专利名称：烧结碳化物及其制备方法
技术领域：
本发明涉及包含平均晶粒尺寸低于0. 3微米的碳化钨(WC)晶粒的烧结碳化物，以及制备该烧结碳化物的方法。
背景技术：
烧结碳化物工业的普遍趋势为生产WC平均晶粒尺寸尽可能低的WC-Co材料，特别是具有纳米材料(晶粒尺寸小于0. 1微米或100纳米)范畴的晶粒尺寸。由平均晶粒尺寸低于0. 3微米的WC粉末制备的、WC平均晶粒尺寸接近0. 2微米的WC-Co硬质合金，被称作“近-纳米(near-nano)烧结碳化物”或“近-纳米硬质合金”(参见如Μ. Brieseck， I. HUnsche等人，“超精细和近纳米硬质合金的优化烧结和晶粒生长抑制(Optimi sed sintering and grain-growth inhibition of ultrafine and near-nano hardmetals)，，·
Int. Conf.PM2009，哥本哈根，ΕΡΜΑ)。现已发现，相对于常规的平均晶粒尺寸为 0. 3-0. 8 μ m的超细颗粒硬质合金，近-纳米烧结碳化物具有改善的硬度和断裂韧度的组
I=I OEP1413637公开了用于石油和天然气的、具有改善韧度的烧结碳化物。所述烧结碳化物包含 8wt. % 12wt. % Co+NiUwt. % 2wt. % Cr 禾P 0. lwt. % 0· 3wt. % Mo，余量为 WC。所有WC晶粒均小于1微米，磁性Co含量为80% 90%化学方式测定的Co。WC粉末的平均晶粒尺寸接近0. 8微米。然而，EP1413637未提供关于近-纳米烧结碳化物组成的资料。EP1043412公开了一种制备具有增强韧度的亚微米烧结碳化物的方法。根据 EP1043412, WC粉末的WC晶粒在混合之前用Cr和Co进行包覆。所述WC晶粒的平均晶粒尺寸范围为0. 2微米 1. 0微米，优选0. 6微米 0. 9微米。EP1043412未提供涉及近-纳米烧结碳化物制备的资料。JP2005200671描述了一种烧结碳化物合金，分别从粒度分布测定，具有0. 15微米或更小、0. 35微米或更小以及0. 6微米或更小的dlO、d50和d90颗粒直径。关于从纳米或近-纳米WC粉末到近-纳米烧结碳化物的制备主要有三个问题。第一个问题涉及的是当使用纳米或近-纳米粉末时，WC-Co的液相烧结期间会出现非常密集的WC晶粒生长。WC晶粒生长可以通过使用主要为铬和钒的碳化物的晶粒生长抑制剂来遏制，但是会以损失烧结碳化物的断裂韧度为代价。基于烧结期间气体环境(gas atmospheres)中的碳含量变化，第二个问题涉及的是由包含纳米或近-纳米WC粉末的粉末混合物压制的WC-Co生坯制品(green articles) 的极高活性。如果烧结炉中的碳势稍高于某一水平，近-纳米烧结碳化物的微观结构中便形成游离碳。如果烧结炉中的碳势稍低于某一水平，近-纳米烧结碳化物可能容易发生脱碳，导致近-纳米烧结碳化物微观结构中η-相(Co3W3C或Co6W6C)的形成。第三个问题涉及的是从纳米或近-纳米粉末得到的粉末WC-Co混合物中的碳含量需要进行精细调节。在常规的碳化物制备实践中，碳含量随着添加的金属W或炭黑而变化。但是，就近-纳米烧结碳化物来说，却发现金属W或炭黑甚至微小量的添加都会导致微观结构的缺陷，如Co (Co偏析带(Co lakes))富集的区域(fields)和/或不规则的WC大晶粒。此外，考虑到含有近-纳米WC的粉末WC-Co混合物被重度氧化，混合物就不得不在还原气体环境中进行退火。考虑到上述问题，人们需要具有以烧结碳化物磁饱和表征的、进一步提高碳含量的新的近-纳米烧结碳化物组成。同时，也需要一种调节近-纳米烧结碳化物生坯部件中碳含量的新方法。因此，需要提供一种改善了硬度、断裂韧度及耐磨度的组合的近-纳米烧结碳化物。
发明内容
