WO1998040525A1 - Hartmetall- oder cermet-sinterkörper und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Hartmetall- oder cermet-sinterkörper und verfahren zu dessen herstellung Download PDF

Info

Publication number
WO1998040525A1
WO1998040525A1 PCT/DE1998/000674 DE9800674W WO9840525A1 WO 1998040525 A1 WO1998040525 A1 WO 1998040525A1 DE 9800674 W DE9800674 W DE 9800674W WO 9840525 A1 WO9840525 A1 WO 9840525A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
sintering
platelets
microwave
sintered body
hard
Prior art date
Application number
PCT/DE1998/000674
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Klaus RÖDIGER
Klaus Dreyer
Monika Willert-Porada
Thorsten Gerdes
Original Assignee
Widia Gmbh
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from DE19725914A external-priority patent/DE19725914A1/de
Application filed by Widia Gmbh filed Critical Widia Gmbh
Priority to DE59801638T priority Critical patent/DE59801638D1/de
Priority to AT98919052T priority patent/ATE206481T1/de
Priority to EP98919052A priority patent/EP0966550B1/de
Priority to US09/367,004 priority patent/US6293986B1/en
Publication of WO1998040525A1 publication Critical patent/WO1998040525A1/de

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/23—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces involving a self-propagating high-temperature synthesis or reaction sintering step
    • 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
    • C22C1/058—Mixtures of metal powder with non-metallic powder by reaction sintering (i.e. gasless reaction starting from a mixture of solid metal compounds)
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Definitions

  • the invention relates to a hard metal or cermet sintered body, consisting of at least one WC containing hard material phase and a binder phase as well as embedded WC platelets (plate-like reinforcing materials).
  • a hard metal composite body made of hard material phases such as tungsten carbide and / or carbides or nitrides of the elements of the IVa or Va group of the periodic table, of reinforcing materials and of a binder metal phase such as cobalt, iron or nickel is known from EP 0 448 572 B1 is known as the reinforcing materials either single-crystal platelet-shaped reinforcing material made of borides, carbides, nitrides or carbonitrides of the elements of the IVa or Vla group of the periodic table or mixtures thereof or of SiC, Si 3 N, Si 2 N 2 0,
  • Reinforcement materials made of SiC, Si 3 N4, Si 2 N 2 0, Al 2 0 3 , Zr0 2 ,
  • A1N and / or BN has.
  • the proportion of the reinforcing materials is 2 to 40% by volume, preferably 10 to 20% by volume.
  • US-A-3 647 401 describes anisodimensional tungsten carbide platelets with a maximum dimension between 0.1 to 50 and a largest dimension which is at least three times as large as the smallest dimension. These platelets are bound by cobalt, which is present in an amount of 1 to 30% based on the total body weight. The body has a density of 95% of the theoretical maximum density.
  • CH 522 038 describes a cemented cemented carbide body containing tungsten carbide particles, the mean grain size of which is smaller than 1 ⁇ m, at least 60% of the particles being smaller than 1 ⁇ m.
  • the metal phase content is between 1 to 30% and is composed of 8 to 33% by weight of tungsten and 67 to 62% by weight of cobalt.
  • the largest areas of the anisodimensional WC particles should be oriented practically parallel to a reference line.
  • WO 96/22399 describes a multiphase sintered body which has a first hard phase made of carbides, nitrides, carbonitrides or carbooxynitrides of the elements of the IVa, Va or Vla metals of the periodic table.
  • the second phase consists of a solid solution with particle sizes between 0.01 and 1 / im of carbides, nitrides, carbonitrides and carbooxynitrides of at least two elements of the IVa to Vla group of the periodic table.
  • the binder is composed of cobalt, nickel, iron, chromium, molybdenum and tungsten, as well as mixtures thereof.
  • the sintered body can contain WC platelets made of tungsten carbide with a size between 0.1 and 0.4 p, which are to be formed in situ.
  • microwaves describes electromagnetic radiation in the frequency range of approximately IO 8 to 10 11 Hz (corresponding to a wavelength in a vacuum of approximately 1 mm to 1 m).
  • Commercially available microwave generators generate monochromatic radiation, ie waves with a certain frequency.
  • Generators with 2.45 • IO 9 Hz, which corresponds to a wavelength of 12 cm, are widespread.
  • thermal radiation (Planckian radiation) has a very large frequency bandwidth and in typical sintering processes it has its energy maximum at a wavelength of 1 to 2 ⁇ m. Matter, which is exposed to electromagnetic radiation, can heat up due to the interaction with the field and thereby withdraw energy from the wave field. Since this interaction is strongly frequency-dependent, matter is also heated in the microwave field and by thermal radiation due to various heating mechanisms.
  • the interaction of matter with a microwave field takes place via the electrical dipoles or free charges present in the material.
  • the range of absorption properties of materials for microwaves ranges from transparent (oxide ceramics, some organic polymers) to partially transparent (oxide ceramics, non-oxide ceramics, filled polymers, semiconductors) to reflective (metals).
  • the behavior of a material in the microwave field depends on the microwave frequency and to a large extent on the temperature: material that is microwave-transparent at room temperature can absorb or reflect strongly at elevated temperatures. For most substances, the depth of penetration of the microwaves is much greater than that for infrared radiation, which, depending on the sample size, has the result that the material - in contrast to "skin heating" with infrared radiation - can be heated in volume with microwaves.
  • the penetration depth of microwaves with a frequency of 2.45 GHz at a temperature of 20 ° C (calculated from the measurement of the dielectric constant) is different for different substances and has the following values: 1.7 ⁇ m for aluminum, 2.5 ⁇ m for cobalt
  • a sufficiently fine division of the metallic phases in a mixture with non- or semiconductor powders results in an extremely effective heating system which, microscopically speaking, is based on "ohmic losses" between the grains and high-frequency eddy currents on the single grain.
  • the different behavior of solid bodies and powder-metallurgical pressed bodies in the microwave field can be clearly seen from the penetration depths cited above. More detailed investigations show that the penetration depth of the microwaves in metal or semiconductor compacts also depends on the microwave field strength and becomes significantly lower at higher power densities. This phenomenon is attributed to the shielding of the sample by electrically conductive plasmas, which are ignited in the edge area of the porous compact after the dielectric strength has been reached in the pores.
  • thermofravimetry shows the thermofravimetry, the dilatometry and the dynamic differential calometry in a reaction sintering as a function of the temperature
  • FIG. 3 SEM image of a structure of reaction-sintered WC-6Co hard metals made of 2.4 ⁇ m W powder, which is produced with and without VC by microwave sintering (Fig. A, c) and by conventional sintering (Fig. B, d) has been,
  • Fig. 5 is a SEM image of a hard metal body according to the invention
  • Fig. 1 shows schematically the structure of a suitable oven.
  • the microwave with a frequency of 2.45 GHz is generated by a magnetron and guided into the metal resonator housing.
  • the hard metal sinter batch is located inside the resonator and is surrounded by a microwave-transparent, thermal insulation. If the resonator is designed accordingly, the batch is in a homogeneous magnetic field and is heated homogeneously.
  • the batch temperature and the coupled microwave power are used to control the microwave sintering process with a microprocessor.
  • tungsten powder can no longer be carburized in a separate process step, but rather by integrating carburizing into the sintering process.
  • the compacts are produced in the usual way of shaping, starting from a mixture of tungsten, carbon and cobalt powder instead of the tungsten carbide-cobalt powder mixture.
  • the resulting heat of reaction contributes to additional heating in the volume of the compact and enables the sintering process to be shortened.
  • 2 shows the thermogravimetry (TG, DTG), the dilatometry (DIL, DDIL) and the dynamic differential calorimetry (DSC) of a reaction sintering of a WC-6 M% Co hard metal for temperatures from 500 ° C.
  • the endothermic reduction of the oxides present in the tungsten powder can be seen on the DSC signal from 750 "C, which corresponds to the corresponding decrease in mass in thermogravimetry and a first shrinkage stage of the sample in the dilatometer signal.
  • reaction-sintered hard metals Due to the elimination of the separate carburization step and the shortened thermal treatment, the structure of reaction-sintered hard metals has a much finer microstructure than conventionally sintered materials.
  • reaction sintering is carried out using microwave radiation (MWRS), on the one hand a further refinement of the structure is possible, and on the other hand the residual porosity can be significantly reduced compared to conventional reaction sintering (RS).
  • MWRS microwave radiation
  • RS conventional reaction sintering
  • HV30 The Vickers hardness was 1560 after conventional sintering, 1630 after microwave sintering, 1720 after conventional reaction sintering, and 1770 after microwave reaction sintering.
  • reaction sintering in particular microwave reaction sintering, this process offers great potential for simplifying and shortening the process flow and for saving energy in the production of hard metals.
  • upstream and downstream process steps such as mixing, breaking, crushing, etc., are also omitted.
  • a process time gain can also be achieved in this way.
  • WC-6 M% Co-hard metals with differently fine tungsten powders were manufactured using conventional (RS) and microwave heating (MWRS).
  • the tungsten powders used had an average grain size of 0.4 ⁇ m, 1 ⁇ m and 2.4 ⁇ m (both FSSS) with doping of 0.2 M% VC or missing VC.
  • a quality with an FSSS value of 1.6 ⁇ m was used as the cobalt powder.
  • the microwave reaction sintering process can thus be used to produce dense composite bodies in which WC platelets are embedded in an ultra-fine hard metal matrix with high hardness and strength. These platelets serve as a mechanical reinforcement of the hard metal and are known to increase wear resistance and impact resistance when using this composite body as a cutting material for machining.
  • the present invention can be characterized as follows:
  • the invention has for its object to bring about a simultaneous increase in hardness and toughness in hard metal or Cemert sintered bodies of the type mentioned.
  • the method according to the invention is in no way limited to a possible unimodal initial grain size distribution; rather, powders with a wide or bimodal size distribution can also be used.
  • the sintering of hard metals and cermets in the microwave field enables the structure to be refined compared to conventional sintering technology due to the heating mechanisms described and the shorter sintering times and low sintering temperatures that can be achieved as a result.
  • microwave reaction sintering with mixtures of metallic tungsten powders, carbon and cobalt leads to finer structures than conventional production with WC-Co as the starting material.
  • the reaction sintering of powders which contain both tungsten and carbon, but which can also contain WC in the starting mixture can be carried out completely or as partial reaction sintering, the partial proportions of the reaction sintering being between 1% and 100% (based on the complete sintering process) be.
  • the grain growth in the sintered body can be controlled.
  • the WC platelet growth can also be controlled via the partial proportion of the reaction sintering, as a result of which the platelet concentration in the sintered body can be controlled.
  • the volume fraction of the WC platelets in the total sintered body volume is preferably up to 25 vol%.
  • the platelet portion measured as the area portion of a metallographic cut, should be max. Amount to 20%, whereby all WC crystals are counted with a length / width ratio, the so-called aspect ratio of greater than 3.
  • the maximum aspect ratio is preferably max. 10 + 1.
  • the rate of growth can be controlled.
  • Additional control options result from the addition of grain growth inhibitors, such as, in particular, VC, preferably in the size of 0.2% by mass, which promote platelet growth at the expense of giant grain growth.
  • grain growth inhibitors such as, in particular, VC
  • further control options can be achieved via the temperature holding times and the temperature level during sintering.
  • microwave reaction sintering is that a more homogeneous structure, better compaction, i.e. a lower residual porosity can be achieved as well as shorter sintering times and lower sintering temperatures. This results in lower manufacturing costs.
  • UV powder 0.2% addition of VC, 6% copowder with a grain size of 1.6 ⁇ m and a stoichiometric addition of carbon in the form of carbon black are mixed and with the addition of acetone 36 Hours were milled in a ball mill before 2% wax was then added as a pressing aid, distilled off and granulated.
  • the granules were pressed into green bodies by means of die presses and heated in the microwave sintering oven at 500 ° C./hour to 900 ° C. and then with the onset of the carburization reaction heated to the sintering temperature of 1350 ° C within 10 min using microwaves. After a waiting time of 20 minutes, the sample is cooled by switching off the microwave heating.

