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

Hartmetalle sind Metallmatrix-Verbundwerkstoffe, bei denen Hartstoffe, die als kleine Partikel vorliegen, durch eine Matrix aus Metall zusammengehalten werden. Hartmetalle werden überwiegend in Anwendungen eingesetzt, in denen Werkstoffe mit hoher Verschleißbeständigkeit und Härte bei gleichzeitig hoher Festigkeit erforderlich sind. So werden Hartmetalle beispielsweise als Schneidstoff für Werkzeuge (wie Drehmeißel, Bohrer und Fräswerkzeuge) und als verschleißfeste Matrizen z. B. in Umform- oder Stanzwerkzeugen verwendet. Herkömmliche Hartmetalle haben allerdings den Nachteil, dass sie eine sehr niedrige Bruchzähigkeit aufweisen, was ihre Anwendbarkeit deutlich einschränkt. Eine Steigerung der Bruchzähigkeit ist konventionell durch eine Erhöhung des Bindemetallgehaltes möglich, was jedoch zu einem Absinken der Härte führt. Idealerweise sollte ein aus Hartmetall bestehendes Werkzeug eine hohe Härte bei gleichzeitig hoher Bruchzähigkeit aufweisen.

US 5,593,474 beschreibt einen gesinterten Gegenstand aus einem Verbundmaterial, der eine Vielzahl von Regionen eines ersten Metallcarbids und eine Vielzahl von Regionen eines zweiten Metallcarbids aufweist, wobei das erste Metallcarbid eine größere Partikelgröße aufweist als das zweite Metallcarbid.

In DE 10 2004 051 288 wurde die Aufgabe adressiert, ein polykristallines Hartstoffpulver mit verbesserter Härte bei gleichbleibender Zähigkeit bereitzustellen. Die Aufgabe wird durch ein polykristallines Hartstoffpulver gelöst, das aus polykristallinen Hartstoffkörnern besteht, die aus Kristallen der Carbide, Nitride und/oder Karbonitride der Übergangsmetalle der vierten, fünften und sechsten Nebengruppe bestehen.

WO 2017/186468 betrifft ein Hartmetall umfassend eine Phase aus Hartstoffkörnern und eine Phase aus einem heterogen verteilten Bindermetall, wobei die Hartstoffkörner eine mittlere Korngröße im Bereich von 1 nm bis 1000 nm aufweisen und das heterogen verteilte Bindermetall im Hartmetall in Form von Binderinseln vorliegt, welche eine mittlere Größe von 0,1 Mm bis 10 Mm und einen mittleren Abstand zwischen den Binderinseln von 1 bis 7 Mm aufweisen.

EP 1 526 189 beschreibt ein Hartmetall umfassend WC, eine Binderphase basierend auf Co, Ni oder Fe und eine g-Phase, wobei die g-Phase eine mittlere Partikelgröße von kleiner 1 M ^m aufweist. Die g-Phase wird dabei durch vorsynthetisierte Mischcarbide in der Form (Me,W)C hergestellt.

CN 103540823 beschreibt eine Hartmetallzusammensetzung, die 40 bis 50 Gew.- % WC, 5 bis 10 Gew.-% Vanadiumcarbid, 3 bis 8 Gew.-% Chromcarbid, 5 bis 9 Gew.-% Titancarbid, 6 bis 11 Gew.-% Tantalcarbid, 2 bis 5 Gew.-% Niobcarbid und 12 bis 18 Gew.-% Cobalt aufweist. Die Partikelgröße des WC liegt dabei im Bereich von 0,1 bis 0,8 Mm.

EP 1 557 230 betrifft einen Hartmetallkörper, der 10 bis 12 Gew.-% Cobalt, weniger als 3 Gew.-% Tantalcarbid, 1 bis 5,5 Gew.-% Niobcarbid und 3 bis 5 Gew.- % Titancarbid aufweist, wobei WC den Rest ausmacht. Das WC weist dabei eine Partikelgröße von 0,4 bis 1,5 pm, insbesondere 0,8 bis 1,5 pm auf.