本发明的第一个方面提供一种烧结碳化物，其包括WC晶粒、约3wt. % 20wt. % 选自Co或者Co和Ni的粘结剂，以及晶粒生长抑制剂；其中WC平均晶粒尺寸范围为在约 180nm至约230nm，至少10士2 %的WC晶粒细于约50nm，且7士2%的WC晶粒尺寸为约50至约 lOOnm。术语“wt. 指重量百分比。在本发明的一个实施方案中，晶粒生长抑制剂选自Cr、V、Zr、Ta和Mo，并可作为碳化物形式存在。在本发明的一个实施方案中，晶粒生长抑制剂内含物(content)相对于粘结剂包含约 3wt. % llwt. % Cr 和约 lwt. % 4wt. % V。在本发明的一个实施方案中，晶粒生长抑制剂内含物相对于粘结剂内含物包含约 3wt. % llwt. % Cr、约 lwt. % 4wt. % V、约 0. lwt. % 8wt. % Zr、约 0. lwt. % 5wt. % Ta 和 / 或约 0. lwt. % 10. Owt. % Mo。在本发明的一个实施方案中，所述粘结剂包含溶于其中的钨，且溶于粘结剂中的钨的浓度范围为约Hwt. % 25wt. %，其根据以下方程式以烧结碳化物磁矩/单位wt.表示Occ= σ βΒ/100σΒ= σ Co-0. 275Mff,其中，σ。。是以微特斯拉乘立方米/千克为单位的烧结碳化物磁矩，σ Co是以微特斯拉乘立方米/千克为单位的纯钴磁矩，B是以wt. %表示的烧结碳化物中的粘结剂分数， σ Β是以微特斯拉乘立方米/千克为单位的粘结剂磁矩，以及Mw是以wt. %表示的溶于粘结剂中的钨的浓度。在本发明的一个实施方案中，溶于粘结剂中的钨的浓度范围为约16wt. %至约 25wt. %。在本发明的一个实施方案中，溶于粘结剂中的钨的浓度范围为约18wt. %至约 25wt. %。在本发明的一个实施方案中，烧结碳化物的矫顽磁场强度范围为约32kA/m至约 72kA/m(千安培/米)。在本发明的一个实施方案中，通过以MPa. m1/2表示的压痕断裂韧度和以GPa表示的维氏硬度相乘而得到的韧度-硬度系数在约180以上；以及在本发明的一个实施方案中， 通过以MPa. m1/2表示的压痕断裂韧度和以GPa表示的维氏硬度相乘而得到的韧度-硬度系数在约200以上。在本发明的一个实施方案中，烧结碳化物显示的根据ASTMB611测试以cm7reV. 表示的磨耗低于约0. 12Y 10_5，其中Y为以wt. %表示的粘结剂分数。在本发明的一个实施方案中，烧结碳化物既不含有游离碳，也不含有η -相。在本发明的一个实施方案中，晶粒生长抑制剂以固溶体的形式存在于粘结剂中。在本发明的一个实施方案中，晶粒生长抑制剂以碳化物的形式存在。在本发明另外的实施方案中，提供一种烧结碳化物，其包括平均晶粒尺寸为0. 3 微米以下的WC晶粒，在一个实施方案中为0.2微米以下；3wt. % 20wt. %选自Co或者 Co和Ni的粘结剂；以及选自Cr、V、Zr、Ta和Mo的晶粒生长抑制剂，其中，相对于粘结剂内含物，所述抑制剂内含物为:3wt. % 12wt. % Cr，优选8wt. % IOwt. % Cr ；lwt. 8wt. % V，优选 2wt. % 5wt. % V ；0. 5wt. % 8wt. % Zr，优选 0. 8wt. % 1. 5wt. % Zr ； 0. 5wt. % 5wt. % Ta，优选 0. 8wt. % 1. 5wt. % Ta ；以及 2. 5wt. % 10. Owt. % Mo, ^ 选3. Owt. % 5. Owt. % Mo。以微特斯拉乘立方米/千克为单位的磁矩σ范围为0. 08Χ 0. 13Χ，其中X为以wt. %表示的钴分数。出人意料地发现，WC平均晶粒尺寸范围为约180nm 230nm的近-纳米烧结碳化物表现出极高的硬度、耐磨性和断裂韧度的组合。该近-纳米烧结碳化物可以通过使用 Co或Co+M粘结剂以及相对于粘结剂内含物具有如下用量的晶粒生长抑制剂而获得其包括 5wt. % 12wt. % Cr，优选 8wt. % 10wt. % Cr ； lwt. % 5wt. % V，优选 2wt. % 4wt. % V ；0. 5wt. % 2wt. % Zr，优选 0. 8wt. % 1. 5wt. % Zr ；0. 5wt. % 2wt. % Ta，优选 0. 8wt. % 1. 5wt. % Ta ；以及 2. 5wt. % 5. Owt. % Mo，优选 3. Owt. % 4. Owt. % Mo。 本发明的近-纳米烧结碳化物必须具有一定低水平的碳含量，以及以微特斯拉乘立方米/ 千克为单位，相应的磁矩σ范围为0.08Χ 0. 