碳化钨颗粒的处理方法

专利名称：碳化钨颗粒的处理方法
技术领域：
本发明涉及用于耐磨应用的部件领域，特别是涉及获得具有改善机械特性的碳化钨颗粒的方法。
背景技术：
在石油钻探领域，众所周知通过激光和等离子体转移弧(PTA)在金属工具上涂覆高碳化物含量的耐磨涂层。这种处理能够明显提高某些部件的使用寿命和显著降低某些工艺的成本。石油钻探领域是这种耐磨涂层的一个典型应用实例，但是，其他领域，例如金属成型和矿石处理领域对这种涂层的兴趣越来越大。
使用激光和PTA能够涂覆具有低稀释率和孔隙率的焊接涂层。但是，这些近乎完美的涂覆技术明显提高了对沉积粉末本身的质量要求。因此，提高了对在使用期间具有高硬度和良好韧度的产品的要求。
就碳化物粉末而言，也希望提供具有圆形的颗粒，这能够降低涂层中的应力集中，能够在涂覆期间实现最充分的流动。因此，最近对球状熔融碳化钨粉末提出的一个重要的潜在要求是其具有适合于激光和PTA应用的直径。
在本领域已知几种碳化钨产品。下面讨论每一种这些产品及其缺点。为了便于参考，

图1(现有技术)中示出了C采用原子百分数表示的钨(W)和碳(C)系(此后称作W-C系)的相图。
角状熔融碳化钨市售的熔融(或铸造)碳化钨通过使钨与碳在置于电弧炉中的石墨坩埚中发生反应形成液体制备而成。然后，将获得的具有共晶组成的液体浇注在水冷铜模具中。之后，将获得的固体破碎至要求的目数。熔融碳化钨含有约3.9重量％碳，并且由约80％W2C和20％WC组成。W2C相具有密堆六方结构，一般已知其较硬，但是更脆。WC相具有简单六方结构，其碳含量为6.1重量％。熔融碳化钨由细至粗的显微组织典型地是W2C晶体呈羽毛状镶嵌在层状结构中，铁(Fe)通常是所存在的最大杂质。图2(现有技术)中示出了熔融碳化钨颗粒的显微组织。
市售的熔融碳化钨的组成如图1中的相图所示。它自本世纪初开发出来，而且，一定对其碳含量已进行了选择，以便优化其机械性能。该物质具有低硬度，约2200-2400维氏硬度(HV)，这得自于在模具中凝固期间获得的缓慢冷却速度。这种低硬度，再加之其显微组织粗大，使得熔融碳化钨不适合用于耐磨涂层应用。
纯碳化钨市售的纯WC通过对钨的氧化物碳化固态制备而成。所制备的颗粒具有微米级，主要用于制备硬质合金。对于作为耐磨涂层的场合，将WC颗粒与细小钴(Co)粉末混合，压制成要求形状，然后进行液相烧结。可以通过改变钴含量优化耐磨性和韧度，以满足应用要求。
目前本领域还已知一种新的Kennametal生产的称作“大晶体”(″macro crystalline″)的纯WC，这种WC可获得与熔融碳化钨相近的颗粒尺寸。其与后者应用场合相同，但是具有改善的性能。与熔融碳化钨相比更优选这种粉末的原因之一是WC的扩散速率比熔融碳化钨中的主要组元W2C低。在焊接期间如果热量过大，这一性能很重要，因为随后会导致基体中W2C的剥离量比WC更高。由基体中碳化物剥离产生的钨会削弱基体，从而明显损害涂层的耐磨性能。
如图1中的相图所示，纯WC在约2785℃分解，形成一个碳含量低的液相和固相碳。
球状熔融碳化钨上述的市售熔融碳化钨颗粒对于耐磨涂层应用存在几个不足之处。这些颗粒中存在的大量的尖锐的角会带来粉末流动问题，并在涂层中产生应力集中。此外，它们具有的是相当未细化的显微组织，而且硬度约2400HV。为了改善熔融碳化钨粉末的机械性能，众所周知是将颗粒球化。
