包含具有改善的塑性的粘结剂的金属陶瓷及其制造方法和用途的制作方法

专利名称：包含具有改善的塑性的粘结剂的金属陶瓷及其制造方法和用途的制作方法
背景
金属陶瓷是包含硬质组元和粘结剂的复合材料，所述硬质组元可以是或者可以不是三维互连的，所述粘结剂将所述硬质组元连结一起或者粘合起来。传统金属陶瓷的一个实例是碳化钨(WC)金属陶瓷(WC-金属陶瓷)，也称为是钴结碳化钨硬质合金和WC-Co。这里，比如对于钴-钨-碳合金而言，硬质组元是WC，而粘结剂是钴(Co粘结剂)。这种Co粘结剂含有约98wt％钴。
钴是金属陶瓷的主要粘结剂。例如，每年世界主要钴市场的约15％用于制造包括WC-金属陶瓷在内的硬材料。每年世界主要钴市场的26％用来制造为先进地航空汽轮发动机开发的超级合金-此为钴被看作是一种战略性材料的一个因素。高达约45％的世界主要的钴产量来自于政治不稳定地区。这些因素不仅造成钴的价格很高，而且也是钴的价格波动飘忽不定的原因。因此，有必要减少用作金属陶瓷中的粘结剂的钴量。
Prakash等在涉及WC-金属陶瓷的工作中，试图通过用一种富铁的铁-钴-镍粘结剂(Fe-Co-Ni粘结剂)代替Co粘结剂来达到这一目的。(参见，例如，L.J.Prakash的博士论文，kernforschungszentrumkarlsruhe，Germany，Institute Fuer Material-und Festkoeperforschung，1980和L.J.Prakash等在1981年第14卷，第255-268页的Mod.Dev.Powder Metal上发表的文章“The Influence of The Binder Compositionon the Properties of WC-Fe/Co/Ni cemented carbides”)。根据Prakash等的工作，包含富铁的Fe-Co-Ni粘结剂的WC-金属陶瓷通过使所述Fe-Co-Ni粘结剂稳定处于体心立方(bcc)结构来进行强化。所述bcc结构通过马氏体转变获得。尽管prakash等的工作主要集中在富铁的马氏体粘结剂合金上，但是他们仅公开了一种组成为50wt/％钴、25wt％镍和25wt％铁的Co-Ni-Fe粘结剂。
Guilemany等研究了含有Co粘结剂的WC-金属陶瓷和含有高含量的其中的Co为富镍镍-铁所替换的Co粘结剂的耐腐蚀性强的WC-金属陶瓷的机械性能，所述WC-金属陶瓷通过烧结，之后再采用HIP处理获得。(参见，例如，Guilemany等的文章“Mechanical-PropertyRelationships of Co/WC and Co-Ni-Fe/WC Hard Metal Alloys，”Int.J.of Refractory & Hard Materials(1993-1994)12，199-206)。
冶金上讲，钴令人感兴趣的原因在于其具有同素异构性-即，在高于约417℃的温度下，纯钴的原子以面心立方(fcc)结构排列，而在低于约417℃的温度下，纯钴的原子以密排六方(hcp)结构排列。因此，在约417℃，纯钴会发生同素异构转变，即所述fcc结构变成hcp结构(fcc→hcp转变)。合金化的钴可以通过使所述fcc结构稳定来暂时抑制所述fcc→hcp转变的发生。例如，已知的是，用钨和碳合金化的钴形成Co-W-C合金(Co粘结剂)能暂时稳定所述fcc结构。(参见，例如，W.Dawihl等的文章，kobalt 22(1964)16)。然而，众所周知的是，对Co-W-C合金(Co粘结剂)进行应力和/或应变处理会诱发fcc→hcp转变。(参见，例如，U.Schleinkofer等的文章，Materials Science and EngineeringA194(1995)1和Materials Science and Engineering A194(1996)103)。在含有Co粘结剂的WC-金属陶瓷中，在致密化(例如，真空烧结、压力烧结。热等静压……等)处理后进行的金属陶瓷冷却期间所产生的应力和/或应变会诱发fcc→hcp转变。此外，众所周知的是，对含有Co粘结剂的WC-金属陶瓷进行循环加载，例如可导致亚临界裂纹扩展的循环加载，会诱发fcc→hcp转变。本申请人已经确定，在金属陶瓷的粘结剂中存在hcp结构有害，因为这会造成粘结剂的脆化。因此，有必要寻找一种粘结剂，该粘结剂的价格不仅便宜并具有成本可预测性，而且不会发生脆化如局部的fcc→hcp转变。
出于上述原因，需要一种包含塑性高于所述Co粘结剂的并且能够廉价生产的粘结剂的金属陶瓷。
简述
本申请人已经确定，金属陶瓷的粘结剂中存在hcp结构有害。所述hcp结构会导致粘结剂的脆化。本申请人已确定了一种包括使用具有较高塑性的粘结剂的方法解决这一问题。本发明致力于获得一种包含具有改进的塑性(所述塑性粘结剂具有较低的加工硬化能力)的粘结剂，优选包含具有fcc结构的粘结剂的金属陶瓷，所述粘结剂甚至在高应力和/或应变条件下都稳定。本发明的金属陶瓷也能满足对低成本并且具有改善的价格预期性的金属陶瓷的需求，所述金属陶瓷包含硬质组元和具有能够改善所述金属陶瓷的抗裂性的较佳塑性的粘结剂。尽管相对于可比较的具有Co粘结剂的金属陶瓷而言，具有塑性粘结剂的金属陶瓷的硬度可能较低，但是，可以在不牺牲强度和/或韧性的前提下，通过改变硬质组元的晶粒尺寸分布和/或硬质组元的量来调整本发明金属陶瓷的总体硬度。优选地，增加硬质组元的量以便在不牺牲金属陶瓷的强度和/或韧性的前提下，提高金属陶瓷的硬度。本发明的金属陶瓷的优点之一是与可比较的具有Co粘结剂的金属陶瓷相比，其具有改善的抗裂性和可靠性，这能归因于粘结剂的塑性。本发明的金属陶瓷的另一个优点是相对于可比较的具有Co粘结剂的金属陶瓷而言，其具有改善的耐腐蚀性和/或抗氧化性。
本发明的金属陶瓷包含至少一种硬质组元和一种钴-镍-铁粘结剂(Co-Ni-Fe粘结剂)。所述Co-Ni-Fe粘结剂含有约40-90wt％的钴，所述粘结剂的余下部分为镍和铁以及任选的附带杂质，其中，镍含量至少为所述粘结剂的4wt％但不高于36wt％，铁含量至少为所述粘结剂的4wt％，但不高于36wt％，所述粘结剂中，Ni∶Fe之比值为约1.5∶1-1∶1.5；然而，包含由50wt％钴，25wt％镍和25wt％铁组成的Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷不包括在内。优选地，所述Co-Ni-Fe粘结剂基本为面心立方(fcc)晶体结构并且在进行塑性变形时，不会发生应力或应变诱发的相变。优选地，所述Co-Ni-Fe粘结剂的组织基本是奥氏体。这种具有Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷可以在比具有Co粘结剂的金属陶瓷更低和波动更小的价格下进行生产。具有Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷的优点在于相对于可比较的具有Co粘结剂的金属陶瓷而言，其具有改善的抗裂性和可靠性，以及改善的耐腐蚀性和/或抗氧化性。