US 4,698,266 offenbart ein Schneidewerkzeug, das höchsten 70 Gew.-% WC und 5 bis 10 Gew.-% einer Cobaltbinderphase aufweist, wobei der Rest der Zusammensetzung aus Metallcarbiden gebildet wird, die aus der Gruppe TiC, TaC, NbC, HfC und Mischungen davon ausgewählt sind. Die durchschnittliche Korngröße des WC beträgt dabei 0,9 bis 1,3 pm.

Auch wenn bereits einige Lösungsansätze im Stand der Technik angeboten werden, fehlt es weiterhin an einer kommerziellen Lösung für Hartmetalle, die sowohl eine hohe Härte und Verschleißbeständigkeit als auch eine hohe Bruchzähigkeit aufweisen.

Daher ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung ein Hartmetall zur Verfügung zu stellen, das eine verbesserte Kombination von Härte und Bruchzähigkeit aufweist und vorzugsweise auf einfache Art und Weise zugänglich ist.

Es wurde überraschend gefunden, dass diese Aufgabe durch die Bereitstellung eines nanoskaligen beziehungsweise ultrafeinen Hartmetalls auf Basis von Wolframcarbid gelöst wird, das weiterhin eine Metallcarbidphase aufweist, die bei Raumtemperatur in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt. Ein erster Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist daher ein Hartmetall umfassend a) eine Wolframcarbidphase mit einer mittleren Korngröße von 0,05 bis 0,5 mhi, b) eine weitere Metallcarbidphase und c) eine Bindemetallphase, wobei die weitere Metallcarbidphase bei Raumtemperatur in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt, und wobei der Anteil der weiteren Metallcarbidphase im Hartmetall wenigstens 4 Vol.-% beträgt, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls, und wobei die mittlere Korngröße gemäß Linienschnittverfahren nach ISO 4499-2 bestimmt wurde.

Die Umrechnung von Volumenprozent in Gewichtsprozent beziehungsweise die Umrechnung von Gewichtsprozent in Volumenprozent erfolgt dabei gemäß den folgenden Formeln :

wobei rrh den Massenanteil, v, den Volumenanteil und p\ die Dichte der jeweiligen Komponente bezeichnet.

Bei dem erfindungsgemäßen Hartmetall handelt es sich um ein nanoskaliges beziehungsweise ultrafeines Hartmetall, dessen Klassifizierung gemäß ISO 4499- 2 erfolgt.

Im Rahmen der vorliegenden Erfindung beschreibt Hartmetall einen gesinterten Verbundwerkstoff. Die weitere Metallcarbidphase, die bei Raumtemperatur, im Rahmen der vorliegenden Erfindung 25 °C, in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt, wird im Folgenden gleichwertig als kubisches Metallcarbid bezeichnet.

Das erfindungsgemäße Hartmetall weist eine hohe Härte und hohe Bruchzähigkeit auf. Das bei herkömmlichen Hartmetallen auftretende Problem, dass die Bruchzähigkeit mit steigender Härte des Hartmetalls abnimmt, das Material also spröde und brüchig wird, wurde im Fall des erfindungsgemäßen Hartmetalls nicht beobachtet. Ohne an eine bestimmte Theorie gebunden zu sein, wird davon ausgegangen, dass die positiven Eigenschaften des erfindungsgemäßen Hartmetalls insbesondere auf die Kombination der geringen Korngröße des Wolframcarbids und der Anwesenheit der kubischen Metallcarbidphase zurückzuführen sind. Daher weist das in dem erfindungsgemäßen Hartmetall verwendete Wolframcarbid eine mittlere Korngröße von 0,05 bis 0,5 pm, vorzugsweise 0,05 bis 0,23 pm, besonders bevorzugt von 0,05 bis 0,09 pm auf, bestimmt gemäß Linienschnittverfahren nach ISO 4499-2.

In einer weiterhin bevorzugten Ausführungsform ist die Metallcarbidphase, die bei Raumtemperatur in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Titancarbid, Tantalcarbid, Niobcarbid, Hafniumcarbid, Zirkoniumcarbid, Mischungen hiervon und Mischcarbiden dieser Verbindungen.