一种获得球状碳化钨的已知方法是一般在低温坩埚中，但是也可以采用等离子体或其它加热工艺，熔化熔融碳化钨的块体或大颗粒，随后对获得的液相进行雾化处理。原料尺寸一般必须至少1mm，以避免在使用冷坩埚时带来操作上的困难。该技术能够获得均匀的显微组织，但是颗粒尺寸范围宽，典型地从10μm至3mm。所制备粉末为球状或者具有圆角，并且具有极细的针状结构，这有助于将颗粒硬度提高至2600-3300HV。
但是，上述方法存在其缺点。如前所述，熔融碳化钨室温下由W2C和WC构成，如图1中的相图所示。熔化该产物能够使所存在的WC进入液相区，并且产生自由碳(C)。在该碳化物的熔点，自由碳升华。这就必然在产物中形成孔隙，这是必须加以避免的，因为它可能会导致涂层中形成裂纹。此外，雾化工艺也是产生某些孔隙的原因。由于这种孔隙不依赖于熔化期间产品的分解，故其更加集中。它将会产生某些大孔隙而不是一组小的分散孔隙。
所获得颗粒尺寸分布范围宽也是处理适合用于耐磨涂层应用粉末的上述技术的一个缺点。当要求小尺寸，例如小于200μm的细小颗粒时，使用冷坩埚球化碳化钨颗粒尤其受到限制。
图3和4(均为现有技术)示出了采用上述冷坩埚技术由Technogenia获得的球化碳化钨颗粒。可以看出，存在大孔隙，而且颗粒具有各种尺寸。但是，颗粒的显微组织非常一致，平均硬度为3200HV。
图5(现有技术)也示出了球化的碳化钨颗粒，这时其由德国的Woka GmbH生产。可以看出颗粒中的孔隙和不规则。颗粒的显微组织比较均匀，未显示存在任何裂纹。平均硬度为3040HV。
通过采用旋转电极的雾化处理也获得了球化颗粒。但是，该方法受到电极直径和旋转速度的限制，因此能够产生直径至少200μm的颗粒。
另一种已知球化技术是通过使颗粒穿过感应等离子体、DC等离子体、辐射束等，对角状粉末或团聚体进行直接加热并最终使其熔化。与前述技术不同，颗粒不是雾化形成，而是由于材料的表面张力在液态呈球状。使用这种技术已获得直径小于400-500μm的球化颗粒，转变的碳化钨粉末的硬度提高至2900HV以上。但是，和采用冷坩埚的技术一样，产物中存在WC以及部分WC发生分解，造成释放出自由碳并形成孔隙。此外，不同颗粒遵循的热路径不同使得在所获颗粒的显微组织中存在大范围不均匀性。
参照图6和7(均为现有技术)，所示出的是由Transmateria获得的球化颗粒。它们采用使角状熔融碳化钨颗粒通过在极高温度下的感应等离子体制备而成。
参照图1中的相图，可以更好地了解在用于获得这些颗粒的加热和冷却过程中不同相的相变动力学。原材料包括角状熔融碳化钨，因此含有约20％WC和80％W2C。当在等离子体中加热时，这两种碳化钨在两个阶段溶解。WC相转变成低碳含量的液相和固态碳。W2C直接进入液相，没有任何碳释放出。由WC相释放出的碳通常自颗粒释放出，但是如果颗粒达到可以出现升华的临界温度，也可以分解成蒸汽相。如果那样的话，由于碳气体的体积比固态大得多，则可能在球化颗粒中产生孔隙。之后，液相中的碳含量稍有下降，其组成向相图左侧移动。这就解释了为什么获得的球化碳化钨中碳含量约3.77重量％，而初始角状碳化钨中碳含量典型地约3.95重量％。应该指出碳含量在整个颗粒样品上测得，而且，可以预期各个单个球化颗粒之间的碳含量明显不同，因为它们在等离子体中的受热情况不会完全一致。在通过等离子体之后，鉴于颗粒尺寸很小，将颗粒随后很快冷却。因此，所获结构主要包括W2C与WC的混合物，这与初始颗粒类似，但是尺寸更细小。