本发明的塑性粘结剂是独一无二的，原因是甚至在进行塑性变形时，所述粘结剂仍保持其fcc晶体结构不变，能避免发生应力和/或应变诱发的转变。本申请人已对具有Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷的强度和疲劳性能进行了测量，其弯曲强度高达约2400兆帕斯卡(MPa)，循环疲劳强度高达约1550MPa(约室温下弯曲200,000个循环)。本申请人认为，应力和/应变高达上述水平时，在所述Co-Ni-Fe粘结剂中基本不会出现应力和/或应变诱发的相变，表明其具有较佳的性能。
附图
参照下面的介绍、随后的权利要求以及附图，可对本发明的这些以及其它的特点，方面和优点加以更好地了解，其中，所述附图中


图1是通过在约1550℃下真空烧结获得的现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷的显微组织的光学显微照片；
图1a是图1的黑白图像，可用于对在约1550℃下真空烧结获得的现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷的显微组织进行面积分数分析；
图2(用于与图1进行比较)是在约1550℃下真空烧结获得的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷的显微组织的光学显微照片；
图2a(用于与图1a进行比较)是图2的黑白图像，可用于对在约1550℃下真空烧结获得的本发明的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷的显微组织进行面积分数分析；
图3是通过在约1535℃下真空烧结获得的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷的显微组织的背散射电子图像(BEI)；
图4是与图3的WC-金属陶瓷的显微组织相对应的钨(W)的能量分散谱(EDS)的元素分布图5是与图3的WC-金属陶瓷的显微组织相对应的碳(C)的EDS元素分布图6是与图3的WC-金属陶瓷的显微组织相对应的氧(O)的EDS元素分布图7是与图3的WC-金属陶瓷的显微组织相对应的钴(Co)的EDS元素分布图8是与图3的WC-金属陶瓷的显微组织相对应的镍(Ni)的EDS元素分布图9是与图3的WC-金属陶瓷的显微组织相对应的铁(Fe)的EDS元素分布图10是与图3的WC-金属陶瓷的显微组织相对应的钛(Ti)的EDS元素分布图11是通过约1535℃下真空烧结获得的现有技术的具有钴粘结剂的WC-金属陶瓷中的粘结剂池(binder pool)的透射电子显微术(TEM)的显微照片，表明在所述的现有技术的WC-金属陶瓷中存在高浓度的堆垛层错；
图12是通过在约1535℃下真空烧结获得的现有技术的具有钴粘结剂的WC-金属陶瓷中的另一个粘结剂池的TEM显微照片，表明在所述现有技术的WC-金属陶瓷的整个范围内均存在高浓度的堆垛层错；
图13是一对照性的TEM显微照片，其展示的是通过在约1535℃下真空烧结获得的包括含Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷的本发明的金属陶瓷中的粘结剂池，表明无堆垛层错存在；
图14，14a和14b分别是通过在约1535℃下真空烧结获得的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷的粘结剂池的对照性的TEM显微照片，和采用TEM沿着所述粘结剂池的晶带轴
的选区衍射(SAD)的结果以及采用TEM沿着所述粘结剂池的晶带轴[101]进行SAD的结果。
图15和15a分别是通过在约1535℃下真空烧结获得的现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷中的粘结剂池的TEM显微照片，表明存在由高密度的堆垛层错引起的开裂机制。
图16和16a分别是用于进行比较的一种WC-金属陶瓷中的粘结剂池的TEM显微照片，所述WC-金属陶瓷是通过在约1535℃下真空烧结获得的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂WC-金属陶瓷，表明在本发明的WC-金属陶瓷中，存在塑性变形和高密度的不受约束的位错，而不是象在现有技术的WC-金属陶瓷中那样，存在由堆垛层错引起的开裂机制；
图17是现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷(用空心圈“○”和-----线表示)和作为对照的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷(用圆点“●”和---线表示)的横向断裂强度(TRS)的Weibull分布曲线图，所述两种WC-金属陶瓷均在约1535℃下采用真空烧结获得；
图18是现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷(用空心圆圈“○”和-----线表示)和作为对照的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷(用圆点“●”和---线表示)的TRS的Weibull分布曲线图，所述两种WC-金属陶瓷均在约1550℃下采用真空烧结获得；
图19是现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷(用空心圆圈“○”和-----线表示)和作为对照的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷(用圆点“●”和---线表示)的TRS的Weibull分布曲线图，所述两种WC-金属陶瓷均采用在约1550℃下的压力烧结获得；
图20是现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷(用空心圆圈“○”和-----线表示)和作为对照的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷(用圆点“●”和---线表示)在空气中，约室温下的弯曲疲劳性能数据-应力幅度(σmax)与直至失效时的循环次数间的关系，所述两种WC-金属陶瓷均采用在约1550℃下的真空烧结获得；