Landscapes

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

Abstract

Die Erfindung betrifft einen Hartmetall- oder Cermet-Sinterkörper, der aus mindestens einer WC enthaltenden Hartstoffphase und einer Binderphase sowie eingelagerten WC-Platelets besteht, der zumindest zeitweise durch eine direkte Mikrowelleneinstrahlung gesintert worden ist. Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung dieses Körpers, bei dem die zur Bildung der Phasen sowie Platelets notwendigen Stoffe jeweils in Pulverform vorgepreßt und anschließend in einem Mikrowellenfeld von 0,01 bis 10 W/cm3 Energiedichte einem Reaktionssintern unterzogen werden.

Description

Beschreibung
Hartmetall- oder Cermet-Sinterkörper und Verfahren zu dessen Herstellung
Die Erfindung betrifft einen Hartmetall- oder Cermet-Sinterkörper, bestehend aus mindestens einer WC enthaltenden Hartstoff- phase und einer Binderphase sowie eingelagerten WC-Platelets (plättchenförmige Verstärkungsmaterialien) .
Ein Hartmetall erbundkörper aus Hartstoffphasen, wie Wolfram- carbid und/oder Carbiden bzw. Nitriden der Elemente der IVa- oder Va-Gruppe des Periodensystemes , aus Verstärkungsmateria- lien und aus einer Bindemetallphase, wie Cobalt, Eisen oder Nickel ist aus der EP 0 448 572 Bl bekannt, der als Verstärkungsmaterialien entweder einkristallines plättchenförmiges Verstärkungsmaterial aus Boriden, Carbiden, Nitriden oder Car- bonitriden der Elemente der IVa- oder Vla-Gruppe des Periodensystemes oder Mischungen hiervon oder aus SiC, Si3N , Si2N20,
A1203, Zr0 , A1N und/oder BN bzw. einkristalline nadeiförmige
Verstärkungsmaterialien aus SiC, Si3N4, Si2N20, Al203, Zr02,
A1N und/oder BN aufweist. Der Anteil der Verstärkungsmaterialien beträgt 2 bis 40 Vol.%, vorzugsweise 10 bis 20 Vol.%.
Die US-A-3 647 401 beschreibt anisodimensionale Wolframcarbid- Platelets mit einer maximalen Dimension zwischen 0,1 bis 50 und einer größten Ausdehnung, die wenigsten dreimal so groß ist wie die kleinste Ausdehnung. Diese Platelets sind durch Cobalt gebunden, das in einer Menge von 1 bis 30 % bezogen auf das Gesamtkörpergewicht vorliegt. Der Körper hat eine Dichte von 95 % der theoretisch maximalen Dichte.
Die CH 522 038 beschreibt einen WC enthaltenden Sinterhartmetallkörper mit Wolframcarbidteilchen, deren mittlere Korngröße kleiner als 1 μm ist, wobei mindestens 60 % der Teilchen kleiner als 1 μm sind. Der Metallphasenanteil liegt zwischen 1 bis 30 % und setzt sich aus 8 bis 33 Gew.% Wolfram und 67 bis 62 Gew.% Cobalt zusammen. Die anisodimensionalen WC-Teilchen sollen mit ihren größten Flächen praktisch parallel zu einer Bezugslinie orientiert sein.
Schließlich beschreibt die WO 96/22399 einen mehrphasigen Sinterkörper, der eine erste Hartphase aus Carbiden, Nitriden, Carbonitriden oder Carbooxinitriden der Elemente der IVa-, Va- oder Vla-Metalle des Periodensystemes aufweist. Die zweite Phase besteht aus einer festen Lösung mit Korngrößen zwischen 0,01 bis 1 /im aus Carbiden, Nitriden, Carbonitriden und Carbooxinitriden von wenigsten zwei Elementen der IVa- bis Vla-Gruppe des Periodensystemes. Der Binder setzt sich aus Cobalt, Nickel, Eisen, Chrom, Molybdän und Wolfram sowie Mischungen hiervon zusammen. Der Sinterkörper kann WC-Platelets aus Wolframcarbid mit einer Größe zwischen 0,1 und 0,4 p enthalten, die in-situ-gebildet werden sollen.
Seit der Erfindung und Herstellung der ersten WC-Co-Hartmetalle vor mehr als 70 Jahren gingen die Aktivitäten in den For- schungs- und Entwicklungslabors dahin, die Eigenschaften dieser Legierungen zu verbessern und für die wachsenden Einsatzfelder zu optimieren. Speziell im Bereich der spanenden Verarbeitung - ein Haupteinsatzgebiet für Hartmetalle - wurden im Zuge der Weiterentwicklung der zu bearbeitenden Werkstoffe immer wieder neue Hartmetallegierungen entwickelt, die nicht nur die Verschleißbeständigkeit, sondern gleichzeitig auch die Zähigkeit des Schneidkörpers erhöhten. Wichtige Etappen in dieser Entwicklungsgeschichte stellen die Beschichtung von Hartmetall- Substraten mit harten und verschleißbeständigen Schichten sowie in neuerer Zeit die Einführung von Feinst- und Ultrafeinstkornhartmetallen dar, bei welchen die gleichzeitige Steigerung von Härte und Biegefestigkeit mit abnehmender Carbidgröße möglich wird.
Besonders bei der Herstellung von Ultrafeinstkornlegierungen aus ultrafeinen und nanofeinen Ausgangspulvern wird aber auch deutlich, daß die konventionellen Produktionsverfahren aufgrund der Probleme bei der Verarbeitung der Pulver und der Kornvergrößerung beim Sintern offensichtlich an Grenzen stoßen.
Hier stellt sich die Frage, in wie weit die konventionellen Herstellungsverfahren für die Weiterentwicklung von Hartmetallegierungen nicht ebenfalls neu- bzw. weiterentwickelt werden müssen, um neue Konzepte von Verbundschneidstoffen mit verbesserten Eigenschaften technisch und wirtschaftlich möglich zu machen. Hierzu bietet sich als eine neue Technik, die gänzlich neue Lösungswege anbietet, die Sinterung von Hartmetallen im Mikrowellenfeld an.
Mit der Bezeichnung Mikrowellen wird eine elektromagnetische Strahlung im Frequenzbereich von ca. IO8 bis 1011 Hz (entsprechend einer Wellenlänge im Vakuum von rund 1 mm bis 1 m) beschrieben. Handelsübliche Mikrowellengeneratoren erzeugen eine monochromatische Strahlung, d.h. Wellen mit einer bestimmten Frequenz. Weit verbreitet sind Generatoren mit 2,45 • IO9 Hz, was einer Wellenlänge von 12 cm entspricht. Im Gegensatz dazu besitzt die thermische Strahlung (Plancksche Strahlung) eine sehr große Frequenzbandbreite und bei typischen Sinterprozessen hat sie ihr Energiemaximun bei einer Wellenlänge von 1 bis 2 μm. Materie, die einer elektromagnetischen Strahlung ausgesetzt wird, kann sich infolge der Wechselwirkung mit dem Feld erwärmen und entzieht dabei dem Wellenfeld Energie. Da diese Wechselwirkung stark frequenzabhängig ist, erfolgt auch die Erwärmung von Materie im Mikrowellenfeld und durch thermische Strahlung aufgrund verschiedener Aufheizmechanismen.