尽管颗粒在等离子体中的停留时间很短，但是，仍然能够将颗粒球化。该方法的主要困难是控制每个被处理颗粒的受热条件，原因是等离子体温度变化范围宽。作为簇射流暴露在等离子体中的各颗粒并不都经历相同的热路径。因此，可以观察到球化颗粒显微组织变化范围很大，如图6所示，尽管在这样一个有限区域看到如此多不同类型的显微组织并不很常见。采用字母A标记的颗粒展示的是所获粉末中最普通的显微组织。但是，这种典型组织依据颗粒不同可以或多或少地精细。颗粒B示出的结构与颗粒A相似，但是存在相互之间呈约60角的整齐分隔。其它颗粒如C和D示出的是一种几乎不受Murakami溶液影响的结构，并且因而一定具有与其它颗粒基本不同的结构。硬度测量表明数值变化范围很大，这一点很容易与所遇到的各种显微组织联系起来。
采用该方法获得的球化碳化钨的特征在于其具有高硬度，但是存在许多裂纹，如图7所示。存在不希望的相或相结构似乎是其与通过低温坩埚获得的球状碳化物颗粒相比出现这种质量较差的原因。与我们能够容易看到受损组织的部位相比，裂纹似乎更经常在白色颗粒中出现。
根据上述描述，显然需要具有高硬度和精细均匀显微组织但不存在任何孔隙的碳化钨粉末。由于其硬度约2400HV，显然市售的熔融碳化钨是不够的。采用冷坩埚球化的颗粒具有良好的硬度，但是其多孔且不规则，且所获得的颗粒尺寸范围太大。可用的DC等离子体和感应等离子体加热系统提供有利于WC分解的路径和不均匀的热压力梯度，这也促进孔隙的形成。
应该指出市场渴望得到满足特定要求的产品。已被文献充分说明的事例是需要能够在钢成形领域涂覆抗咬合涂层的球状碳化铌粉末(参见例如Patrick Klaer，Franz Kiefer，Klas Stjernberg，JamesJ.Cakes的论文“热轧场合用硬质合金的显微组织优化(“Optimization of the microstructure of cemented carbidegrades for hot rolling”)”(P/M Science & Technology Briefs，1999年，第1卷，第4期，5-9页)和K.Tsubouchi，M.Akiyama，M.Tsumura et S.Amano的论文“用于高温不锈钢轧制的工具表面耐磨涂层的发展(“Development of a wear-resistant surface layer fora tool to be used for high-temperature stainless steelrolling”)”(Proc.Instn.Mech.Engrs.，1999年，第213卷，第J部分，473-480页)。由于碳在铌和碳化铌中的扩散速率低，故这种粉末的使用受到限制。这种低扩散速率加之高温下保持装料的高成本导致生产出的粉末极细，不能用于PTA和激光应用。尽管能够将这种细粉末凝聚成块并进行烧结，但是这又会增加生产成本。高成本的铌是限制其使用的另一因素。其他碳化物例如钛、钒和铌基的碳化物可能会引起市场的一些兴趣，但是它们的熔点很高，故可获得的相和生产成本阻碍了它们的应用。
发明目的和概述因此，本发明的目的是提供具有改善性能的碳化钨颗粒。
本发明的优选目的是提供具有高硬度、细小均匀组织且相对无孔隙的碳化钨颗粒。
本发明的另一个优选目的是提供具有上述性能的角状碳化钨。
本发明的又一个目的是提供具有上述性能的球状碳化钨。
因此，本发明提供一种处理碳化钨颗粒的方法，其包括如下步骤a)提供一种含W-C系碳化钨颗粒的原材料，相图上描绘出其组成、显微组织和相分布，该相图显示具有面心立方结构的γ单相区。该单相区向上与液相线交界。所述颗粒具有选定的碳含量，以使其热路径穿过单相区；b)在单相区对原材料进行均匀化处理。由此获得具有面心立方结构的颗粒；以及c)对碳化钨淬火处理，使颗粒在室温保持单相结构。