图21是现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷(用空心圆圈“○”和-----线表示)和作为对照的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷(用圆点“●”和---线表示)在空气中，约700℃下测试的弯曲疲劳性能数据-应力幅度(σmax)与直至失效时的循环次数间的关系，所述两种WC-金属陶瓷均采用在约1550℃下的真空烧结获得。
图22是现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷(用空心圆圈“○”和-----线表示)和作为对照的本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷(用圆点“●”和---线表示)在空气中，约室温下测得的低周拉伸-压缩疲劳性能数据-应力幅度(σmax)与直至失效时的循环次数间的关系，所述两种WC-金属陶瓷均采用在约1550℃下的真空烧结获得。
描述
本发明的包含具有改善的塑性的粘结剂(塑性粘结剂具有降低的加工硬化性能)的金属陶瓷包含至少一种硬质组元和一种粘结剂，所述粘结剂在与所述至少一种硬质组元相结合时具有改善的性能，所述性能包括，例如，循环疲劳时改善的亚临界裂纹扩展抗力，改善的强度，以及，任选地，改善的抗氧化性和/或改善的耐腐蚀性。
任选地，本发明的金属陶瓷可以在一定环境(例如，固态，液态，气态环境，或者上述三种物态之任意组合)下展示出耐腐蚀性和/或抗氧化性，其原因在于(1)所述金属陶瓷具有化学惰性，或者(2)在所述金属陶瓷上形成一保护屏障层，从而阻止所述环境与所述金属陶瓷间发生相互作用；或者(3)上述两方面因素的共同作用。
所述Co-Ni-Fe粘结剂的一个更优选的化学组成包含Ni∶Fe的比值约为1∶1。所述Co-Ni-Fe粘结剂的一个甚至更优选的化学组成包括钴∶镍∶铁之比值约为1.8∶1∶1。
本领域的技术人员将会意识到的是，Co-Ni-Fe粘结剂可以任选地包含源自于原材料，粉末冶金，研磨和/或者烧结过程以及环境影响的附带杂质。
本领域的技术人员将会意识到的是，本发明的金属陶瓷中的粘结剂含量取决于诸如硬质组元的化学组成和/或几何形状，金属陶瓷的用途，以及粘结剂的化学组成等因素。例如，当本发明的金属陶瓷包括具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷时，粘结剂的含量可为约0.2～35wt％(优选3～30wt％)，而当本发明的金属陶瓷包括具有Co-Ni-Fe粘结剂的TiCN-金属陶瓷时，粘结剂的含量可为约0.3～25wt％(优选3～20wt％)。作为又一个实例，当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷用作采矿业和建筑业的挖掘工具时，粘结剂含量可为约5～27wt％(优选约5～19wt％)；当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷用作采矿业和建筑业的旋转工具时，粘结剂含量可为约5～19wt％(优选5～15wt％)；当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷用作螺旋冲头(screw head punch)时，粘结剂含量可为约8～30wt％(优选约为10～25wt％)；当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷用作进行工件材料的有切屑机加工的切削刀具时，粘结剂含量可为约2～19wt％(优选约5～14wt％)；当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷用作材料机加工的细长旋转工具时，粘结剂含量可为约0.2～19wt％(优选约5～16wt％)。
硬质组元可包含下述各种物质中之至少一种，所述各种物质包括硼化物，碳化物，氮化物，碳氮化物，氧化物，硅化物，它们的混和物，它们的固溶体或者上述各物质的组合。所述硼化物、碳化物、氮化物、氧化物，或者硅化物中的至少一种中的金属可以包括一种或多种选自国际纯和应用化学联合会(IUPAC)规定的第2，3，(包括镧系，锕系)，4，5，6，7，8，9，10，11，12，13和14族中的金属元素。优选地，所述至少一种硬质组元可包括碳化物、氮化物、碳氮化物、它们的混合物、它们的固溶体、或者上述各物质的任意组合。所述碳化物、氮化物和碳氮化物中的金属可以包括一种或多种IUPAC的3族，包括镧系和锕系，4，5，和6族中的金属元素；并且更优选包括钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中的一种或多种。
在这里，本发明的金属陶瓷可以依据构成所述硬质组元的大部分的化学组成来称谓。例如，如果所述硬质组元的大部分是碳化物，则所述金属陶瓷可被称作碳化物-金属陶瓷。如果所述硬质组元的大部分是碳化钨(WC)，则所述金属陶瓷可被称为碳化钨金属陶瓷或者WC-金属陶瓷。类似地，金属陶瓷可以称为，例如，硼化物金属陶瓷，氮化物金属陶瓷，氧化物金属陶瓷，硅化物金属陶瓷，碳氮化物金属陶瓷，氧氮化物金属陶瓷。例如，如果所述硬质组元的大部分是碳氮化钛(TiCN)，则所述金属陶瓷可被称作碳氮化钛金属陶瓷或者TiCN-金属陶瓷。这种命名法不应受上述实例所限，相反，它构成的是能为本领域的技术人员共同理解的基础。
在尺寸方面，具有高塑性粘结剂的金属陶瓷的硬质组元的晶粒尺寸范围为从亚微米级到约100微米(μm)或以上。亚微米包括具有结构特征从约1纳米到约100纳米(0.1μm)或者100纳米以上的纳米结构的材料。本领域的技术人员将意识到的是，本发明的金属陶瓷中的硬质组元的晶粒尺寸取决于诸如硬组元的化学组成和/或几何形状，金属陶瓷的用途，以及粘结剂的化学组成等因素。例如，本申请人认为，当本发明的金属陶瓷是具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷时，所述硬质组元的晶粒尺寸可为约0.1-40μm，当本发明的金属陶瓷是具有Co-Ni-Fe粘结剂的TiCN-金属陶瓷时，所述硬质组元的晶粒尺寸可为约0.5-6μm。作为进一步的实例，本申请者相信，当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷用作采矿业和建筑业的挖掘工具或旋转工具时，所述硬质组元的晶粒尺寸可为约1-30μm(优选约为1-25μm)；当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷用作螺旋冲头时，所述硬质组元的晶粒尺寸可为约1-25μm(优选约1-15μm)；当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷用作进行工件材料的有切屑机加工的切削刀具时，所述硬质组元的晶粒尺寸可为约0.1-40μm(优选约为0.5-10μm)；当本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷用作进行材料机加工的细长的旋转工具时，所述硬质组元的晶粒尺寸可为约0.1-12μm(优选小于或等于8μm)。