Vorzugsweise weist die in dem erfindungsgemäßen Hartmetall verwendete Metallcarbidphase eine mittlere Korngröße von 0,3 bis 4,0 pm auf, vorzugsweise 0,5 bis 1,5 pm, bestimmt gemäß Linienschnittverfahren nach ISO 4499-2.

Es wurde überraschend gefunden, dass ein besonders vorteilhaftes Verhältnis von Härte und Bruchzähigkeit erreicht werden konnte, wenn die im erfindungsgemäßen Hartmetall vorhandenen Metallcarbidphasen homogen verteilt sind. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der die im Hartmetall enthaltene Metallcarbidphase in einer regelmäßig wiederkehrenden Verteilung mit einem mittleren Abstand von 0,5 bis 10 pm, vorzugsweise 1 bis 3 pm vorliegt. Der mittlere Abstand kann dabei durch Linearanalyse (Linienschnittverfahren) an Schliffaufnahmen mittels Elektronenmikroskops bestimmt werden und bezieht sich auf den Abstand von Kornmittelpunkt zu Kornmittelpunkt. Ohne an eine bestimmte Theorie gebunden zu sein, wird die besondere homogene Verteilung der Metallcarbidphase im erfindungsgemäßen Hartmetall unter anderem auf den Einsatz eines Wolframcarbidpulvers mit den oben genannten Korngrößen zurückgeführt.

Es hat sich als vorteilhaft herausgestellt, wenn als Ausgangsstoffe für das Wolframcarbid und das kubische Metallcarbid Pulver verwendet werden, die eine bestimmte Partikelgröße aufweisen, wobei als Ausgangsstoff im Rahmen der vorliegenden Erfindung ein ungesintertes Pulver bezeichnet wird. Daher wird in einer bevorzugten Ausführungsform als Ausgangsstoff ein Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Partikelgröße ÜBET von 0,05 bis 0,30 pm, vorzugsweise 0,05 bis 0,25 pm, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,2 pm verwendet. Die mittlere Partikelgröße Ö BET wird aus der Bestimmung der spezifischen Oberfläche nach BET (BET-Oberfläche) des Ausgangsstoffes und durch Umrechnung gemäß der Formel dß _ET = 6/(BET-Oberfläche * Dichte) berechnet. Die spezifische Oberfläche kann mit dem BET-Verfahren gemäß DIN ISO 9277 bestimmt werden. Die Dichte entspricht der physikalischen Dichte des reinen Feststoffs und kann der Literatur entnommen werden, wobei die Dichte für Wolframcarbid in der Regel mit 15,7 g/cm ³ angegeben ist.

Als Ausgangsstoff des kubischen Metallcarbids wird vorzugsweise ein kubisches Metallcarbidpulver eingesetzt, das eine mittlere Partikelgröße d _ßET von 0,3 bis 5 pm, besonders bevorzugt 0,4 bis 1 pm aufweist, bestimmt nach der BET- Oberfläche des Ausgangsstoffes und durch Umrechnung gemäß der Formel dß _ET = 6/(BET-Oberfläche * Dichte). Als Dichte ist die physikalische Dichte des jeweiligen kubischen Karbides zu verwenden. Die Werte können der Literatur entnommen werden.

In einer bevorzugten Ausführungsform handelt es sich bei dem Bindemetall um eine Verbindung ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Cobalt, Eisen, Nickel und Mischungen davon. Besonders bevorzugt ist das Bindemetall Cobalt. In einer weiterhin bevorzugten Ausführungsform handelt es sich bei dem Bindemetall um eine Mischung bestehend aus Eisen, Cobalt und Nickel, wobei der Anteil der jeweiligen Metalle an der Mischung mehr als 1 Ma-% beträgt.