Die meisten festen Stoffe haben in Infrarotwellenlängenbereich hinreichend stark Absorptionsbanden und lassen sich durch Wärmestrahlung, die an der Körperoberfläche absorbiert wird, erwärmen. Der Transport der Wärmeenergie ins Körperinnere erfolgt dabei in der Regel über die Wärmeleitung, woraus ein Temperaturgradient im Körper von innen nach außen resultiert. Befindet sich in einem Sinterofen ein Haufwerk von Teilen (Sintercharge), das durch einen peripheren Heizleiter erwärmt wird, so bildet sich aus analogen Gründen wie bei einem Einzel- körper ein Temperaturgradient außerhalb der Sintercharge aus . Möchtet man eine gewissen Temperaturhomogenität innerhalb der Sintercharge gewährleisten, d.h. den Temperaturgradienten klein halten, so ist dadurch die Aufheizrate durch die thermische Trägheit der Charge und des Ofens nach oben begrenzt. Somit sind gewissen Mindestverweilzeiten bei entsprechenden Temperaturen vorgegeben.
Die Wechselwirkung von Materie mit einem Mikrowellenfeld erfolgt über die im Material vorhandenen elektrischen Dipole oder freien Ladungen. Die Skala der Absorptionseigenschaften von Stoffen für Mikrowellen reicht von transparent (Oxidkeramik, einige organische Polymere), über teildurchlässig (Oxidkeramik, Nichtoxidkeramik, gefüllte Polymere, Halbleiter) bis reflektierend (Metalle). Des weiteren ist das Verhalten eines Materials im Mikrowellenfeld von der Mikrowellenfrequenz und in hohem Maße von der Temperatur abhängig: Material, das bei Zimmertemperatur mikrowellentransparent ist, kann bei erhöhtem Temperaturen stark absorbieren oder reflektieren. Für die meisten Stoffe ist die Eindringtiefe der Mikrowellen wesentlich größer als die für Infrarotstrahlung, was in Abhängigkeit von der Probengröße zur Folge hat, daß das Material - im Gegensatz zur "Skin-Heizung" bei Infrarotstrahlung - mit Mikrowellen im Volumen aufgeheizt werden kann. Die Eindringtiefe von Mikrowellen der Frequenz 2,45 GHz bei einer Temperatur von 20°C (berechnet aus der Messung der Dielektrizitätskonstanten) ist bei verschiedenen Stoffen unterschiedlich groß und besitzt folgende Werte: 1,7 μm für Aluminium, 2,5 μm für Cobalt
(als Beispiel für Metalle), 4,7 μm für WC und 8,2 μm für TiC (als Beispiel für massive Halbleiter), 10 m für A1203 und
1,3 cm für H 0 (als Beispiel für Isolatoren) und 7,5 cm für WC mit 6 M% Co, 31 cm für A1203 mit 10 M% AI und 36 cm für A1203 mit 30 M% TiC (als Beispiel für Pulvermetallgrünlinge). Das Sintern von keramischen Werkstoffen, wie Siliciumnitrid, Aluminiumoxid oder einer Mischkeramik im Mikrowellenfeld ist seit mehr als 10 Jahren bekannt. Doch seit Beginn der weltweiten Aktivitäten auf dem Gebiet der Mikrowellensinterüng herrscht die Meinung vor, daß diese Technologie für die Sinterung von Werkstoffen mit hoher elektrischer Leitfähigkeit, wie z.B. Hartmetalle, nicht anwendbar sei. Diese Auffassung basierte auf der Tatsache, daß massive, metallische Körper praktisch nicht zu erwärmen sind, da sie aufgrund ihrer hohen elektrischen Leitfähigkeit Mikrowellen gut reflektieren und nur eine wenige Mikrometer dicke Oberflächenschicht durch Wirbel- ströme erwärmt werden kann, überraschenderweise ergab sich jedoch, daß das Dissipationsverhalten pulvermetallurgisch hergestellter metallisch-keramischer Preßkörper im Mikrowellenfeld nicht nur von der elektrischen Leitfähigkeit der beteiligten Phasen, sondern in hohem Maße von der MikroStruktur abhängt und eine effektive Erwärmung metallischer Pulver sehr wohl möglich ist. Bei einer ausreichend feinen Zerteilung der metallischen Phasen in einem Gemisch mit Nicht- oder Halbleiterpulvern (wie z.B. WC-Co-Pulverpreßkörpern) ergibt sich eine äußerst effektive Heizung, die mikroskopisch gesehen auf "Ohmschen Verlusten" zwischen den Körnern und hochfrequenten Wirbelströmen am Einzelkorn basiert. Aus den vorstehend zitierten Eindringtiefen ist das unterschiedliche Verhalten von massiven Körpern und pulvermetallurgischen Preßkörpern im Mikrowellenfeld deutlich zu erkennen. Genauere Untersuchungen zeigen, daß die Eindringtiefe der Mikrowellen in Metall- bzw. Halbleiter-Preßkörpern auch von der Mikrowellenfeldstärke abhängt und bei höheren Leistungsdichten deutlich geringer wird. Diese Phänomen wird zurückgeführt auf die Abschirmung der Probe durch elektrisch leitfähige Plasmen, die im Randbereich der porösen Preßkörper nach Erreichen der elektrischen Durchschlagsfestigkeit in den Poren gezündet werden.
Unter Beachtung der Besonderheiten der Wechselwirkung von Mikrowellen mit den eingesetzten pulvermetallurgischen Grünlin- gen lassen sich Hartmetalle mittels Mikrowellenstrahlung bis zur theoretischen Enddichte sintern.
Die Erfindung wird im folgenden anhand der Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen
Fig. 1 den schematischen Aufbau eines Mikrowellenofens,
Fig. 2 die Thermofravimetrie, die Dilatometrie und die dynamische Differenzkalometrie bei einer Reaktionssinterung in Abhängigkeit von der Temperatur,
Fig. 3 REM-Aufnähme eines Gefüges von reaktionsgesinterten WC-6Co-Hartmetallen aus 2,4 μm W-Pulver, das mit und ohne VC durch Mikrowellensintern (Abb. a, c) und durch konventionelles Sintern (Abb. b, d) hergestellt worden ist,
Fig. 4 entsprechende REM-Aufnähme wie zu Fig. 3 mit der Maßgabe, daß 0,4 μm W-Pulver verwendet worden ist,
Fig. 5 eine REM-Aufnähme eines erfindungsgemäßen Hartmetallkörpers