本申请者的意图是，此处所公开的，例如，粘结剂含量、粘结剂化学组成、Ni∶Fe比值、硬质组元的晶粒尺寸、硬质组元含量，…等的范围中两终点间的每个增量均包括在本发明中，就仿佛对所述每个增量进行了专门指定一样。例如，约0.2-35wt％的粘结剂含量范围包括约1wt％的增量，因此，其具体应包含约0.2wt％，1wt％，2wt％，3wt％，…33wt％，34wt％和35wt％的粘结剂。而例如对于粘结剂的化学组成而言，约40-90wt％的钴含量范围包括约1wt％的增量，因此，其具体包含40wt％，41wt％，42wt％，…88wt％，89wt％和90wt％，而约4-36wt％的镍和铁的含量范围均包括约1wt％的增量，因此，其具体应包括4wt％，5wt％，6wt％，…34wt％，35wt％和36wt％。另外，例如，约1.5∶1-1∶1.5的Ni∶Fe比值范围包括约0.1的增量，因此，其包含的具体比值为1.5∶1，1.4∶1，…，1∶1，…1∶1.4，和1∶1.5。再者，例如，约0.1-40μm的硬质组元晶粒尺寸包括约1μm的增量，因此，其包含的具体尺寸为约1μm，2μm，3μm，…38μm，39μm和40μm。
本发明的金属陶瓷可以依据金属陶瓷的用途，经涂覆处理后使用或者未经涂覆处理直接使用。如果所述金属陶瓷经涂覆处理后使用，则所述金属陶瓷上涂覆的涂层应具有适当的性能，例如，润滑性，耐磨性，令人满意的与金属陶瓷的粘着性，在使用温度下对工件材料的化学惰性，以及与金属陶瓷一致的热膨胀系数(即，相当的热物理性能)。所述涂层可以采用CVD和/或PVD技术制备。
所述涂层材料可以包含一层或多层的一种或多种不同组元，所述涂层材料的实例可从下面给出的材料中选择，所给出材料并非穷举氧化铝、氧化锆、氧氮化铝，氧氮化硅，SiALON，IUPAC第4，5和6族中的元素的硼化物，IUPAC第4，5和6族中的元素的碳氮化物，包括碳氮化钛，IUPAC第4，5和6族中的元素的氮化物，包括氮化钛，IUPAC中第4，5和6族中元素的碳化物，包括碳化钛，立方氮化硼，氮化硅，氮化碳，氮化铝，金刚石，类金刚石碳以及氮化钛铝。
本发明的金属陶瓷可以由包含粉末状硬质组元和粉末状粘结剂的粉末混合物制备而成，可以采用任何成形手段将所述粉末混合物加以密实，所述手段包括，例如，在室温下的压制或者在高温下的压制(例如，热压，热等静压)，比如，单轴压制，双轴压制，三轴压制，静液压制，或者湿包套压制(例如等静压制)，浇注；注射模塑；挤压；流延；料浆浇注；泥浆浇注；或者上述方法的任意组合。所述的部分方法在美国专利4,491,559；4,249,955，3,888,662；和3,850,368中进行了讨论，在本申请中，其整体引入作为参考。
无论如何，不管粉末混合物是否已密实化，其固态几何形状可以是任何一种本领域的技术人员能够想象到的形状。为获得一种形状或者各种形状的组合，粉末混合物的成形可以在致密化处理之前、该过程中和/或致密化之后进行。致密化处理之前的成形技术包括上述任何方法以及生坯机加工或者生坯的可塑成形或者所述方法的组合。致密化处理后的成形技术可包括任何机加工手段如磨削，电火花加工，电刷珩磨，切削…等。
包含粉末混合物的生坯然后可以采用任何与制造本发明的金属陶瓷相匹配的方法进行致密化处理。一个优选的方法是液相烧结。这种方法包括真空烧结、压力烧结(也称为烧结-HIP法)，热等静压制(HIPping)等。实施所述方法的温度和/或压力应足以获得基本理论密度的孔隙率最小的部件。例如，对于具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷，所述温度为约1300-1760℃(2373-3200°F)，并且优选为约1400～1600℃(2552-2912°F)。致密化的压力为约0～206MPa(0～30ksi)。对于碳化物金属陶瓷，压力烧结(即烧结-HIP法)可在约1.7-13.8MPa(约250psi-2ksi)的压力下进行，实施温度为约1370-1600℃(2498-2912°F)，而HIPping法可在约68-206MPa(10-30ksi)的压力以及1310-1760℃(2373-3200°F)的温度下进行。
致密化处理可在不存在任何气氛时，即真空中进行；或者在惰性气氛，例如，IUPAC第18族中的一种或多种气体中进行；在渗碳气氛中进行；在含氮的气氛，例如，氮气，合成气体(96％氮气，4％氢气)，氨，等中进行；或者在还原性气体混合物，如H2/H2O，CO/CO2，CO/H2/CO2/H2O等中进行；或者在上述各种气体之任意组合的气氛中进行。
下面对本发明进行说明。下面的描述中对本发明的各个方面做了证实和阐明，但是，不应把所作的描述看成为对本发明的范围的限制。
表1中概括的内容包括名义粘结剂含量wt％，Co∶Ni∶Fe比值，金属陶瓷类型，第一种硬质组元的wt％，第一种硬质组元的尺寸(μm)，第二种硬质组元的wt％，第二种硬质组元的尺寸(μm)，第三种硬质组元的wt％，第三种硬质组元的尺寸(μm)，研磨方法(其中，WBM＝湿法球磨，AT＝碾磨机研磨)，研磨时间(小时)，以及致密化(Dnsfctn*)方法(其中VS＝真空烧结，HIP＝热等静压，PS＝压力烧结[也称作烧结-HIP法])，温度(Temp)，时间(小时)，所涉及的几种WC-金属陶瓷和TiCN-金属陶瓷均处于本发明的范围之内。所述这些材料均采用在下述文献中介绍的传统的粉末冶金技术进行生产，所述文献例如有Kenneth J.A.Brookes著的“World Directory and Handbook ofHARDMETALS AND HARD MATERIALS”第六版，Internationalcarbide DATA(1996)；George Schneider著的“PRINCIPLES OFTUNGSTEN CARBIDE ENGINEERING”第二版，Society of Carbideand Tool Engineers(1989)；“Cermet-Handbook”，Hertel AG，werkzeuge+Hartstoffe，Fuerth，Bavaria，Germany(1993)；以及P.Schwarzkopf和R.Kieffer著的“CEMENTED CARBIDES”，TheMacmillan Company(1960)-在本专利申请中，此处整体引入上述文献以供参考。