Es wurde überraschend gefunden, dass die alleinige Zugabe der kubischen Metallcarbide wie oben beschrieben keinen Einfluss auf das Kornwachstum während des Herstellungsprozesses hat, so dass zur Reduzierung des Kornwachstums während des Herstellungsprozesses des erfindungsgemäßen Hartmetalls diesem optional Kornwachstumshemmer zugesetzt werden können. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der das Hartmetall weiterhin Kornwachstumshemmer aufweist, vorzugsweise solche, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die aus Vanadiumcarbid, Chromcarbid, Mischungen hiervon und Mischcarbiden dieser Verbindungen besteht. Der Anteil an Kornwachstumshemmer im Hartmetall beträgt dabei vorzugsweise 0,05 bis 6 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.

Im Rahmen der vorliegenden Erfindung hat es sich als vorteilhaft erwiesen, wenn der Anteil an Wolframcarbid im erfindungsgemäßen Hartmetall einen Anteil von 95 Vol.-% nicht übersteigt. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der der Anteil an Wolframcarbid im erfindungsgemäßen Hartmetall 40 bis 90 Vol.-% beträgt, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls. Auf diese Weise können eine ausreichende Härte und Bruchzähigkeit des Hartmetalls sichergestellt werden.

Des Weiteren hat es sich als vorteilhaft erwiesen, den Anteil an Bindemetall im Hartmetall zu begrenzen. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der der Anteil an Bindemetall im erfindungsgemäßen Hartmetall nicht mehr als 40 Vol.-%, vorzugsweise 10 bis 32 Vol.-% beträgt, jeweils bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.

Es hat sich überraschend gezeigt, dass die Härte des Hartmetalls bei gleichbleibender Bruchzähigkeit gesteigert werden kann, wenn der Volumenanteil der weiteren Metallcarbidphase in dem erfindungsgemäßen Hartmetall wenigstens 4 Vol.-% ausmacht. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der der Anteil der weiteren Metallcarbidphase 4 bis 30 Vol.-%, bevorzugt 10 bis 20 Vol.-%, alternativ 25 bis 37 Vol.-%, beträgt, jeweils bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.

In einer besonders bevorzugten Ausführungsform weist das erfindungsgemäße Hartmetall die folgende Zusammensetzung auf: i) 40 bis 90 Vol.-% Wolframcarbidphase; und ii) 10 bis 32 Vol.-% Bindemetallphase, und Rest: weitere Metallcarbidphase, wobei der Anteil an der weiteren Metallcarbidphase wenigstens 4 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls ausmacht und wobei sich die Vol.-% jeweils auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls beziehen und sich zu 100 Vol.-% addieren, optional unter Berücksichtigung weiterer Komponenten wie Kornwachstumshemmer.

Herkömmliche Hartmetalle weisen den Nachteil auf, dass zwar durch Erniedrigung des Gehalts an Bindemetall die Härte gesteigert wird aber dabei die Bruchzähigkeit sinkt. Gleichzeitig kann es zu einer unerwünschten Erhöhung der Wärmeleitfähigkeit kommen. Es wurde überraschend gefunden, dass das erfindungsgemäße Hartmetall eine vorteilhafte Wärmeleitfähigkeit aufweist. In einer bevorzugten Ausführungsform weist das erfindungsgemäße Hartmetall eine Wärmeleitfähigkeit von weniger als 50 W/m*K, vorzugsweise weniger als 40 W/m*K auf, bestimmt mittels Laser Flash Technik bei 40 °C.

Neben einer vorteilhaften Wärmeleitfähigkeit zeichnet sich das erfindungsgemäße Hartmetall weiterhin durch eine verbesserte Bruchzähigkeit aus. Daher ist eine Ausführungsform bevorzugt, in der das erfindungsgemäße Hartmetall eine Bruchzähigkeit von mehr als 8,0 MPa*m ^1/2 aufweist, bestimmt an Vickershärteeindrücken gemäß der Palmquist Methode, wie in Shetty et al. Journal of Materials Science 20 (1985), S. 1873 bis 1882 beschrieben.

Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Hartmetalls, umfassend : i) Bereitstellen einer Pulvermischung umfassend a) Wolframcarbidpulver mit einer mittleren Partikelgröße d _ßET von 0,05 bis 0,3 pm, vorzugsweise 0,05 bis 0,25 pm, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,2 pm; b) ein weiteres Metallcarbidpulver, das bei Raumtemperatur (25 °C) in einer kubischen Kristallstruktur vorliegt und eine mittlere Partikelgröße dß _ET von 0,3 bis 5 pm aufweist; und c) Bindemetallpulver; und ii) Formgeben und Sintern der Mischung.

Die mittlere Partikelgröße d _ßET wird wie oben beschrieben aus der BET-Oberfläche und Umrechnung gemäß der Formel d _ßET = 6/(BET-Oberfläche * Dichte) bestimmt.

Der Anteil an dem weiteren, kubischen Metallcarbidpulver in der Pulvermischung wird dabei so gewählt, dass das erhaltene Hartmetall einen Anteil von wenigstens 4 Vol.-% der kubischen Metallcarbidphase aufweist, bezogen auf das Gesamtvolumen des Hartmetalls.

Als Bindemetallpulver werden vorzugsweise die oben aufgeführten verwendet.

In einer bevorzugten Ausführungsform erfolgt das Formgeben und Sintern der Mischung unter Erhalt eines Hartmetallkörpers. Bei dem Hartmetallkörper kann es sich beispielsweise um ein Bauteil handeln.

In einer bevorzugten Ausführungsform wird das Sintern im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens bei einer Temperatur von 1150 bis 1550 °C vorgenommen. Auf diese Weise ist das erfindungsgemäße Hartmetall mittels eines einfach industriell umsetzbaren Verfahrens zugänglich.

Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wurde überraschend gefunden, dass es zur Herstellung des erfindungsgemäßen Hartmetalls nicht nötig ist, vorsynthetisierte Mischcarbide der Form (Me,W)C zu verwenden, wie im Stand der Technik beschrieben. Vielmehr kann das erfindungsgemäße Hartmetall aus den reinen Metallcarbiden oder deren Mischungen hergestellt werden.

Das erfindungsgemäße Hartmetall ist insbesondere für den Einsatz in Anwendungsbereichen geeignet, in denen eine hohe Härte bei gleichzeitig guter Bruchzähigkeit erforderlich ist. Daher ist ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung die Verwendung des erfindungsgemäßen Hartmetalls zur Herstellung von Werkzeugen. Vorzugsweise handelt es sich bei den Werkzeugen um Werkzeuge mit bestimmten und unbestimmten Schneiden und Werkzeuge zur spanenden Bearbeitung von Werkstoffen aller Art.

Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist ein Bauteil, das durch Formen des erfindungsgemäßen Hartmetalls erhalten wird. Vorzugsweise ist das Bauteil ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Bohrer, Vollhartmetall-Fräser, Wendeschneidplatten, Sägezähne, Umformwerkzeuge, Dichtringe, Pressstempel, Pressmatrizen und Verschleißteile.

Die vorliegende Erfindung wird anhand der folgenden Beispiele näher erläutert, wobei diese keinesfalls als Einschränkung des Erfindungsgedankens zu verstehen sind.

Beispiele

Beispiel 1 :