根据本发明的一个优选实施方案，在均匀化处理和淬火处理之间，实施一个将单相颗粒加热至液相线温度以上以使颗粒球化的附加步骤。
根据本发明的另一个方面，提供根据本发明方法处理的单相碳化钨颗粒，所述颗粒具有面心立方结构。
当参照附图阅读优选实施方案时，将会更好地了解本发明。
附图简述图1(现有技术)是C以原子百分数表示的钨与碳的相图。
图2(现有技术)示出的是市售熔融碳化钨颗粒的显微组织(Marakami，放大倍数1000x)。
图3(现有技术)和图4(现有技术)示出的是由采用冷坩埚球化的来自Technogenia的碳化钨颗粒的显微组织(放大倍数分别为50x和500x)。
图5(现有技术)示出的是由采用冷坩埚球化的来自Woka GmbH的碳化钨颗粒的显微组织(放大倍数为200x)。
图6(现有技术)示出的是由采用感应等离子体球化的来自Transmateria的碳化钨颗粒的显微组织(放大倍数为500x)。
图7(现有技术)示出的是由采用感应等离子体球化的来自Transmateria的碳化钨颗粒的显微组织(放大倍数为200x)。
图8示意性示出的是用于实施本发明一个优选实施方案的方法的石墨炉侧视图。
图9(现有技术)是C以重量百分数表示、Nb含量为8重量％时的W-C-Nb系相图。
图10(现有技术)是C以重量百分数表示、Ti含量为19重量％时的W-C-Ti系相图。
图11(现有技术)是C以重量百分数表示、Va含量为20.5重量％时的W-C-Va系相图。
图12(现有技术)是C以重量百分数表示、Ta含量为9.4重量％时的W-C-Ta系相图。
图13说明的是根据本发明优选实施方案处理碳化钨颗粒的方法的步骤。
本发明优选实施方案描述参照图1中的相图，可以看出对于碳含量为约37-39％时，相图中示出的是γ单相区。该单相区此后将被指定为均匀化区。就W-C系特定情形而言，γ相对应着WC1-x组成，为亚稳态，具有面心立方结构。在传统的熔融碳化钨中一般不存在该相，因为浇注材料之后的冷却速度不够高，无法冻结该亚稳态结构，该亚稳态结构的平衡区相当有限。
根据本发明的一个优选实施方案，提供一种处理碳化钨颗粒，以便获得在室温下单相面心立方颗粒的方法。该方法通常包括如下步骤a)提供一种含W-C系碳化钨颗粒的原材料，相图上描绘出其组成、显微组织和相分布，该相图显示具有面心立方结构的γ单相区。该单相区向上与液相线交界，并且，颗粒具有选定的碳含量，以使其热路径穿过单相区。在本发明的优选实施方案中，原材料是市售的熔融碳化钨，因此包括具有W2C和WC共晶组成的角状颗粒。
b)在单相区对原材料进行均匀化处理。由此获得单相颗粒。
c)对碳化钨淬火处理，使颗粒在室温保持单相结构。
淬火后存在具有面心立方结构的WC1-x相有利于提高所制备粉末的机械性能。市售的熔融碳化钨主要包含密堆六方结构的W2C，一般认为这种相最硬，但是比通常认为韧性差的简单六方结构的WC相更脆。
对熔融碳化钨进行如上所述的均匀化处理，但是未越过液相线，将不会使颗粒球化，但是能够使角状碳化钨的显微组织重新排列，从而使其硬度提高，典型地高于2900HV。或者，可以在步骤b)和c)之间增加一个将碳化钨加热至液相线温度以上的步骤。由此，颗粒将被球化。