使用市售的组分制备所述这些金属陶瓷(例如，参阅“WorldDirectory and Handbook of HARDMETALS AND HARDMATERIALS”第六版)。例如，材料8，表1中的一种WC-金属陶瓷，由约10公斤(kg)的原始粉末批料制备而成，所述批料包含约89.9wt％WC(-80+400目)[粒子尺寸介于约38μm和180μm之间]的粗晶碳化钨，来自kennametal Inc.Fallon，Nevada[该碳化钨也是表1中的材料5和8-12的原始WC]，约4.5wt％的市售的超细钴粉末，约2.5wt％的市售镍粉末(INCO Grade 255，INCO International，Canada)，2.5wt％市售的铁粉末(产地Carbonyl Iron Powder CN，BASF Corporation，Mount Olive，New Jersey)，以及约0.6wt％的钨金属粉末(粒子尺寸约1μm，来自kennametal Inc.Fallon，Nevada)。这批料中需添加约2.1wt％的石蜡和约0.3wt％的表面活性剂，并与约4.5升的石脑油(“LACOLENE”牌的石油馏分，来自Ashland Chemical Co.，Columbus，OH)相混合，进行湿法球磨约16小时。所述研磨后的混合物在sigma叶片式干燥器中进行干燥，使用Fritzmill磨机进行干研磨，并且团球化，以产生Scott密度约25×106kg/m3(63.4克/英寸3)的压制粉末。所述压制粉末在通过压制成形为方板形生坯(基于SNG433型刀片)的过程中具有良好的流动性能。
将所述生坯置于真空烧结炉中的专用炉具上进行致密化处理。在被排空至0.9千帕斯卡(KPa)[7乇]的氢气氛中，将所述烧结炉及其炉内物质在真空条件下，用约9/12个小时由室温加热至约180℃(350°F)，并保持约3/12个小时；用约9/12个小时加热至370℃(700°F)并保持约4/12个小时；用约5/12个小时加热至约430℃(800°F)并保持约4/12个小时；用约5/12小时加热至约540℃(1000°F)并保持约2/12小时；用约4/12小时加热至约590℃(1100°F)；然后，关掉氢气，在约15-23μm的真空下，用约16/12个小时加热至约1120℃(2050°F)并保持约4/12个小时；用约9/12个小时加热至约1370℃(2500°F)并保持约4/12个小时，同时通入氩气至气体压力达约1.995KPa(15乇)；在将氩气压力保持在约1.995KPa(15乇)的同时，用约19/12个小时加热至约1550℃(2825°F)并保持约9/12个小时；然后，关掉炉子电源，并且使炉子及炉内物质冷却至约室温。正如本领域的任何技术人员所了解的那样，表1中的材料8采用已知技术制备。在这一方面，利用已知技术，尤其是真空烧结技术的能力是本发明的一个优点，并且与本领域的有关教导相反。
与材料8类似，表1中的材料1-7和9-12均采用大体上标准的技术来加以成形、密实化和致密化。材料1-4，6，7，11和12的致密化处理采用压力烧结法(也称为烧结-HIP法)进行，其中，在如表1中所示的温度下，在最后的约10分钟的时间内，烧结炉中的气氛压力升至约4MPa(40巴)。此外，制备了作为对照的只含有Co粘结剂的现有技术的材料，以便与材料2，4-6和9-12进行比较，同时也制备了作为对照的含有Co-Ni粘结剂(Co∶Ni＝2∶1)的现有技术的材料，以便和材料7进行比较。
表1中的材料1-8以及作为对照的现有技术的材料的机械，物理和显微组织性能的结果分别在表2中列出。尤其是，表2列出的性能包括密度(g/cm3)，磁饱和值(0.1μTm3/kg)，矫顽力(Oe，基本上依据国际标准ISO 3326Hardmetals-Determination of(the magnetization)Coercivity加以测定，本申请中全部引入这一标准作为参考)，硬度(Hv30，基本上依据国际标准ISO 3878Hardmetals-Vickers硬度试验加以测定，本申请中全部引入此标准作为参考)，横向断裂强度(MPa，基本依据国际标准ISO 3327/B型Hardmetals-Determination of transverserupture strength加以测定，本申请中全部引入此标准作为参考)，以及孔隙率(基本上依据国际标准ISO 4505Hardmetals-Metallographicdetermination of porosity and Uncombined Carbon加以测定，本申请中全部引入此标准作为参考)。
对材料9-12和作为对照的现有技术的材料进行了深入评价，所获结果分别列于表3，4，5和6中。所获数据包括密度(g/cm3)，磁饱和值(Tm3/kg)，矫顽力(Hc，奥斯特)，维氏硬度(HV30)，洛氏硬度(HRA)，断裂韧性(KIC，兆帕斯卡×米的平方根[MPam1/2]，测定所依据的ASTM的规定是C1161-90 standard Test Method for FlexuralStrength of Advanced Ceramics at Ambient Temperature，philadelphia，美国试验和材料学会PA，本申请中整体引入此规定作为参考)，粘结剂比值(wt％ Co∶wt％Ni∶wt％Fe，依据化学分析结果确定)，粘结剂含量(金属陶瓷的重量百分数)，横向断裂强度(TRS，兆帕斯卡(MPa)，其中，表4基本采用Schleinkofer等介绍的方法确定，所述方法参见MaterialsScience and Engineering，A194(1995)，1-8，表3，5和6中的结果依据ISO 3327加以确定，本申请中将其整体引入作为参考)，热传导性(热导率，卡/厘米-秒-摄氏度(cal/(cm·s·℃))，基本上采用脉冲激光技术确定)，20℃，200℃，400℃，600℃，和800℃时的热维氏硬度(Hv100/10，通过采用约100克的载荷压入某一温度下的金属陶瓷样品约10秒钟来测定)，以及粘结剂的化学分析结果(wt.％，采用X射线荧光技术测定[粘结剂中只有Co，Ni和Fe；Ta，Ti，Nb和Cr假定以碳化物形式存在，因而是硬质组元的一部分；100wt.％含量中的余下部分为WC或TiCN，不同材料时的WC或TiCN含量在表1中分别给出，如果存在，还有附带杂质])。
表3材料性能之比较-1535℃下真空烧结* 磁饱和值** 矫顽力*** 维氏硬度****洛氏硬度# 粘结剂比值(Co∶Ni∶Fe)## 材料中粘结剂总含量###横向断裂强度(此值由Weibull分布结果确定)#### 导热性 热维氏硬度化学分析结果(wt％)
表4材料性能之比较-1550℃下的真空烧结* 磁饱和值** 矫顽力*** 维氏硬度****洛氏硬度# 粘结剂比值(Co∶Ni∶Fe)## 材料中粘结剂总含量
### 横向断裂强度(此值由Weibull分布结果确定)####导热性
热维氏硬度化学分析结果(wt％)