Als Ausgangspulver wurde ein WC-Pulver mit einem d _BET -Wert von 90 nm, ein Cobaltmetallpulver mit einem dß _ET -Wert von 205 nm, ein TiC-Pulver mit einem d _BET - Wert von 610 nm, ein TaC-Pulver mit einem d _BET -Wert von 370 nm, ein Cr ₃ C2- Pulver mit einem d _BET -Wert von 430 nm und ein VC-Pulver mit einem dß _ET -Wert von 350 nm verwendet. Eine 200 g Mischung aus 62,7 Vol.-% (77 Gew.-%) WC, 15,9 Vol.-% (11 Gew.-%) Co, 12,9 Vol.-% (5 Gew.-%) TiC, 4,4 Vol.-% (5 Gew.- %) TaC, 1,9 Vol.-% (1 Gew.-%) Cr ₃ C2 und 2,2 Vol.-% (1 Gew.-%) VC wurde in n- Heptan für 48 Stunden in einer Kugelmühle gemahlen. Die erhaltene Hartmetalldispersion wurde getrocknet und bei einem Pressdruck von 300 MPa uniaxial zu rechteckigen Probenkörpern mit einer Gründichte > 50 % der für den dichten Körper zu erwartender Dichte (theoretische Dichte) gepresst. Die Probenkörper wurden im Vakuum bei einer Temperatur von 1450 °C und einer Haltezeit von 30 min auf über 95% der theoretischen Dichte verdichtet und nachfolgend in einer Argonatmosphäre bei gleicher Temperatur endverdichtet (SinterHIP-Technologie). Die Probenkörper erwiesen sich im Lichtmikroskop als vollständig dicht. Die Porosität gemäß ISO 4505 entsprach > A02, B00, C00. Die Vickershärte wurde zu 1770 HV10 bestimmt und die Bruchzähigkeit (Kic) wurde mittels der Ausmessung der Risslängen und unter Verwendung der Formel von Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, siehe Referenz oben) zu 9,5 MPa*m ^1/2 berechnet. Die Wärmeleitfähigkeit (WLF) wurde zu 29 W/m*K bestimmt (Messung bei 40 °C mittels der Laser-Flash-Technik).

In Tabelle 1 sind die bestimmten Kennwerte im Vergleich zu einem Hartmetall mit einer Zusammensetzung ohne kubische Metallkarbidzusätze aber ansonsten vergleichbarem Bindemetallgehalt gezeigt.

Beispiel 2 :

Als Ausgangspulver wurde ein WC-Pulver mit einem dBET-Wert von 90 nm, ein Cobaltmetallpulver mit einem dßET-Wert von 205 nm, ein TiC-Pulver mit einem dBET- Wert von 610 nm, ein TaC-Pulver mit einem dBET-Wert von 370 nm, ein Cr3C2- Pulver mit einem dBET-Wert von 430 nm und ein VC-Pulver mit einem dßET-Wert von 350 nm verwendet. Eine 200 g Mischung aus 68,9 Vol.-% (80,6 Gew.-%) WC, 16 Vol.-% (10,6 Gew.-%) Co, 4 Vol.-% (2,6 Gew.-%) TiC, 7 Vol.-% (4,3 Gew.-%) TaC, 1,9 Vol .-% (0,9 Gew.-%) Cr3C2 und 2,2 Vol .-% (1 Gew.-%) VC wurde in n- Heptan für 48 Stunden in einer Kugelmühle gemahlen. Die erhaltene Hartmetalldispersion wurde getrocknet und bei einem Pressdruck von 300 MPa uniaxial zu rechteckigen Probenkörpern mit einer Gründichte > 50 % der für den dichten Körper zu erwartender Dichte (theoretische Dichte) gepresst. Die Probenkörper wurden im Vakuum bei einer Temperatur von 1450 °C und einer Haltezeit von 30 min auf über 95% der theoretischen Dichte verdichtet und nachfolgend in einer Argonatmosphäre bei gleicher Temperatur endverdichtet (SinterHIP-Technologie). Die Probenkörper erwiesen sich im Lichtmikroskop als vollständig dicht. Die Porosität gemäß ISO 4505 entsprach > A02, B00, C00. Die Vickershärte wurde zu 1690 HV10 bestimmt und die Bruchzähigkeit (Kic) wurde mittels der Ausmessung der Risslängen und unter Verwendung der Formel von Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, siehe Referenz oben) zu 9,7 MPa*m ^1/2 berechnet. Die Wärmeleitfähigkeit (WLF) wurde zu 39 W/m*K bestimmt (Messung bei 40 °C mittels der Laser-Flash-Technik).

In Tabelle 1 sind die bestimmten Kennwerte im Vergleich zu den Kennwerten aus Beispiel 1 gezeigt.

Tabelle 1 : Zusammensetzung und erreichte Härte, Bruchzähigkeit und Wärmeleitfähigkeit von nanoskaligen beziehungsweise ultrafeinen Hartmetallen mit einem Bindemetallgehalt von 16 ± 0,2 Vol.-% ohne und mit kubischen Metallcarbidzusätzen (MeC) von 17 und 11 Vol.-%.