Fig. 1 zeigt schematisch den Aufbau eines dafür geeigneten Ofens. Die Mikrowelle mit einer Frequenz von 2,45 GHz wird von einem Magnetron erzeugt und in das metallische Resonatorgehäuse geführt. Innerhalb des Resonators befindet sich die Hartmetall- Sintercharge, die mit einer mikrowellentransparenten, thermischen Isolierung umgeben ist. Bei entsprechender Auslegung des Resonators befindet sich die Charge in einem homogenen Magnetfeld und wird homogen erwärmt. Die Messung der Chargentemperatur sowie der eingekoppelten Mikrowellenleistung dienen zur Regelung des Mikrowellensinterprozesses mit einem Mikroprozessor. Vergleiche der Sinterprofile einer Mikrowellensinterung zu einer konventionellen Sinterung in vergleichbar großen Öfen haben ergeben, daß der Sinterzyklus (ohne die Abkühlphase) zeitlich um einen Faktor 3 bei der Mikrowellensinterung verkürzt werden kann. Der Verbrauch an elektrischer Energie bei der Mikrowellensintertechnologie beträgt hier durch die Prozeßzeitreduzierung und die durch die geringere Heizleistung während des Sinterns nur noch einen Bruchteil der Werte für die konventionelle Sintertechnologie. Mit einer Mikrowellensinte- rung lassen sich Hartmetalle und auch Cermets mit hohem Bindemetallgehalt (von z.B. 25 Massen%) wie auch mit niedrigem Bindemetallgehalt (von beispielsweise 4 Massen%) bei Temperaturen, die 50 bis 100 K unter denen bei der konventionellen Sinterung liegen, drucklos dicht sintern. Der Vergleich mit einer konventionellen Sinterung zeigt, daß der Hauptteil der Verdichtung beim Mikrowellensintern bei wesentlich tieferen Temperaturen noch unterhalb der Eutektikumstemperatur stattfindet. Das verbesserte Verdichtungsverhalten zeigt sich auch in dem gleichzeitigen Abbau der offenen und geschlossenen Porosität beim Mikrowellensintern. Aufgrund der kürzeren Sinterzeiten und niedrigeren Sintertemperaturen zeigen die mikrowellengesinterten Hartmetalle ein feineres Gefüge und damit eine Härtesteigerung bis zu 10 %. Im Einsatz als Schneidwerkzeug beim Drehen von Gußeisen zeigte die mikrowellengesinterte Variante Vorteile beim Freiflachenverschleißverhalten . Das Mikrowellensintern von Cermets, Hartmetallen und pulvermetallurgischen Stählen wird beispielsweise in der WO 96/33830 beschrieben, worauf hiermit ergänzend verwiesen wird.
Ein weiterer Schritt in Richtung der Optimierung von Fertigungsverfahren und einer weiteren Kornverfeinerung stellt das Reaktionssintern von Hartmetallen dar. So kann beispielsweise Wolframpulver nicht mehr in einem getrennten Verfahrensschritt carburiert werden, sondern dadurch, daß das Carburieren in den Sinterprozeß integriert wird. Die Preßkörper werden auf dem üblichen Weg der Formgebung hergestellt, indem anstelle der Wolframcarbid-Cobalt-Pulvermischung von einer Mischung von Wolfram-, Kohlenstoff- und Cobaltpulver ausgegangen wird. Die exotherme Carburierungsreaktion des Wolframs und des Kohlenstoffes zu Wolframcarbid, mit einer Wärmetönung von 38 kJ/ ol , findet nach der Binderaustreibung des Preßkörpers bei einer Temperatur von rund 930° C statt. Die entstehende Reaktionswärme trägt zur zusätzlichen Aufheizung im Volumen des Preßkörpers bei und ermöglicht eine Verkürzung des Sinterprozesses. In Fig. 2 ist die Thermogravimetrie (TG, DTG), die Dilatometrie (DIL, DDIL) und die dynamische Differenzkalorimetrie (DSC) einer Reaktionssinterung eines WC-6 M% Co-Hartmetalles für Temperaturen ab 500° C dargestellt. Am DSC-Signal ist ab 750"C die endotherme Reduktion der im Wolframpulver vorhandenen Oxide zu erkennen, die mit der entsprechenden Massenabnahme in der Thermogravimetrie und einer ersten Schrumpfungsstufe der Probe im Dilatometersignal korrespondiert. Bei rund 930° C erkennt man am exothermen Ausschlag des DSC-Signales die Carburierung des Wolframs, verbunden mit einer weiteren Schrumpfung der Probe. Bei 1290° C bildet sich die flüssige Phase, zu diesem Zeitpunkt ist die Schrumpfung der Probe schon fast abgeschlossen.
Aufgrund des entfallenden separaten Carburierungsschrittes und der damit verkürzten thermischen Behandlung weisen die Gefüge von reaktionsgesinterten Hartmetallen eine deutlich feinere MikroStruktur auf als konventionell gesinterte Materialien.
Wird die Reaktionssinterung unter Einsatz von Mikrowellenstrahlung ausgeführt (MWRS), ist zum einen eine weitere Verfeinerung des Gefüges möglich, zum anderen kann die Restporosität gegenüber der konventionellen Reaktionssinterung (RS) deutlich erniedrigt werden. Beim Einsatz gleicher Wolframpulver vom konventionellen Sinterprozeß zum Mikrowellensinterprozeß, zum konventionellen Reaktionssintern und schließlich zur Mikrowellenreaktionssinterung ist eine fortgesetzte Reduzierung der WC-Korngrößen und damit verbunden eine Steigerung der Härte möglich. Die Vickers-Härte (HV30) betrug nach dem konventionellen Sintern 1560, nach dem Mikrowellensintern 1630, nach dem konventionellen Reaktionssintern 1720 und nach dem Mikrowellenreaktionssintern 1770. Neben den erwähnten materialspezifischen Vorteilen des Reakti- onssinterns, insbesondere des Mikrowellen-Reaktionssinterns, bietet dieses Verfahren ein großes Potential zur Vereinfachung und Verkürzung des Prozeßablaufes sowie zur Energieeinsparung bei der Herstellung von Hartmetallen. Außer der bei hohen Temperaturen ablaufenden Carburierung fallen auch vor- und nachgeschaltete Prozeßschritte, wie das Mischen, Brechen, Zerkleinern usw. fort. Auch hierdurch kann ein Prozeßzeitgewinn erreicht werden .
Die Herstellung eines Cermets oder Hartmetalles nach einem solchen Verfahren wird in der deutschen Patentanmeldung 196 01 234.1 beschrieben.
Um die Auswirkungen der Primär-Wolframteilchengröße und die Zugabe von VC als Kornwachstumsinhibitor beim Reaktionssintern zu prüfen, wurden WC-6 M% Co-Hartmetalle mit unterschiedlich feinen Wolframpulvern mittels konventioneller (RS) und Mikrowellenheizung (MWRS) hergestellt. Die eingesetzten Wolframpul- ver hatten eine mittlere Korngröße von 0,4 μm, 1 μm und 2,4 μm (jeweils FSSS) bei Dotierungen von 0,2 M% VC oder fehlendem VC. Als Cobaltpulver kam jeweils eine Qualität mit einem FSSS-Wert von 1,6 μm zum Einsatz. Aus Gründen der Vergleichbarkeit wurden unabhängig von der Feinheit der Wolframpulver alle RS-Proben bei einer Temperatur von 1430° C konventionell (30 Minuten) und alle MWRS-Proben bei 1400° C mittels Mikrowelle (20 Minuten) bis auf eine Restporosität kleiner als A08, B04 (ISO) dicht gesintert. Anschließend wurde das Gefüge elektronenmikroskopisch untersucht sowie die Härte, magnetische Sättigung und Koerzi- tivfeidstärke bestimmt. Fig. 3 und 4 zeigen die Gefügebilder der Hartmetalle aus den Wolframpulvern mit den Teilchengrößen von 2,4 μm und 0,4 μm für jeweils beide Sintermethoden und VC Gehalte. Bei allen eingesetzten Wolfram-Teilchengrößen ist das Gefüge der Proben aus der Mikrowellen-Reaktionssinterung stets am feinsten. Der Einfluß des VC-Gehaltes auf das Gefüge ist bei den feinen Wolframpulvern offensichtlich am deutlichsten. Bei den Legierungen ohne VC haben die WC-Kristalle, insbesondere bei den RS-Proben, während der Sinterphase in Abwesenheit von VC offenbar genügend Zeit auszuwachsen.