表5材料性能之比较-1485℃下的压力烧结*磁饱和值** 矫顽力*** 维氏硬度**** 洛氏硬度#粘结剂比值(Co∶Ni∶Fe)## 材料中粘结剂总含量
### 横向断裂强度(此值由Weibull分布结果确定)#### 导热性
热维氏硬度化学分析结果(wt％)
表6材料性能之比较-1550℃下的压力烧结* 磁饱和值** 矫顽力*** 维氏硬度****洛氏硬度# 粘结剂比值(Co∶Ni∶Fe)## 材料中的粘结剂总量
### 横断裂强度(此值由Weibull分布结果确定)####导热性
热维氏硬度化学分析结果(wt％)
简言之，上述结果证实，与作为对照的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷的性能相比，具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷的性能至少与之相当，并且一般而言还更优一些。为了对本发明的具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷进行更确切地评价，使用了其它的显微组织观察手段，包括光学显微术、透射电子显微术以及扫描电子显微术。图1是现有技术的具有碳化钨硬质组元4和Co粘结剂2的WC-金属陶瓷的显微组织的光学照片，所述金属陶瓷通过在约1550℃下的真空烧结而成(现有技术的材料10)。图2是具有碳化钨硬质组元4和Co-Ni-Fe粘结剂6的WC-金属陶瓷的显微组织的光学照片，所述WC-金属陶瓷也由在约1550℃下的真空烧结而成(材料10)。上述两种显微组织似乎基本相同。现有技术的材料10和材料10中的粘结剂的体积百分数(基本上通过测量黑区的面积百分数来加以确定)在约1875×(6.4μm)下的测量结果分别为12.8和11.9，如图1a和图2a所示。另外，在约1200X(10μm)下测量的结果分别为约13.4和14.0。在约1200X(10μm)下测得的现有技术的材料9和材料9中的粘结剂的面积百分数分别为约15.3和15.1。在约1200X(10μm)下测得的现有技术的材料11和材料11中粘结剂的面积百分数分别为约14.6和15.1。这些数据证实，当具有Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷和现有技术的具有Co粘结剂的WC-金属陶瓷均由依据大体相同重量百分数的硬质组元和粘结剂配制的粉末批料制备而成时，这两种WC-金属陶瓷的硬质组元和粘结剂的体积百分数基本相同。
图3-10将材料9样品中的元素分布(使用JSM-6400扫描电子显微镜(型号ISM65-3；生产商JEOL LTD，Tokyo，Japan)，通过能量色散谱仪在扫描电子显微镜中进行确定，所用扫描电子显微镜配置有LaB6阴极电子枪系统和带有硅-锂探测量的能量色散X射线系统(生产商Oxford Instruments Inc.，Analytical System Division，Microanalysis Group，Bucks，England)与其组织特征联系起来。图3是包含Co-Ni-Fe粘结剂6，WC硬质组元4和碳化钛硬质组元10的材料9的显微组织的背散射电子像(BEI)。图4-10分别是与图3中的显微组织相对应的钨(W)，碳(C)，氧(O)，钴(Co)，镍(Ni)，铁(Fe)，和钛(Ti)的元素分布图。Co，Ni和Fe分布的一致性证实它们是作为粘结剂存在的。Co，Ni和Fe与W的分布不一致证实Co-Ni-Fe粘结剂将碳化钨粘结一起。将图10中展示Ti存在的区域和图3中相同区域的BEI像联系起来，可认为有含钛的碳化物存在。
对现有技术的材料11和材料11进行了透射电子显微(TEM)分析。所述两种材料的样品均基本上根据Uwe Schleinkofer的博士论文“Fatigue of Hard Metals and Cermets Under Cyclically VaryingStress”中介绍的方法进行制备，该博士论文在1995年被提交至德国的the Erlangen-Nvernberg大学工学部，它在本申请中整体引入作参考。使用Phillips Electronics EM400T扫描电子显微镜(STEM)进行了分析，所述STEM装备有带有硅锂探测器的能量色散X射线系统(生产商Oxford Instruments Inc.Analytical system Division，MicroanalysisGroup，Bucks，England)。图11示出的是现有技术的材料11的Co粘结剂2的TEM像。面状堆垛层错12似乎遍及具有高浓度的堆垛层错区14的Co粘结剂2中。每个堆垛层错代表一薄层发生fcc→hcp转变的Co粘结剂。这些高浓度的堆垛层错区代表发生明显的fcc→hcp转变的Co粘结剂。出现面状堆垛层错的原因之一是Co粘结剂的堆垛层错能低。结果，应力和/或应变的作用导致其它的fcc结构转变成hcp结构，造成Co粘结剂的硬化。图12示出的是现有技术的材料11中与碳化钨硬质组元4相邻的Co粘结剂2的另一个区域的TEM像。与图11相似，面状堆垛层错12似乎遍及具有高浓度的堆垛层错区14的Co粘结剂2中。
相反，图13示出的是材料11的Co-Ni-Fe粘结剂2的TEM像。除了碳化钨硬质组元4之外，图13中有位错16存在。与现有技术的材料11不同，本申请人认为材料11的Co-Ni-Fe粘结剂的堆垛层错能高，从而抑制了面状堆垛层错的形成。另外，本申请人认为该堆垛层错能的值可使位错进行无约束的运动。图14，14a和14b分别示出了作为比较的材料11的Co-Ni-Fe粘结剂的TEM显微照片，沿着所述粘结剂的
晶带轴的选区衍射(SAD)结果以及沿着[101]晶带轴的SAD结果。图14a和14b的SAD结果具有fcc结构的特点，而没有hcp结构特征存在。因此，应力和/或应变对Co-Ni-Fe粘结剂的作用产生的是非面状缺陷如位错16。这一特点意味着Co-Ni-Fe粘结剂中存在比在Co粘结剂中程度更大的塑性变形。Co粘结剂中的有限塑性变形的结果在图15和15a中显著地展现出来。这些TEM图像展示出Co粘结剂4中形成的裂纹22，裂纹的取向22和20’，而且还可看出裂纹的取向与堆垛层错的取向18和18’一致。相反，Co-Ni-Fe粘结剂的塑性的好处在图16和16a中体现出来。这些TEM图像表明存在单一的位错38，在TEM的薄断面表面上存在位错滑移标记26以及存在高密度的非面状无约束的位错，所述高密度的位错表明Co-Ni-Fe粘结剂6的塑性变形24程度高。