Beispiel 3:

Als Ausgangspulver wurde ein WC-Pulver mit einem d _BET -Wert von 90 nm, ein Cobaltmetallpulver mit einem dß _ET -Wert von 205 nm, ein TiC-Pulver mit einem d _BET - Wert von 610 nm, ein TaC-Pulver mit einem d _BET -Wert von 370 nm, ein Cr ₃ C ₂ - Pulver mit einem d _BET -Wert von 430 nm und ein VC-Pulver mit einem dß _ET -Wert von 350 nm verwendet. Eine 200 g Mischung aus 68,5 Vol.-% (79,1 Gew.-%) WC, 10 Vol.-% (6,5 Gew.-%) Co, 10,1 Vol.-% (3,7 Gew.-%) TiC, 9 Vol.-% (9,6 Gew.- %) TaC, 1,2 Vol.-% (0,6 Gew.-%) Cr ₃ C ₂ und 1,2 Vol.-% (0,5 Gew.-%) VC wurde in n-Heptan für 44 Stunden in einer Kugelmühle gemahlen. Die erhaltene Hartmetalldispersion wurde getrocknet und bei einem Pressdruck von 300 MPa uniaxial zu rechteckigen Probenkörpern mit einer Gründichte > 50 % der für den dichten Körper zu erwartender Dichte (theoretische Dichte) gepresst. Die Probenkörper wurden im Vakuum bei einer Temperatur von 1460 °C und einer Haltezeit von 30 min auf über 95% der theoretischen Dichte verdichtet und nachfolgend in einer Argonatmosphäre bei gleicher Temperatur endverdichtet (SinterHIP-Technologie). Die Probenkörper erwiesen sich im Lichtmikroskop als vollständig dicht. Die Porosität gemäß ISO 4505 entsprach > A02, B00, C00. Die Vickershärte wurde zu 2020 HV10 bestimmt und die Bruchzähigkeit (Kic) wurde mittels der Ausmessung der Risslängen und unter Verwendung der Formel von Shetty (Shetty 1985 - Indentation fracture of WC-Co cermets, siehe Referenz oben) zu 8,5 MPa*m ^1/2 berechnet. Die Wärmeleitfähigkeit (WLF) wurde zu 35 W/m*K bestimmt (Messung bei 40 °C mittels der Laser-Flash-Technik).

In Tabelle 2 sind die bestimmten Kennwerte im Vergleich zu einem Hartmetall mit einer Zusammensetzung ohne kubische Metallkarbidzusätze aber ansonsten vergleichbarem Bindemetallgehalt gezeigt.

Tabelle 2: Zusammensetzung und erreichte Härte, Bruchzähigkeit und Wärmeleitfähigkeit von nanoskaligen beziehungsweise ultrafeinen Hartmetallen mit einem Bindemetallgehalt von 10 ± 0,2 Vol.-% ohne und mit kubischen Metallcarbidzusätzen (MeC)

Wie aus den Tabellen 1 und 2 ersichtlich, weisen die erfindungsgemäßen Hartmetalle gemäß den Beispielen eine gegenüber herkömmlichen Hartmetallen verbesserte Bruchzähigkeit und eine geringere Wärmeleitfähigkeit, ohne dass die Vickers-Härte der erfindungsgemäßen Hartmetalle im Rahmen der akzeptierten Toleranz von ± 20 HV10 beeinträchtigt wurde.

Figure 1 zeigt ein Rasterelektronenbild eines erfindungsgemäßen Hartmetalls, das die regelmäßig wiederkehrende Verteilung der weiteren Metallcarbidphase mit einem mittleren Abstand von ca. 1 bis 3 pm aufzeigt. Die Aufnahme wurden an einem Elektronenmikroskop mit ESB-Detektor bei einer Beschleunigungsspannung von 2 kV und einer 10000-fachen Vergrößerung aufgenommen. Dabei zeigt

1 - Wolframcarbidphase

2 - kubische Metallcarbidphase

3 - Bindemetallphase.

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