Bemerkenswert ist das zu beobachtende anisotrope Korhwachstum, das typisch für die Bedingungen beim Reaktionssintern ist. Wird in entsprechenden Sinterstadien den WC-Keimen Gelegenheit zum Kornwachstum gegeben, so kann man, wie in Fig. 7 dargestellt, mit konventionell erhältlichen W-Pulvern die in-situ-Erzeugung von WC-Platelets beim Reaktionssintern steuern. Scheibchenför- mige WC-Kristalle mit einem Aspektverhältnis (Durchmesser zur Dicke) bis zu 10 sind somit erzeugbar. WC-Platelets in Hartmetallen erhöhen aufgrund der anisotropen Härteeigenschaften von WC-Kristallen bekanntermaßen sowohl die Härte als auch die Bruchzähigkeit des Verbundwerkstoffes. Bisher beschriebene Verfahren zur Erzeugung solcher Platelets gehen meist von nanokristallinen WC-Pulvern aus und fügen diese Platelets dann bei der Mischungsherstellung dem Hartmetall zu.
Mit dem Mikrowellen-Reaktionssinterverfahren lassen sich somit dichte Verbundkörper herstellen, in denen in einer ultrafeinen Hartmetall-Matrix mit einer hohen Härte und Festigkeit in-situ erzeugte WC Platelets eingebettet sind. Diese Platelets dienen als eine mechanische Verstärkung des Hartmetalls und erhöhen bekanntermaßen Verschleißfestigkeit und Schlagzähigkeit beim Einsatz dieses Verbundkörpers als Schneidstoff zur spanenden Bearbeitung.
Zusammenfassend läßt sich die vorliegende Erfindung folgendermaßen charakterisieren:
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine gleichzeitige Steigerung von Härte und Zähigkeit bei Hartmetall- oder Cemert- Sinterkörpern der eingangs genannten Art herbeizuführen.
Diese Aufgabe wird durch den Hartmetall- oder Cermet- Sinterkörper nach Anspruch 1 gelöst, vorzugsweise Weiterbildungen sind in den Ansprüchen 2 und 3 beschrieben. Nach einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung wird zur Herstellung eines solchen Sinterkörpers das Verfahren nach Anspruch 4 verwendet.
Ansprüche 5 bis 8 beschreiben Weiterbildungen dieses Verfahrens.
Das erfindungsgemäße Verfahren ist dabei keineswegs auf eine möglichst unimodale Ausgangskorngrößenverteilung beschränkt, vielmehr kann auch mit Pulvern mit einer breiten oder bimodalen Größenverteilung gearbeitet werden.
Das Sintern von Hartmetallen und Cermets im Mikrowellenfeld ermöglicht aufgrund der geschilderten Aufheizmechanismen und der dadurch erreichbaren kürzeren Sinterzeiten und niedrigen Sintertemperaturen eine Verfeinerung des Gefüges gegenüber der konventionellen Sintertechnik. Darüber hinaus führt das Mikrowellenreaktionssintern mit Mischungen aus metallischen Wolframpulvern, Kohlenstoff und Cobalt zu feineren Gefügen als der konventionellen Herstellung mit WC-Co als Ausgangsmaterial.
Bezüglich der Stoffzusammensetzung der Hartmetalle und Cermets sind alle Stoffe angesprochen, die freies WC im Gefüge haben. Das Reaktionssintern von Pulvern, die sowohl Wolfram als auch Kohlenstoff enthalten, aber auch in der Ausgangsmischung WC enthalten können, kann vollständig oder auch als partielles Reaktionssintern durchgeführt werden, wobei die Partialanteile des Reaktionssinterns zwischen 1 % und 100 % (bezogen auf den kompletten Sinterprozeß) betragen. Je nach dem Anteil des Mikrowellen-Reaktionssinterns an dem gesamten Mikrowellen-Sinterprozeß, kann das Kornwachstum im Sinterkörper gesteuert werden.
Steuerbar ist ebenso das WC-Platelet-Wachstum über den Partialanteil des Reaktionssinterns, wodurch die Plateletkonzen- tration im Sinterkörper steuerbar ist. Der Volumenanteil der WC-Platelets am Gesamtsinterkörpervolumen beträgt vorzugsweise bis zu 25 Vol %. Insbesondere soll der Plateletanteil, gemessen als Flächenanteil eines metallographischen Schliffs max. 20 % betragen, wobei alle WC-Kristalle mit einem Längen/Breiten-Verhältnis, dem sogenannten Aspekt-Verhältnis von größer als 3 gezählt werden. Das maximale Aspekt-Verhältnis beträgt vorzugsweise max. 10 + 1. Ebenso kann je nach Feinheit des Wolframpul- vers in der Ausgangsmischung die Geschwindigkeit des Wachstums gesteuert werden. Weitere Steuerungsmöglichkeiten ergeben sich durch Zusätze von Kornwachstumsinhibitoren, wie insbesondere VC, vorzugsweise in der Größe von 0,2 Massen%, die das Plateletwachstum auf Kosten des Riesenkornwachstums fördern. Weitere Steuerungsmöglichkeiten lassen sich prozeßtechnisch über die Temperatur-Haltezeiten und die Temperaturhöhe beim Sintern erreichen.
Der Vorteil des Mikrowellenreaktionssinterns besteht darin, daß eine homogenere Gefügestruktur, eine bessere Verdichtung, d.h. eine kleinere Restporosität ebenso erreicht werden wie kürzere Sinterzeiten und niedrigere Sintertemperaturen. Hierdurch ergeben sich geringere Fertigungskosten.
Hinsichtlich der Materialzusammensetzung sowie der Prozeßführung wird auf die eingangs genannten Druckschriften einschließlich der deutschen Patentanmeldung 196 01 234.1 verwiesen.
In einem konkreten Ausführungsbeispiel sind 0,4 μm W-Pulver, 0,2 % Zusatz an VC, 6 % Co-Pulver einer Korngröße von 1,6 μm sowie eine stöchiometrische Zugabe von Kohlenstoff in Form von Ruß gemischt und unter Zugabe von Azeton 36 Stunden in einer Kugelmühle gemahlen worden, bevor anschließend 2 % Wachs als Preßhilfsmittel hinzugefügt, abdestilliert und granuliert worden sind.
Das Granulat wurde mittels Matritzenpressen zu Grünkörpern verpreßt und im Mikrowellensinterofen mit 500°C/Stunde bis 900°C aufgeheizt und dann mit dem Einsetzen der Carburierungsreaktion innerhalb von 10 min mittels Mikrowellen auf die Sintertemperatur von 1350° C erwärmt. Nach einer Wartezeit von 20 min wird die Probe durch Ausschalten der Mikrowellenheizung abgekühlt.

