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 pTm ³ /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 pTm ³ /kg

Härte: 1170 HV30

Dichte: 14,95 g/cm ³

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 pTm ³ /kg

Härte: 1160 HV30

Dichte: 14,94 g/cm ³

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 pTm ³ /kg

Härte: 1180 HV30

Dichte: 14,94 g/cm ³

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 pTm ³ /kg Härte: 1210 HV30

Dichte: 14,97 g/cm ³

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 pTm ³ /kg

Härte: 1210 HV30

Dichte: 14,97 g/cm ³

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.