13Χ，优选0.09Χ 0. 12Χ，最优选0.09Χ 0. 1IX，其中，X为以Wt. %表示的钴分数。在一个实施方案中，磁矩范围为0. 092Χ 0. 122Χ， 优选0.092Χ 0. 117Χ，最优选0.092Χ 0. IllX0磁矩在较低值时，微观结构中形成η-相 (Co3W3C或Co6W6C)，磁矩在较高值时，近-纳米烧结碳化物的断裂韧度和硬度都降低。通过以MPa. m1/2表示的断裂韧度和以GPa表示的维氏硬度相乘而得到的韧度-硬度系数可高于190。本发明的第二个方面提供一种制备如上文所描述的本发明烧结碳化物的方法，包括以下步骤 将约3. 0m2/g或更高比表面积(BET)的WC粉末与粘结剂及晶粒生长抑制剂进行碾磨；·压制生坯部件； 在H2中于约400°C至约900°C (摄氏度)下预烧结生坯部件约5min至约30min ；·在真空中于约1340°C至约1410°C的温度下烧结约!Min至约20min ；以及·在约40bar至约IOObar的压力和约1340°C至约1410°C的温度下，在Ar气中进行HIP-烧结约Imin至约 20min。出人意料地发现，通过在纯氢气中于约400°C至约900°C的温度下预烧结，以及在真空和Ar压力下最后烧结，可精确地调节具有上述本发明第一个方面提及的组成和WC晶粒尺寸的近-纳米烧结碳化物的生坯制品中的碳含量。该近-纳米烧结碳化物具有优异的高硬度、断裂韧度和耐磨性的组合。
将通过非限制性实施例并参照附图描述实施方案，其中图IA显示根据实施例1的近-纳米烧结碳化物的微观结构的FE-SEM图像，图IB 显示经计算机图像处理后相应的FE-SEM图像，图IC显示相应的光学显微镜图像。图2A显示与含有10%和7% Co的常规超细(UF)烧结碳化物(WC平均晶粒尺寸接近0.8 μ m)相比，根据实施例1的近-纳米(NN)烧结碳化物的磨耗图表。图2B显示相应的断裂韧度图表。图3显示根据实施例2的近-纳米烧结碳化物的微观结构(光学显微镜)。图4A显示与含有5% Co的常规超细(UF)烧结碳化物(WC平均晶粒尺寸接近 0.8ym)相比，根据实施例2的近-纳米(NN)烧结碳化物的磨耗图表。图4Β显示相应的断裂韧度图表。
具体实施例方式磁特性的测量广泛用于烧结碳化物工业中。为此，同时对矫顽力和磁矩进行测量。矫顽力表明WC晶粒中Co过渡层(interlayers)的厚度以及由此得到的WC平均晶粒尺寸。溶于Co-基粘结剂的钨的量可以通过测量烧结碳化物的磁矩或磁饱和来估算， 因为Co的饱和值与溶液中钨的添加呈线性降低(参见B. Roebuck&E. Almond.，Int. Mater Rev.，33(1988)90-110)。众所周知，当总碳含量下降时，溶于粘结剂的钨的浓度升高，所以，磁矩可间接表示烧结碳化物中的总碳含量。表示烧结碳化物磁矩与溶于粘结剂中的钨浓度相互关系的方程式如下(参见B. Roebuck. Int. J, Refractory Met. Hard Mater.， 14 (1996) 419-424) : σ B = σ Co-0. 275Mw，其中σ C0为以微特斯拉乘立方米/千克为单位的纯钴磁矩，σ B为以微特斯拉乘立方米/千克为单位的粘结剂磁矩，Mw为以wt. %表示的溶于粘结剂中的钨的浓度。众所周知，在不含有η -相(Co3W3C或Co6W6C)的WC-Co烧结碳化物中，当总碳含量降低时，溶于粘结剂的钨的浓度急剧升高，其通过减少磁矩表明。与具有中等或高水平总碳含量以及由此产生的溶于粘结剂的低浓度钨的烧结碳化物相比，在这种烧结碳化物中， 微观结构中的WC晶粒明显更细。换句话说，溶于粘结剂的高浓度钨起到了 “晶粒生长抑制剂”的作用，抑制了 WC细小晶粒部分的重结晶过程和WC大单晶的生长(参见I. Konyashin, 等人，Int. J. Refractory Met. Hard Mater.，27 (2009) 234-243)。与常规的晶粒生长抑制剂(Cr、V等)相比，使用溶于粘结剂的高浓度钨作为“晶粒生长抑制剂”，主要优势为与具有溶于粘结剂的中等或低浓度钨但包含大量常规晶粒生长抑制剂的烧结碳化物相比，具有溶于粘结剂的高浓度钨的极细晶粒的断裂韧度没有下降或下降程度很小。