Claims

Patentansprüche
1. Hartmetall- oder Cermet-Sinterkörper, bestehend aus mindestens einer WC enthaltenden Hartstoffphase und einer Binderphase sowie eingelagerten WC-Platelets (plättchenförmige Verstärkungsmaterialien), der zumindest zeitweise durch eine direkte Mikrowellenstrahlung gesintert worden ist.
2. Hartmetall- oder Cermet-Sinterkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er bis zu 12 %, vorzugsweise 8 % VC und/oder Cr3C bezogen auf die Binderphase enthält.
3. Hartmetall- oder Cermet-Sinterkörper nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die WC-Platelets einen Durchmesser/Dicken-Verhältnis von >3, vorzugsweise >5 besitzen und/oder daß der Anteil der WC-Platelets - bezogen auf das Gesamtvolumen < 25 Vol % ist.
4. Verfahren zur Herstellung eines Hartmetall- oder Cermet- Sinterkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die zur Bildung der Hartphase(n) notwendigen Metalle, der Kohlenstoff und die zur Bildung der WC-Platelets notwendigen Wolfram- und Kohlenstoffanteile sowie ggf. weitere Metalle, Metallcarbide und -nitride und/oder feste StickstoffVerbindungen als Lieferanten für Kohlenstoff und/oder Stickstoff zumindest zum Teil jeweils in Pulverform zu einem Formkörper vorgepreßt und anschließend zumindest zeitweise in einem Mikrowellenfeld von 0,01 bis 10 W/cm3 Energiedichte einem Reaktionssintern unterzogen werden.
5. Verfahren nach Anspruch 4 , dadurch gekennzeichnet, daß der Stoffanteil, der durch Reaktionssinterung, insbesondere WC, entstanden ist, zwischen 1 % und 100 % liegt, wobei die verbleibenden Anteile in der chemischen Form zugegeben worden sind, in der sie später im fertigen Sinterkörper vorliegen.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß WC-Platelets und auch Wolfram sowie Kohlenstoff in der Ausgangsmischung (vor dem Sintern) vorliegen.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 4 , dadurch gekennzeichnet, daß das Wachstum der WC-Platelets über den Anteil des Mikrowellenreaktionssinterns an dem gesamten Mikrowellensinterprozeß gesteuert wird.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Ausgangsmischung Kornwachstumsin- hibitoren, vorzugsweise bis zu 12 %, weiterhin vorzugsweise bis zu 8 % VC und/oder Cr3C2 zugegeben werden.
PCT/DE1998/000674 1997-03-10 1998-03-06 Hartmetall- oder cermet-sinterkörper und verfahren zu dessen herstellung WO1998040525A1 (de)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE59801638T DE59801638D1 (de) 1997-03-10 1998-03-06 Hartmetall- oder cermet-sinterkörper und verfahren zu dessen herstellung
AT98919052T ATE206481T1 (de) 1997-03-10 1998-03-06 Hartmetall- oder cermet-sinterkörper und verfahren zu dessen herstellung
EP98919052A EP0966550B1 (de) 1997-03-10 1998-03-06 Hartmetall- oder cermet-sinterkörper und verfahren zu dessen herstellung
US09/367,004 US6293986B1 (en) 1997-03-10 1998-03-06 Hard metal or cermet sintered body and method for the production thereof

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE19709527 1997-03-10
DE19709527.5 1997-03-10
DE19725914A DE19725914A1 (de) 1997-03-10 1997-06-19 Hartmetall- oder Cermet-Sinterkörper und Verfahren zu dessen Herstellung
DE19725914.6 1997-06-19

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO1998040525A1 true WO1998040525A1 (de) 1998-09-17

Family

ID=26034637

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/DE1998/000674 WO1998040525A1 (de) 1997-03-10 1998-03-06 Hartmetall- oder cermet-sinterkörper und verfahren zu dessen herstellung

Country Status (4)

Country Link
US (1) US6293986B1 (de)
EP (1) EP0966550B1 (de)
AT (1) ATE206481T1 (de)
WO (1) WO1998040525A1 (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2625922C1 (ru) * 2016-01-29 2017-07-19 Вазген Эдвардович Лорян Реактор для получения самораспространяющимся высокотемпературным синтезом тугоплавких неорганических соединений