采用Weibull统计方法对测得的现有技术的材料9以及材料9的横向断裂强度(TRS)进行了分析。图17是现有技术的具有Co粘结剂的材料9(用空心圆圈“○”表示)和材料9(用圆点“●”代表)的TRS的Weibull分布曲线图。现有技术的材料9的Weibull模量约20.4，平均TRS(弯曲强度)约1949MPa，上述二性能均由线性最小二乘拟合方程In(In(1/(1-F)))＝20.422·In(σ/MPa)-154.7(用图中的-----线代表)来确定。在该方程中，F＝(i-0.5)/Ni，其中，i是样品数，Ni是试验的样品的总数，σ是测得的材料的弯曲强度。材料9的Weibull模量约27.9，平均TRS(弯曲强度)约2050MPa，上述二性能均由线性最小二乘拟合方程In(In(1/(1-F)))＝27.915·In(σ/MPa)-212.87(用图中的-----代表)来确定。
采用Weibull统计方法对测得的现有技术的材料10以及材料10的TRS进行了分析。图18是现有技术的具有Co粘结剂的材料10(用空心圆圈“○”表示)和材料10(用圆点“●”代表)的TRS的Weibull分布图。现有技术的材料10的Weibull模量约32.4，平均TRS(弯曲强度)约1942MPa，上述二性能均由线性最小二乘拟合方程In(In(1/(1-F)))＝32.4189·In(σ/MPa)-254.46(在图中用-----线代表)来确定。材料10的Weibull模量约9.9，平均TRS(弯曲强度)约2089MPa，上述二性能均由线性最小二乘拟合方程In(In(1/(1-F)))＝9.9775·In(σ/MPa)-75.509(在图中用-----线代表)来确定。
采用Weibull统计方法对测得的现有技术的材料12和材料12的TRS进行了分析。图19是现有技术的具有Co粘结剂的材料12(用空心圆圈“○”代表)和材料12(用圆点“●”代表)的横向断裂强度(TRS)的Weibull分布图。现有技术的材料12的Weibull模量约35.1，平均横向断裂强度(弯曲强度)约2085MPa，上述二性能均由线性最小二乘拟合方程In(In(1/(1-F)))＝35.094·In(σ/MPa)-268.2(在图中用-----线代表)来确定。材料12的Weibull模量约17.2，平均横断裂强度(弯曲强度)约2110MPa，上述二性能均由线性最小二乘拟合方程In(In(1/(1-F)))＝17.202·In(σ/MPa)-131.67(在图中用-----线代表)。
对在空气中，室温以及约700℃下的现有技术的材料10和材料10的疲劳性能进行了评价(所基本依据的测定方法的出处分别是U.Schleinkofer，H.G.Sockel，P.Schlund，K.Grting，W.Heinrich，Mat.Sci.Eng.A194(1995)1；U.Schleinkofer，博士论文，Erlangen-Nrnberg大学，Erlange，1995；U.Schleinkofer，H.G.Sockel，K.Grting，W.Heinrich，Mat.Sci.Eng.A209(1996)313；U.Schleinkofer，H.G.Sockel，K.Grting，W.Heinrich，Int.J.of Refractory Metals & Hard Materials15(1997)103，本申请中引入上述文献作为参考)，并在氩气氛中，约700℃下，对上述两种材料的疲劳性能进行了评价(测定方法见B.Roebuck，M.G.Gee，Mat.Sci.Eng.A209(1996)358，本申请中引入此文献作为参考)，并且将所获结果分别在图20，21和22中示出。尤其是，图20示出的是现有技术的材料10(用空心圆圈“○”代表)和材料10(用圆点“●”代表)在空气中，室温下的应力幅度(σmax)与直至失效时的循环次数间的关系。图21示出的是现有技术的材料10(用空心圆圈“○”代表)和材料10(用圆点“●”代表)在空气中，700℃下的应力幅度(σmax)与试验至失效时的循环次数间的关系。图22示出的是现有技术的材料10(用空心圆圈“○”代表)和材料10(用圆点“●”代表)在氩气氛中，700℃下的低周疲劳性能数据(应力幅度[σmax]与试验至失效时的循环次数间的关系)。在全部三种试验中，材料10的疲劳寿命至少与现有技术的材料10的疲劳寿命一样长，而且一般而言，还有所改善。由图20可看出，材料10具有较优的疲劳寿命。尤其是，三种试验均在达到被限定的无限寿命-200,000个循环时停止(图20中用“●→”表示)。此外，图22清楚地证实，在高温下，对于同样的应力水平，材料10具有较优的疲劳寿命。
在本申请中指明的专利和其它文件整体引入本文作为参考。
从此处公开的本发明的说明书和实施过程的角度考虑，本发明的其它实施方案对于本领域的技术人员都是显而易见的。例如，本发明的金属陶瓷可用于进行材料的控制或去除，包括，例如，采矿业，建筑业，农业以及金属去除的应用场合。农业应用场合的几个实例包括播种开沟器，农业工具刀片，盘式叶片，树桩切割机或磨碎机，犁地工具和土地耕作工具。采矿业和建筑业的应用场合的一些实例包括切削或开凿工具，地钻，矿物或岩石钻具，建筑装备叶片，刀轮切削具，土地加工工具，粉碎机以及挖掘工具。材料去除应用场合的一些实例包括钻头、端铣刀、铰刀、翻新工具，材料切削或铣削刀片，具有切屑控制特性的材料切削或铣削刀片，以及包括涂层的材料切削或铣削刀片，所述涂层采用化学气相沉积(CVD)，压力气相沉积(PVD)，转化涂覆等中任一技术进行涂覆。本发明的金属陶瓷的一个具体应用实例是将表1中的材料3用作螺旋冲头。用作螺纹冲头的金属陶瓷必须具有高的冲击韧性。材料3是含有约22wt％的Co-Ni-Fe粘结剂的WC-金属陶瓷，其与现有技术的材料4进行对比试验，所述材料4含有约27wt％的Co粘结剂。由材料3制成的螺旋冲头优于由现有技术的材料4制成的螺旋冲头-所产生的旋进次数分别为60,000-90,000和30,000-50,000。另外，也注意到，材料3比现有技术的材料4更容易进行机加工(例如，形成切屑)。
本说明书和实施例只具有说明性作用，本发明的真实范围和精神由附后的权利要求书确定。
权利要求
1.一种金属陶瓷，其包含至少一种硬质组元和一种Co-Ni-Fe粘结剂，所述粘结剂含有约40～90wt％的钴，所述粘结剂的余下部分由镍和铁以及，任选的附带杂质组成，其中，镍至少为所述粘结剂的4wt％但不超过36wt％，铁至少为所述粘结剂的4wt％但不超过36wt％，所述粘结剂中的Ni∶Fe比值为约1.5∶1～1∶1.5，但包含由50wt％钴，25wt％镍和25wt％铁组成的Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷除外。
2.根据权利要求1的金属陶瓷，其中，所述的Co-Ni-Fe粘结剂基本具有面心立方(fcc)结构，并且在进行塑性变形时，不会产生应力或应变诱发的相变。
3.根据权利要求1或权利要求2的金属陶瓷，其中所述Co-Ni-Fe粘结剂基本上是奥氏体型的。
4.根据权利要求1-3中之任一项的金属陶瓷，其中所述粘结剂中的Ni∶Fe比值约为1∶1。