WC1-x相具有熔化期间不分解的特性。这是非常重要的，因为不分解将会防止孔隙的形成并且有利于粉末的最终显微组织更加均匀。此外，相的均匀化能够使得所获颗粒在熔化时遵循由DC和感应等离子体焰炬提供的典型热路径，从而提高产品的最终均匀性。此外，不分解消除了引起颗粒熔化期间发生过热的因素的影响。
上述方法适合获得小尺寸，例如200μm或更小的碳化钨颗粒，这种尺度常常是耐磨涂层场合所要求的。因为本方法使原材料发生转变时不需要将大块材料雾化，因此，最终产品的颗粒平均尺寸与原材料相同，只是形状和显微组织不同。因此，如果使用颗粒尺寸在约1μm至5mm之间任意值的原材料，则能够获得具有大致相同尺寸的最终颗粒尺寸，只是存在因蒸发和形状因素产生的差异。
根据本发明碳化钨颗粒的均匀化处理和球化处理可以采用任何合适的加热方法，包括加热炉、加热塔、等离子体系统、激光系统或者任何使所述颗粒能够达到所要求效果的系统或者各系统的组合来实现。参照图8，所示出的是一个适合于实施根据本发明优选实施方案的方法的石墨炉20。本方法使用石墨炉有利于在充分使碳化钨颗粒均匀化但又不跨越液相线的温度下加热原材料。在该示例性实施方案中，加热炉20具有送料系统21，由该系统原材料进入加热炉20中。然后，颗粒穿过顶部腔室22和底部腔室24，这两个腔室连在一起，以便实现颗粒自顶部(22)至底部腔室(24)的循环。通过对每个腔室选择适当的温度，顶部腔室22用于实施均匀化处理，而底部腔室则通过将颗粒加热至液相线以上来使所获颗粒球化。就图1所示的W-C系而言，顶部腔室例如被加热至2600-2700℃，底部腔室加热至2750℃以上。包括两个腔室的加热炉在用于其它应用的领域中已为大家所知晓，可以用来实施本发明方法。有意义的是也可以采用感应等离子体加热底部腔室，以便更好地达到熔化碳化钨所必需的高温。在这种情况下应注意避免达到加热炉在工艺过程中实际受到损耗的温度。加热炉20最后包括一个淬火区26和一个集料区28。
但是，应该了解本发明的范围不受石墨炉的使用所限制。任何能够在要求温度下加热熔融碳化钨并且直接将转变颗粒淬火而没有进行雾化处理的装置，均可以用来实施本方法的步骤。
参照图13，示意性示出的是本发明的另一个实施方案。在这种情况下，原材料在送料系统32中提供，并且进入第一个加热炉34，在这里，原材料在选择以实施根据本发明原则的均匀化处理的温度下进行预加热步骤。然后，所获单相颗粒任选进入第二个加热炉36中，加热至相应相图的液相线以上，并且因此发生球化。如果省略该步骤，那么将获得角状的单相颗粒。颗粒最后进入淬火室38，(优选使用氩气)进行气体流淬火，以便冻结所获得的面心立方显微组织。在该示例性实施方案中，采用振动送料器40将颗粒从一个位置送至下一个位置。
根据本发明的另一个优选实施方案，原材料可以含有至少一种合金化元素。合金化元素的重量比例可以低至0.1％。优选选择的合金化元素是钛、铌、钒和钽。在初始元素中使用上述元素的通用效应是通过扩大W-C系中WC1-x相单相区而促进均匀化处理，并且提高淬火后面心立方结构的稳定性。图9-12示出了通过添加上述每种合金元素获得的W-C系的相图。对于每种元素，借助实施例选择给定比例，但是应该了解组成范围可以很宽，而不偏离本发明的范围。据认为熔融碳化钨的比例可以为1-100％之间的任何值，碳化铌、碳化钒、碳化钽和碳化钛中之每一种的比例可以为1-99％之间。也可以采用合金化元素的组合。