Families Citing this family (62)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2002237870A1 (en) * 2001-01-17 2002-07-30 The Penn State Research Foundation Microwave processing using highly microwave absorbing powdered material layers
CA2409433A1 (en) * 2002-10-23 2004-04-23 Consolidated Civil Enforcement Inc. Method of cryogenic treatment of tungsten carbide containing cobalt
US7175687B2 (en) * 2003-05-20 2007-02-13 Exxonmobil Research And Engineering Company Advanced erosion-corrosion resistant boride cermets
US7384443B2 (en) * 2003-12-12 2008-06-10 Tdy Industries, Inc. Hybrid cemented carbide composites
US20050211475A1 (en) 2004-04-28 2005-09-29 Mirchandani Prakash K Earth-boring bits
US20080101977A1 (en) * 2005-04-28 2008-05-01 Eason Jimmy W Sintered bodies for earth-boring rotary drill bits and methods of forming the same
US9428822B2 (en) 2004-04-28 2016-08-30 Baker Hughes Incorporated Earth-boring tools and components thereof including material having hard phase in a metallic binder, and metallic binder compositions for use in forming such tools and components
US8637127B2 (en) 2005-06-27 2014-01-28 Kennametal Inc. Composite article with coolant channels and tool fabrication method
US7687156B2 (en) 2005-08-18 2010-03-30 Tdy Industries, Inc. Composite cutting inserts and methods of making the same
US8002052B2 (en) 2005-09-09 2011-08-23 Baker Hughes Incorporated Particle-matrix composite drill bits with hardfacing
US7703555B2 (en) 2005-09-09 2010-04-27 Baker Hughes Incorporated Drilling tools having hardfacing with nickel-based matrix materials and hard particles
US7776256B2 (en) * 2005-11-10 2010-08-17 Baker Huges Incorporated Earth-boring rotary drill bits and methods of manufacturing earth-boring rotary drill bits having particle-matrix composite bit bodies
US7997359B2 (en) 2005-09-09 2011-08-16 Baker Hughes Incorporated Abrasive wear-resistant hardfacing materials, drill bits and drilling tools including abrasive wear-resistant hardfacing materials
US7597159B2 (en) 2005-09-09 2009-10-06 Baker Hughes Incorporated Drill bits and drilling tools including abrasive wear-resistant materials
US7807099B2 (en) 2005-11-10 2010-10-05 Baker Hughes Incorporated Method for forming earth-boring tools comprising silicon carbide composite materials
US7913779B2 (en) 2005-11-10 2011-03-29 Baker Hughes Incorporated Earth-boring rotary drill bits including bit bodies having boron carbide particles in aluminum or aluminum-based alloy matrix materials, and methods for forming such bits
US7802495B2 (en) 2005-11-10 2010-09-28 Baker Hughes Incorporated Methods of forming earth-boring rotary drill bits
US8770324B2 (en) 2008-06-10 2014-07-08 Baker Hughes Incorporated Earth-boring tools including sinterbonded components and partially formed tools configured to be sinterbonded
US7784567B2 (en) 2005-11-10 2010-08-31 Baker Hughes Incorporated Earth-boring rotary drill bits including bit bodies comprising reinforced titanium or titanium-based alloy matrix materials, and methods for forming such bits
US20070151769A1 (en) * 2005-11-23 2007-07-05 Smith International, Inc. Microwave sintering
US20070138706A1 (en) * 2005-12-20 2007-06-21 Amseta Corporation Method for preparing metal ceramic composite using microwave radiation
WO2007127680A1 (en) 2006-04-27 2007-11-08 Tdy Industries, Inc. Modular fixed cutter earth-boring bits, modular fixed cutter earth-boring bit bodies, and related methods
RU2009111383A (ru) 2006-08-30 2010-10-10 Бейкер Хьюз Инкорпорейтед (Us) Способы нанесения износостойкого материала на внешние поверхности буровых инструментов и соответствующие конструкции
US7541561B2 (en) * 2006-09-01 2009-06-02 General Electric Company Process of microwave heating of powder materials
US7326892B1 (en) 2006-09-21 2008-02-05 General Electric Company Process of microwave brazing with powder materials
JP5330255B2 (ja) 2006-10-25 2013-10-30 ティーディーワイ・インダストリーズ・エルエルシー 改良された耐熱亀裂性を有する物品
US7775416B2 (en) * 2006-11-30 2010-08-17 General Electric Company Microwave brazing process
US8272295B2 (en) * 2006-12-07 2012-09-25 Baker Hughes Incorporated Displacement members and intermediate structures for use in forming at least a portion of bit bodies of earth-boring rotary drill bits
US7775287B2 (en) 2006-12-12 2010-08-17 Baker Hughes Incorporated Methods of attaching a shank to a body of an earth-boring drilling tool, and tools formed by such methods
US20080138533A1 (en) * 2006-12-12 2008-06-12 General Electric Company Microwave process for forming a coating
US8574686B2 (en) * 2006-12-15 2013-11-05 General Electric Company Microwave brazing process for forming coatings
US7946467B2 (en) * 2006-12-15 2011-05-24 General Electric Company Braze material and processes for making and using
US8409318B2 (en) * 2006-12-15 2013-04-02 General Electric Company Process and apparatus for forming wire from powder materials
US7841259B2 (en) 2006-12-27 2010-11-30 Baker Hughes Incorporated Methods of forming bit bodies
US8512882B2 (en) 2007-02-19 2013-08-20 TDY Industries, LLC Carbide cutting insert
US20080202814A1 (en) * 2007-02-23 2008-08-28 Lyons Nicholas J Earth-boring tools and cutter assemblies having a cutting element co-sintered with a cone structure, methods of using the same
US20080210555A1 (en) * 2007-03-01 2008-09-04 Heraeus Inc. High density ceramic and cermet sputtering targets by microwave sintering
US7846551B2 (en) 2007-03-16 2010-12-07 Tdy Industries, Inc. Composite articles
US20090139607A1 (en) * 2007-10-28 2009-06-04 General Electric Company Braze compositions and methods of use
EP2300628A2 (de) 2008-06-02 2011-03-30 TDY Industries, Inc. Verbundwerkstoffe aus sinterhartmetall und metalllegierung
US8790439B2 (en) 2008-06-02 2014-07-29 Kennametal Inc. Composite sintered powder metal articles
US7703556B2 (en) 2008-06-04 2010-04-27 Baker Hughes Incorporated Methods of attaching a shank to a body of an earth-boring tool including a load-bearing joint and tools formed by such methods
US8261632B2 (en) 2008-07-09 2012-09-11 Baker Hughes Incorporated Methods of forming earth-boring drill bits
US8025112B2 (en) 2008-08-22 2011-09-27 Tdy Industries, Inc. Earth-boring bits and other parts including cemented carbide
US8322465B2 (en) 2008-08-22 2012-12-04 TDY Industries, LLC Earth-boring bit parts including hybrid cemented carbides and methods of making the same
US8272816B2 (en) 2009-05-12 2012-09-25 TDY Industries, LLC Composite cemented carbide rotary cutting tools and rotary cutting tool blanks
US8201610B2 (en) 2009-06-05 2012-06-19 Baker Hughes Incorporated Methods for manufacturing downhole tools and downhole tool parts
US8308096B2 (en) 2009-07-14 2012-11-13 TDY Industries, LLC Reinforced roll and method of making same
US8440314B2 (en) 2009-08-25 2013-05-14 TDY Industries, LLC Coated cutting tools having a platinum group metal concentration gradient and related processes
JP2011051841A (ja) * 2009-09-02 2011-03-17 Ismanj:Kk シリコン合金焼結体の製造方法
US9643236B2 (en) 2009-11-11 2017-05-09 Landis Solutions Llc Thread rolling die and method of making same
RU2012155102A (ru) 2010-05-20 2014-06-27 Бейкер Хьюз Инкорпорейтед Способ формирования по меньшей мере части бурильного инструмента и изделия, сформированные таким способом
CN102985197A (zh) 2010-05-20 2013-03-20 贝克休斯公司 形成钻地工具的至少一部分的方法，以及通过此类方法形成的制品
RU2012155101A (ru) 2010-05-20 2014-06-27 Бейкер Хьюз Инкорпорейтед Способы формирования по меньшей мере части бурильного инструмента
US8800848B2 (en) 2011-08-31 2014-08-12 Kennametal Inc. Methods of forming wear resistant layers on metallic surfaces
US9016406B2 (en) 2011-09-22 2015-04-28 Kennametal Inc. Cutting inserts for earth-boring bits
WO2015053938A1 (en) 2013-10-10 2015-04-16 United Technologies Corporation Controlling microstructure of inorganic material by indirect heating using electromagnetic radiation
EP3057924B1 (de) 2013-10-14 2019-10-30 United Technologies Corporation Verfahren zur pyrolyse eines präkeramischen polymermaterials mithilfe elektromagnetischer strahlung
WO2015092528A1 (en) * 2013-12-17 2015-06-25 Sandvik Intellectual Property Ab Composition for a novel grade for cutting tools
CN104190942B (zh) * 2014-08-19 2016-08-31 天津市华辉超硬耐磨技术有限公司 一种硬质合金的微波烧结方法
DE102016207028A1 (de) * 2016-04-26 2017-10-26 H.C. Starck Gmbh Hartmetall mit zähigkeitssteigerndem Gefüge
WO2018142181A1 (en) 2017-01-31 2018-08-09 Tallinn University Of Technology Method of making a double-structured bimodal tungsten cemented carbide composite material