5.根据权利要求1-4中之任一项的金属陶瓷，其中所述粘结剂中的钴∶镍∶铁之比值约为1.8∶1∶1。
6.根据权利要求1-5中之任一项的金属陶瓷，其中所述粘结剂为所述金属陶瓷的0.2-35wt％。
7.根据权利要求6的金属陶瓷，其中所述粘结剂为所述金属陶瓷的3-30wt％。
8.根据权利要求1-7中之任一项的金属陶瓷，其中，所述至少一种硬质组元包括碳化物、氮化物、碳氮化物、它们的混合物以及它们的固溶体中至少之一种。
9.根据权利要求1-8中之任一项的金属陶瓷，其中，所述至少一种硬质组元包括至少一种碳化物，所述碳化物为钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中的至少之一种的碳化物。
10.根据权利要求1-9中之任一项的金属陶瓷，其中，所述至少一种硬质组元包括至少一种碳氮化物，所述碳氮化物为钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中的至少之一种的碳氮化物。
11.根据权利要求8-10中之任一项的金属陶瓷，其中，至少一种所述碳化物是碳化钨(WC)。
12.根据权利要求11的WC-金属陶瓷，其进一步包含至少一种碳化物，所述碳化物为钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬和钼中的至少一种的碳化物。
13.根据权利要求11或权利要求12的WC-金属陶瓷，其进一步包含至少一种碳氮化物，所述碳氮化物为钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中的至少一种的碳氮化物。
14.根据权利要求8-10中之任一项的金属陶瓷，其中，至少一种所述的碳氮化物是碳氮化钛(TiCN)。
15.根据权利要求14的TiCN-金属陶瓷，其进一步包含至少一种碳化物，所述碳化物为钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中的至少一种的碳化物。
16.根据权利要求14或权利要求15的TiCN-金属陶瓷，其进一步包含至少一种碳氮化物，所述碳氮化物为锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中的至少一种的碳氮化物。
17.根据权利要求1-16中之任一项的金属陶瓷的制造方法，其包括的步骤为
提供至少一种硬质组元；
将粘结剂与所述至少一种硬质组元混合，以形成一种粉末混合物，所述粘结剂包含约40-90wt％钴，所述粘结剂的余下部分由镍和铁以及任选的附带杂质组成，其中，镍至少为所述粘结剂的4wt％但不超36wt％，铁至少为所述粘结剂的4wt％但不超过36wt％，所述粘结剂中的Ni∶Fe比值为约1.5∶1-1∶1.5；但是，组成为50wt％钴，25wt％镍和25wt％铁的粘结剂除外；以及
对所述粉末混合物进行致密化处理，以获得所述金属陶瓷。
18.根据权利要求17的方法，其中所述致密化处理包括真空烧结和压力烧结中的至少一种。
19.根据权利要求17或权利要求18的方法，其中，所述的粘结剂包括钴、镍和铁的混合物。
20.根据权利要求17或权利要求18的方法，其中，所述的粘结剂包括钴、镍和铁的合金。
21.根据权利要求17-20中之任一项的方法，其中，所述的至少一种硬质组元包含碳化物、氮化物、碳氮化物、它们的混合物以及它们的固溶体中的至少一种。
22.根据权利要求17-21中之任一项的方法，其中，所述的至少一种硬质组元包含至少一种碳化物，所述碳化物为钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中的至少一种的碳化物。
23.根据权利要求17-22中之任一项的方法，其中，所述的至少一种硬质组元包含至少一种碳氮化物，所述碳氮化物为钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中的至少一种的碳氮化物。
24.根据权利要求1-13中之任一项的金属陶瓷和包括含50wt％钴，25wt％镍和25wt％铁的Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷作为采矿业和建筑业的挖掘型工具的用途，其中，所述粘结剂约为所述金属陶瓷的5-27wt％。
25.根据权利要求24的用途，其中，所述粘结剂约为金属陶瓷的5-19wt％。
26.根据权利要求1-13中之任一项的金属陶瓷和包括含50wt％钴，25wt％镍和25wt％铁的Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷作为采矿业和建筑业的旋转工具的用途，其中所述粘结剂约为所述金属陶瓷的5-19wt％。
27.根据权利要求26的用途，其中，所述粘结剂约为所述金属陶瓷的5-15wt％。
28.根据权利要求1-13中之任一项的金属陶瓷和包括含50wt％钴，25wt％镍和25wt％铁的Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷作为螺旋冲头的用途，其中，所述粘结剂约为所述金属陶瓷的8-30wt％。
29.根据权利要求28的用途，其中，所述粘结剂约为所述金属陶瓷的10-25wt％。
30.根据权利要求1-16中之任一项的金属陶瓷和包括含50wt％钴，25wt％镍和25wt％铁的Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷作为用于工件材料的有屑机加工的切削工具的用途，其中，所述粘结剂约为所述金属陶瓷的2-19wt％。
31.根据权利要求30的用途，其中，所述粘结剂约为所述金属陶瓷的5-14wt％。
32.根据权利要求1-16中之任一项的金属陶瓷和包括含50wt％钴，25wt％镍和25wt％铁的Co-Ni-Fe粘结剂的金属陶瓷作为材料机加工的细长的旋转工具的用途，其中，所述粘结剂约为所述金属陶瓷的0.2-19wt％。
33.根据权利要求32的用途，其中，所述粘结剂约为所述金属陶瓷的5-16wt％。
全文摘要
公开了具有Co－Ni－Fe粘结剂的金属陶瓷,以及所述金属陶瓷的制造方法和用途。该Co－Ni－Fe粘结剂含有约40—90wt%钴,余下部分为Ni,Fe和附带杂质。所述粘结剂的特点是甚至在进行塑性变形时,其基本上仍保持面心立方的晶体结构不变,并且避免应力和/或应变诱发的相变发生。换言之,所述Co－Ni－Fe粘结剂加工硬化性较低。该金属陶瓷用作采矿业和建筑业的工具,用作机加工材料的工具,以及用作螺旋冲头。
文档编号C22C29/08GK1268188SQ9880854
公开日2000年9月27日 申请日期1998年8月20日 优先权日1997年8月27日
发明者H－W·海恩里克, M·沃尔夫, D·施米德特, U·施勒因克夫 申请人:钴碳化钨硬质合金公司