适当选择和使用合金化元素具有几个优点。它可以提高所获(W，X)C1-x单相区的稳定范围的温度和碳含量。这可以由图9-12观察到。它也可以提高面心立方结构的淬透性，即通过淬火加以硬化的能力，这可通过测量淬火产生硬度的深度和分布来确定。对照T-T-T曲线，可揭示出金属的淬透性。当TTT图相对于时间轴向右移动时，意味着淬透性增大。这进而导致淬火后获得的面心立方结构比例增大，从而改善最终产品的机械性能例如硬度和韧性。它也能够细化粉末的最终显微组织和促进最终的显微组织更加均匀。
特别有意义的是采用铌(Nb)作为合金化元素时的情形。在混合碳化物中添加铌降低了碳化物在焊接期间的混溶性，原因是已知铌和碳化铌的扩散速度均特别低。所获产物焊接期间从基体剥离的程度小的多，因而限制了随后在基体中形成脆性相。在这一点上，其性能与Kennametal纯WC“大晶体”粉末的已确认的优点相似。钒具有与铌类似的性能，并且添加至含钨混合碳化物中的优点是相似的。应该注意到由于高温下在镍、铁、铬和钴合金中的混溶性低，铌和钒的碳化物目前已被用作高性能和超合金钢的晶界稳定剂。就铌这一特定情形而言，还可以注意到它在碳化钨中的有益效应也可能是一种钨对碳化铌的有益影响。如前所述，由于碳在铌和其碳化物中的扩散问题，制备具有优异抗咬合性能、颗粒尺寸有利于实施PTA和激光沉积的铌粉末受到限制。在铌和碳化铌中添加钨和碳化钨，在使相应混合物中NbC比例大于50％的情形中的作用，有利于制备具有细小结构的混合碳化物粉末，所述混合碳化物粉末在制备过程中已进行均匀化处理，并且具有对于PTA和激光应用而言良好的颗粒尺寸分布(10-200μm)。这是因为W2C的贡献对于碳在混合碳化物中的扩散起有利作用。
对加入8％Nb的铸造碳化钨进行了测试，已发现这是一个特别有利的比例。铌的加入使碳在开始包析(periectoid)转变形成单相(W，Nb)C1-x的温度下的扩散系数降低64％以上。开始包析(periectoid)转变的温度下降至2260℃，与直接熔融的碳化钨相比，该特定温度点降低270℃以上。此外，由于碳与铌的结合能比碳与钨的结合能高三倍，则碳化铌的存在会显著延缓碳在碳化物中的扩散。此外，扩散系数的这种降低使得能够对(W，Nb)C1-x相进行淬火，因而提高碳化物的韧性。
钛具有突出的硬度，并且已知钛在其本身和其碳化物中的扩散速率也非常低。因此，有利的是在碳化钨颗粒中添加钛作为合金化元素。碳化钛能够提高混合碳化物的硬度、淬透性和碳在(W，Ti)C1-x相中的含量。向碳化钛中添加熔融碳化钨也能够提高在碳化钛中的扩散速率，并且有助于制备碳化钛含量高、尺寸适合于PTA和激光应用的混合粉末。
根据本发明的另一个方面，提供了根据本发明原则处理并且由此具有包含WC1-x显微组织的碳化钨颗粒。本领域的专业人员将会理解不一定必须要求每个颗粒具有严格的面心立方结构，但是，颗粒已进行了显著重排，以便获得这种结构的益处。依据实施方案，所获颗粒可以是球状或角状粉末。
由本发明获得的碳化钨粉末、混合物等特别适合于一些应用场合如抗咬合涂层，而与所使用的沉积方法无关。激光和PTA沉积是可能的沉积方法示例。所获抗咬合涂层可以用于例如(但不仅仅如此)热成型或冷成型轧辊，用于塑料或金属成形领域，用于机械领域(轴、轴颈、螺钉、齿轮、轴承等)，用于石油领域(钻柱的运动组件等)以及用于运输领域(刹车片等)。在为了实现获得在铁、钴、镍和铬中碳化物剥离程度低的涂层这一特定目的的焊接中，混合碳化物特别合适。这包括它们用作添加或喷射粉末、线材或柔性条或焊条或钎焊成分。
当然，只要不偏离在附后权利要求中规定的本发明范围，可以对上述实施方案进行许多修正。
权利要求