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3647401A (en) * 1969-06-04 1972-03-07 Du Pont Anisodimensional tungsten carbide platelets bonded with cobalt
JPS6039137A (ja) * 1983-08-12 1985-02-28 Mitsubishi Metal Corp 炭化タングステン基超硬合金の製造法
WO1996033830A1 (de) * 1993-11-30 1996-10-31 Widia Gmbh Verbundwerkstoff und verfahren zu seiner herstellung
DE19601234A1 (de) * 1996-01-15 1997-07-17 Widia Gmbh Verbundkörper und Verfahren zu seiner Herstellung

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3451791A (en) 1967-08-16 1969-06-24 Du Pont Cobalt-bonded tungsten carbide
WO1990007017A1 (de) 1988-12-16 1990-06-28 Krupp Widia Gmbh Hartmetallverbundkörper und verfahren zu seiner herstellung
US5451365A (en) 1993-05-24 1995-09-19 Drexel University Methods for densifying and strengthening ceramic-ceramic composites by transient plastic phase processing
US5580666A (en) 1995-01-20 1996-12-03 The Dow Chemical Company Cemented ceramic article made from ultrafine solid solution powders, method of making same, and the material thereof
DE69525248T2 (de) 1995-08-23 2002-09-26 Toshiba Tungaloy Co Ltd Flächen-kristallines Wolframkarbid enthaltendes Hartmetall, Zusammensetzung zur Herstellung von flächen-kristallines Wolframkarbid und Verfahren zur Herstellung des Hartmetalls

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3647401A (en) * 1969-06-04 1972-03-07 Du Pont Anisodimensional tungsten carbide platelets bonded with cobalt
JPS6039137A (ja) * 1983-08-12 1985-02-28 Mitsubishi Metal Corp 炭化タングステン基超硬合金の製造法
WO1996033830A1 (de) * 1993-11-30 1996-10-31 Widia Gmbh Verbundwerkstoff und verfahren zu seiner herstellung
DE19601234A1 (de) * 1996-01-15 1997-07-17 Widia Gmbh Verbundkörper und Verfahren zu seiner Herstellung

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 009, no. 166 (C - 290) 11 July 1985 (1985-07-11) *
T. GERDES ET AL.: "Microwave reaction sintering of tungsten carbide cobalt hard metals", MATER. RES. SOC. SYMP. PROC. (MICROWAVE PROCESSING OF MATERIALS V), vol. 430, 1996, XP002073963 *
T. GERDES ET AL.: "Microwave sintering of tungsten carbide cobalt hard metals", MATER. RES. SOC. SMP. PROC. (MICROWAVE PROCESSING OF MATERIALS V), vol. 430, 1996, pages 45 - 50, XP002073964 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2625922C1 (ru) * 2016-01-29 2017-07-19 Вазген Эдвардович Лорян Реактор для получения самораспространяющимся высокотемпературным синтезом тугоплавких неорганических соединений

Also Published As

Publication number Publication date
EP0966550B1 (de) 2001-10-04
US6293986B1 (en) 2001-09-25
EP0966550A1 (de) 1999-12-29
ATE206481T1 (de) 2001-10-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP0966550B1 (de) Hartmetall- oder cermet-sinterkörper und verfahren zu dessen herstellung
DE112016003688B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines Seltenerddauermagneten
Hwang et al. Mechanochemical synthesis of Cu–Al2O3 nanocomposites
DE4340652C2 (de) Verbundwerkstoff und Verfahren zu seiner Herstellung
DE19626049C2 (de) Magnetwerkstoff und Verbundmagnet
EP0671480B1 (de) Sputtertarget für die Kathodenzerstäubung zur Herstellung transparenter, leitfähiger Schichten
EP0433856B1 (de) Hartmetall-Mischwerkstoffe auf Basis von Boriden, Nitriden und Eisenbindemetallen
DE102011052614A1 (de) Gegenstand für einen magnetischen Wärmeaustausch und ein Verfahren zum Herstellen einer Arbeitskomponente für den magnetischen Wärmeaustausch
WO2005028692A1 (de) Ods-molybdän-silizium-bor-legierung
DE102018113340B4 (de) Dichteoptimierte Molybdänlegierung
DE2625214A1 (de) Verfahren zur herstellung von gesinterten formkoerpern
EP2422347B1 (de) Magnetisches legierungsmaterial und verfahren zu seiner herstellung
DE10035719A1 (de) Verfahren zum Herstellen von intermetallischen Sputtertargets
DE3935698A1 (de) Legierungsscheibe, verwendbar zur herstellung eines magneto-optischen aufzeichnungsmediums
DE112015001405T5 (de) Verfahren zum Herstellen eines R-T-B-basierten Sintermagneten
KR20100049503A (ko) Ｒ­Ｆｅ­Ｂ계 이방성 소결 자석
DE102017222062A1 (de) Permanentmagnet auf R-T-B-Basis
DE102017222060A1 (de) Permanentmagnet auf R-T-B-Basis
EP0431165A1 (de) Verfahren zur herstellung keramischen kompositmaterials
Lima et al. Spark plasma sintering of nanostructured powder composites (WC–Ni) prepared by carboreduction reaction
DE102013205437A1 (de) Verfahren zum beschichten eines metallpulvers mit chemischer gasphasenabscheidung zum herstellen von permanentmagneten
Kakeshita et al. Martensitic transformations in cermets with a metastable austenitic binder I: WC(Fe Ni C)
DE2121514A1 (de) Flüssiggesinterte intermetallische Verbindung aus Kobalt und seltenem Erdmetall
DE3934317C2 (de) Legierungstarget zur Herstellung eines magneto-optischen Aufzeichnungsmediums
EP0243641B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Dauermagnetwerkstoffes aus pulverförmigen Ausgangskomponenten

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BR CA CN CZ HU JP KR MX US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH DE DK ES FI FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE

DFPE Request for preliminary examination filed prior to expiration of 19th month from priority date (pct application filed before 20040101)
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 09367004

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1998919052

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1998919052

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP

Ref document number: 1998539074

Format of ref document f/p: F

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: CA

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 1998919052

Country of ref document: EP