenals mit einer Dehnrate von 0,1 1/s bei 800°C mindestens 1300 MPa beträgt.
PCT/EP2023/073592 2022-09-02 2023-08-29 Sinterkarbid-material WO2024047007A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102022122318.3 2022-09-02
DE102022122318.3A DE102022122318A1 (de) 2022-09-02 2022-09-02 Sinterkarbid-Material

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2024047007A1 true WO2024047007A1 (de) 2024-03-07

Family

ID=87929111

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2023/073592 WO2024047007A1 (de) 2022-09-02 2023-08-29 Sinterkarbid-material

Country Status (2)

Country Link
DE (1) DE102022122318A1 (de)
WO (1) WO2024047007A1 (de)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040016557A1 (en) * 2002-07-24 2004-01-29 Keshavan Madapusi K. Coarse carbide substrate cutting elements and method of forming the same
US6692690B2 (en) 1996-07-19 2004-02-17 Sandvik Ab Cemented carbide body with improved high temperature and thermomechanical properties
CN103866172A (zh) * 2012-12-17 2014-06-18 北京有色金属研究总院 一种窄粒度分布超粗硬质合金及其制备方法
CN111996432A (zh) * 2020-09-02 2020-11-27 四川大学 超粗硬质合金材料制备方法
CN112063871A (zh) * 2020-09-02 2020-12-11 四川大学 一种粗颗粒硬质合金制备方法
CN113234951A (zh) * 2021-04-08 2021-08-10 江西钨业控股集团有限公司 一种纳米级超细均质硬质合金及其制备方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012505971A (ja) 2008-10-20 2012-03-08 ハー．ツェー．スタルク ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング 金属粉末
GB201105150D0 (en) 2011-03-28 2011-05-11 Element Six Holding Gmbh Cemented carbide material and tools comprising same
CN111386356B (zh) 2018-01-31 2022-01-04 日立金属株式会社 硬质合金和用于轧制的复合硬质合金轧辊

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6692690B2 (en) 1996-07-19 2004-02-17 Sandvik Ab Cemented carbide body with improved high temperature and thermomechanical properties
US20040016557A1 (en) * 2002-07-24 2004-01-29 Keshavan Madapusi K. Coarse carbide substrate cutting elements and method of forming the same
CN103866172A (zh) * 2012-12-17 2014-06-18 北京有色金属研究总院 一种窄粒度分布超粗硬质合金及其制备方法
CN111996432A (zh) * 2020-09-02 2020-11-27 四川大学 超粗硬质合金材料制备方法
CN112063871A (zh) * 2020-09-02 2020-12-11 四川大学 一种粗颗粒硬质合金制备方法
CN113234951A (zh) * 2021-04-08 2021-08-10 江西钨业控股集团有限公司 一种纳米级超细均质硬质合金及其制备方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TKALICH DMITRY ET AL: "A micromechanical constitutive modeling of WC hardmetals using finite-element and uniform field models", MECHANICS OF MATERIALS, AMSTERDAM, NL, vol. 105, 24 November 2016 (2016-11-24), pages 166 - 187, XP029883671, ISSN: 0167-6636, DOI: 10.1016/J.MECHMAT.2016.11.007 *

Also Published As

Publication number Publication date
DE102022122318A1 (de) 2024-03-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3426813B1 (de) Zerspanungswerkzeug
DE602005006389T2 (de) Sinterkörper
DE60006893T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines verbesserten fein körnigen Sinterkarbidkörper aus WC-Co
DE10130860C2 (de) Verfahren zur Herstellung von sphäroidischen Sinterpartikeln und Sinterpartikel
DE112011102668T5 (de) Hartmetall-Zusammensetzungen mit einem Kobalt-Silizium-Legierungs-Bindemittel
DE10135790A1 (de) Feinkörniges Sinterhartmetall, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung
EP3426814B1 (de) Zerspanungswerkzeug
EP3448603A1 (de) Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge
EP1520056B1 (de) Hartmetall fuer insbesondere gestein-, beton- und asphaltschneiden
DE68927586T2 (de) Cermet und dessen Herstellungsverfahren
EP0214679B1 (de) Korrosionsfeste Hartmetall-Legierung
DE69303998T2 (de) Gesinterte Karbonitridlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung
DE112021005360T5 (de) Pulverisier-/rühr-/misch-/knetmaschinenkomponente
WO2024047007A1 (de) Sinterkarbid-material
DE102022122317A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE202022002948U1 (de) Sinterkarbid-Material
WO2020074241A1 (de) Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem gefüge
DE102021111371A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE102022102080A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE102021006541A1 (de) Sinterkarbid-Material
DE102004051288B4 (de) Polykristallines Hartstoffpulver, Kompositwerkstoff mit einem polykristallinen Hartstoffpulver und Verfahren zur Herstellung eines polykristallinen Hartstoffpulvers
DE10157079C5 (de) Matrixpulver zur Herstellung von Körpern bzw. Bauteilen für Verschleißschutzanwendungen sowie ein daraus hergestelltes Bauteil
DE202022102142U1 (de) Sinterkarbid-Material mit verstärkter Binderphase
EP4334053A1 (de) Verfahren zur herstellung eines sinterkarbid-materials mit verstärkter binderphase
EP0755904A1 (de) Mischkeramik auf Aluminiumoxidbasis

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: 23764593

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1