1.一种处理碳化钨颗粒的方法，其包括如下步骤a)提供含W-C系碳化钨颗粒的原材料，其组成、显微组织和相分布在相图上示出，该相图显示具有面心立方结构的γ单相区，所述单相区向上与液相线交界，而且，所述颗粒的碳含量的选择使其热路径穿过单相区；b)在所述单相区对所述原材料进行均匀化处理，由此获得具有面心立方结构的单相颗粒；以及c)对碳化钨淬火处理，使单相颗粒在室温保持单相结构。
2.根据权利要求1的方法，其包括一个在均匀化处理和淬火处理之间的步骤-将单相颗粒加热至液相线温度以上以使颗粒球化。
3.根据权利要求1或2的方法，其中，原材料中的所述碳化钨颗粒具有角状。
4.根据权利要求3的方法，其中，原材料中的所述碳化钨颗粒的平均直径小于200μm。
5.根据权利要求1-4中之任何一项的方法，其中，原材料中的所述碳化钨颗粒含有37-39原子％碳。
6.根据权利要求1-5中之任何一项的方法，其中，原材料中的所述碳化钨颗粒是具有WC和W2C共晶组成的铸造碳化钨颗粒。
7.根据权利要求1-4中之任何一项的方法，其中，所述原材料含有至少一种用于扩大所述单相区、从而提高单相颗粒淬透性的合金化元素。
8.根据权利要求7的方法，其中，所述合金化元素选自于Ti，V，Nb和Ta。
9.根据权利要求7的方法，其中，所述原材料含有至少0.1重量％Nb。
10.根据权利要求9的方法，其中，所述原材料含有8重量％Nb。
11.根据权利要求7-10中之任何一项的方法，其中，所述合金化元素与所述原材料中的碳化钨铸造一起。
12.根据权利要求1-11中之任何一项的方法，其中，所述单相颗粒包含具有WC1-x组成的颗粒。
13.根据权利要求8或9的方法，其中，所述单相颗粒的第一部分包括具有WC1-x组成的颗粒，所述单相颗粒的第二部分包括具有XC1-x组成的颗粒，其中，X选自于Ti，V，Nb和Ta。
14.根据权利要求1-13中之任何一项的方法，其中，步骤b)中的均匀化处理包括在石墨炉中加热原材料。
15.根据权利要求2的方法，其包括使用具有顶部腔室和底部腔室的石墨炉，这两个腔室连在一起，以便实现颗粒自顶部至底部腔室的循环，所述均匀化处理在顶部腔室进行，所述加热至液相线以上在底部腔室实施。
16.根据权利要求15的方法，其中，所述底部腔室采用感应等离子体加热。
17.根据权利要求1-16中之任何一项的方法处理的单相碳化钨颗粒，所述颗粒具有面心立方结构。
18.根据权利要求17的单相碳化钨颗粒，其中，所述颗粒具有WC1-x组成。
19.根据权利要求8或9的方法处理的单相碳化钨颗粒，所述颗粒具有面心立方显微结构，所述颗粒的第一部分包括具有WC1-x组成的颗粒，所述颗粒的第二部分包括具有XC1-x组成的颗粒，其中，X选自于Ti，V，Nb和Ta。
20.根据权利要求19的单相碳化钨颗粒，其中，X由Nb组成，而且，所述颗粒的第二部分构成所述单相碳化钨颗粒的0.1％以上，从而降低了其在高温下的混溶性。
全文摘要
提供了一种碳化钨处理方法。原材料含有W－C系碳化钨颗粒，相图上描绘出其是具有面心立方结构的γ单相区，所述单相区向上与液相线交界。在该单相区对所述颗粒进行均匀化处理，并且，随后可以通过熔化进行球化处理。然后，对其进行淬火，以便在室温下冻结所述单相结构。任选地，可以在原材料中添加至少一种合金元素，以扩大单相区，从而提高单相颗粒的淬透性。
文档编号C22C29/00GK1788097SQ200480012731
公开日2006年6月14日 申请日期2004年3月15日 优先权日2003年3月26日
发明者P·卡伦, A·特伦布莱 申请人:英弗盖尔公司