这与常规晶粒生长抑制剂在WC-Co界面隔离导致了它们的“弱化”以及断裂韧度下降的事实有关(参见如 S. Lay 等人，Int. J. Refractory Met. Hard Mater.，20 (2002)61-69)，然而，在具有溶于粘结剂的高浓度钨的烧结碳化物中，WC-Co界面没有变化(参见I. Konyashin等人，Int.J. Refractory Met. Hard Mater. ,28(2010)228-237) 因此，使用溶于粘结剂的高浓度钨， 可实现近-纳米烧结碳化物更高的硬度和断裂韧度的组合。溶于粘结剂的高浓度钨也可以和一定类型及用量的常规晶粒生长抑制剂组合使用。出人意料的发现是当溶于粘结剂的钨的浓度在Hwt. % 25wt. %、优选 16wt. % 25wt. %、最优选18wt. % 25wt. %之间变化时，可以在不损失断裂韧度的情况下提高近-纳米烧结碳化物的硬度。换言之，具有一定的微观结构特性的组合和溶于粘结剂的高浓度钨的近-纳米烧结碳化物具有出乎意料的高硬度和断裂韧度的组合，以及非常高的耐磨性。一方面，溶于粘结剂的钨的浓度应尽可能高，但另一方面又被实际情况所限制，即溶于粘结剂的钨在一定的浓度下，微观结构中会形成Π-相(Co3W3C和Co6W6C)。 Π-相的形成是非常不理想的，因为其导致烧结碳化物横向断裂强度(transverse rupture strength)剧烈下降。实施例将参考以下实施例进一步详细说明本发明的实施方案，但其不用来限制本发明。实施例1将根据ASTM 3663标准测定的比表面积(BET)为4. 0m2/g以及碳含量为6. 14wt. % 的碳化钨粉末(德国，来源于H. C. Starck 的4NP0)与约IOwt. %钴粉、0. 8wt. % Cr3C2, 0. 3wt. % VC,0. 5wt. % Mo2C,0. lwt. % TaC 和 0. lwt. % ZrC 共混，其中，所述钴粉中 Co 晶粒的平均晶粒尺寸为约1微米。采用球磨方式在由已烷及2wt. %固体石蜡组成的碾磨介质中、以1 6的粉球比(powder-to-ball ratio)将所述粉末一起碾磨Mhr来制备共混物。共混物干燥之后，将各种尺寸的样品进行压制并在氢气中于700°C下热处理20min，所述样品中包含那些用于根据ISO 3327-1982标准测试横向断裂强度(TRS)以及根据ASTM B611-85标准测试耐磨性的样品。然后将生坯体(green bodies)在1370°C烧结20min，包括IOmin真空烧结阶段以及在氩气氛围和50bar压力下进行的IOmin高等静压(HIP)烧结阶段。制成冶金横截面(Metallurgical cross-sections)，并使用光学显微镜和FE-SEM 进行检查。图1A、图IB和图IC显示了所述烧结碳化物的微观结构。可清楚地看到微观结构中既不含有游离碳也不含有η-相，其精细且均勻。将在FE-SEM下得到的微观结构采用 "Soft Imaging System " (SIS)公司的AnalySIS 软件进行分析。发现WC的平均晶粒尺寸等于0. 20微米，细于50nm的晶粒百分比为9. 6 %，50nm IOOnm的晶粒百分比为7. 0 %。 烧结碳化物的特性如下密度-14. 24g/cm3, TRS-3300MPa、HV20-20. 5GPa、矫顽力-40. 6kA/ m、磁矩-1，1 μ T m3/kg、断裂韧度-9. 9MPa. m1/2、磨耗-1. 01(T5cm7rev。因此，以 MPa. m1/2 表示的断裂韧度与以GPa表示的维氏硬度相乘得到的韧度-硬度系数大致等于203。基于磁矩值计算的溶于粘结剂中的钨的浓度等于18. 5wt. %。图2A和图2B显示了相比于具有0.8 微米WC平均晶粒尺寸以及10% Co和 % Co的常规超细级别，近-纳米烧结碳化物的耐磨性和断裂韧度。常规级别的微观结构的确包括细于IOOnm的晶粒，其含有0.3wt. % VC和 0. 2wt. l^Cr3C2，这些级别中溶于粘结剂中的钨的浓度低于10wt%。可以清楚地看到近-纳米烧结碳化物的耐磨性明显高于常规级别，其是在与10% Co的常规级别相比断裂韧度仅不明显地降低的情况下实现的，而与7% Co的常规级别相比断裂韧度则更高。含有 % Co 的超细级别的硬度为17. OGPa、断裂韧度为9. 2MPa. m1/2,因此，该级别的韧度-硬度系数等于156，明显低于新的近-纳米烧结碳化物。含有10% Co的超细级别的硬度为15. OGPa、断裂韧度为10. 7MPa. m1/2,因此，该级别的韧度-硬度系数等于160，明显低于新的近-纳米烧结碳化物。实施例2将根据ASTM 3663标准测定的比表面积(BET)为4. 0m2/g以及碳含量为6. 14wt. % 的碳化钨粉末(德国，来源于H. C. Starck 的4NP0)与约5wt. %钴粉、0. 4wt. % Cr3C2、 0. 15wt. % VC,0. 25wt. % Mo2C,0. 05wt. % TaC 和 0. 05wt. % ZrC 共混，其中，所述钴粉中 Co 晶粒的平均晶粒尺寸为约1微米。采用球磨方式在由已烷及2wt. %固体石蜡组成的碾磨介质中、以1 6的粉球比将所述粉末一起碾磨Mhr来制备共混物。共混物干燥之后，将各种尺寸的样品进行压制并在氢气中于700°C下热处理20min，所述样品中包含那些用于根据ISO 3327-1982标准测试横向断裂强度(TRS)以及根据ASTM B611-85标准测试耐磨性的样品。然后将生坯体在1390°C烧结20min，包括IOmin真空烧结阶段以及在氩气氛围和 50bar压力下进行的IOmin高等静压(HIP)烧结阶段。制成冶金横截面，并使用光学显微镜进行检查。图3显示了所述烧结碳化物的微观结构。可清楚地看到微观结构中既不含有游离碳也不含有n-相，其精细且均勻；所述横截面同样在FE-SEM下进行检查。将在FE-SEM下得到的微观结构采用“Soft Imaging System " (SIS)公司的AnalySIS 软件进行分析。发现WC的平均晶粒尺寸等于0. 19微米，细于50nm的晶粒百分比为9. 0%，50nm IOOnm的晶粒百分比为6. 4%。烧结碳化物的特性如下密度-14.98g/cm3、TRS_2500MPa、HV20-22. 5GPa、矫顽力-43. OkA/m、磁矩-0. 5 μ T m3/kg、断裂韧度-9. 2MPa. m1/2、磨耗-1. 91(T6cm7rev。因此， 以MPa. m1/2表示的断裂韧度与以GPa表示的维氏硬度相乘得到的韧度_硬度系数大致等于 207。基于磁矩值计算的溶于粘结剂中的钨的浓度等于22. 2wt. %。图4A和图4B显示了相比于具有0. 8微米WC平均晶粒尺寸以及5% Co的常规超细级别，近-纳米烧结碳化物的耐磨性和断裂韧度。常规级别的微观结构的确包括细于IOOnm的晶粒，其含有0. 2wt. % VC和0. lwt. % Cr3C2，这些级别中溶于粘结剂中的钨的浓度低于9wt%。可以清楚地看到 新的近-纳米烧结碳化物的耐磨性明显高于常规级别，其是在未损失断裂韧度的情况下实现的。含有5% Co的超细级别的硬度为17. 8GPa、断裂韧度为9. OMPa. m1/2,因此，该级别的韧度-硬度系数等于160，明显低于所述近-纳米烧结碳化物。
权利要求
1.一种烧结碳化物，其包括WC晶粒、约3wt. % 20wt. %选自Co或者Co和Ni的粘结剂，以及晶粒生长抑制剂；其中WC平均晶粒尺寸的范围为约ISOnm至约230nm，至少 10士2%的WC晶粒细于约50nm，且7士2%的WC晶粒尺寸为约50 lOOnm。
2.根据权利要求1所述的烧结碳化物，其中溶于粘结剂中的钨的浓度范围为约 14wt. % 25wt. %，其根据以下方程式以烧结碳化物磁矩/单位wt.表示Occ= σ βΒ/100σ β = σ Co-0. 275MW，其中，σ。。是以微特斯拉乘立方米/千克为单位的烧结碳化物磁矩，σ Co是以微特斯拉乘立方米/千克为单位的纯钴磁矩，B是以wt. %表示的烧结碳化物中的粘结剂分数，％是以微特斯拉乘立方米/千克为单位的粘结剂磁矩，以及Mw是以wt. %表示的溶于粘结剂中的钨的浓度。
3.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中溶于粘结剂中的钨的浓度范围为约 16wt. % 25wt. %。
4.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中溶于粘结剂中的钨的浓度范围为约 18wt. % 25wt. %。
5.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中相对于粘结剂所述晶粒生长抑制剂内含物包含约3wt. % llwt. % Cr和约lwt. % 4wt. % V。
6.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中相对于粘结剂内含物所述晶粒生长抑制剂内含物包含约3wt. % llwt. % Cr、约lwt. % 4wt. % V、约0. lwt. % 8wt. % Zr、约 0. lwt. % 5wt. % Ta 和 / 或约 0. lwt. % 10. Owt. % Mo。
7.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中所述烧结碳化物的矫顽磁场强度范围为约32kA/m 72kA/m。
8.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中通过以MPa.m1/2表示的压痕断裂韧度和以GPa表示的维氏硬度相乘而得到的韧度-硬度系数在约180以上。
9.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中通过以MPa.m1/2表示的压痕断裂韧度和以GPa表示的维氏硬度相乘而得到的韧度-硬度系数在约200以上。
10.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中所述烧结碳化物显示的根据 ASTM B611测试并以cm7reV.表示的磨耗低于约0. 12Y 10_5，其中Y为以wt. %表示的粘结剂分数。
11.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中所述烧结碳化物既不含有游离碳，也不含有n-相。
12.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中所述晶粒生长抑制剂以固溶体的形式存在于粘结剂中。
13.根据前述权利要求任一项所述的烧结碳化物，其中所述晶粒生长抑制剂以碳化物的形式存在。
14.一种制备前述权利要求任一项所述的烧结碳化物的方法，其包括以下步骤 将约3.0m2/g或更高比表面积(BET)的WC粉末与粘结剂及晶粒生长抑制剂进行碾磨； 压制生坯部件； 在H2中于约400°C至约900°C下预烧结生坯部件约5min至约30min ； 在真空中于约1340°C至约1410°C的温度下烧结约:3min至约20min ；以及 在约40bar至约IOObar的压力和约1340°C至约1410°C的温度下，在Ar气中进行 HIP-烧结约Imin至约20min。
全文摘要
本发明涉及一种烧结碳化物，其包括WC晶粒、3wt.％～20wt.％选自Co或者Co和Ni的粘结剂，以及晶粒生长抑制剂；其中WC平均晶粒尺寸范围为180nm～230nm，至少10±2％的WC晶粒细于50nm，且7±2％的WC晶粒尺寸为50～100nm。本发明进一步涉及一种制备所述烧结碳化物的方法，其包括将3.0m2/g或更高比表面积(BET)的WC粉末与粘结剂及晶粒生长抑制剂进行碾磨；压制生坯部件；在H2中于400℃～900℃下预烧结生坯部件5min～30min；在真空中于1340℃～1410℃的温度下烧结3min～20min；以及在40～100bar的压力和1340℃～1410℃的温度下，在Ar气中进行HIP-烧结1min～20min的步骤。
文档编号C22C29/08GK102597282SQ201080048449
公开日2012年7月18日 申请日期2010年11月15日 优先权日2009年11月13日
发明者伊戈尔·尤里·孔雅士, 弗兰克·弗里德里希·拉赫曼, 贝恩德·海因里希·里斯 申请人:第六元素公司