CN104046821B - 一种表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种表征WC‑Co硬质合金混合料烧结活性的方法，是将WC‑Co硬质合金混合料成形为一定形状的压坯后进行预烧结，预烧结温度为900～1100℃，测定预烧结后压坯的矫顽磁力，以测定的矫顽磁力值表征WC‑Co硬质合金混合料的烧结活性，矫顽磁力值大的WC‑Co硬质合金混合料烧结活性大。本发明通过测定预烧结后硬质合金压坯的矫顽磁力来表征硬质合金混合料的烧结活性，可以准确的表征硬质合金混合料的烧结活性，测试方便，分辨率高，能够指导建立更科学合理的混合料湿磨工艺参数。
Description
技术领域
本发明涉及硬质合金材料制造技术领域，特别是涉及一种表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法。
背景技术
WC-Co硬质合金是指主要成份为碳化钨和钴的硬质合金，其余少量成份可以是碳化铬、碳化钒、碳化铌、碳化钛和碳化钽等。具有不同烧结活性的WC-Co硬质合金混合料，成形后在烧结过程中具有不同的烧结特征。烧结活性低的硬质合金混合料，成形后难以烧结形成无孔隙的硬质合金块体；所制备的硬质合金中显微结构也不均匀，容易出现孔洞、钴池和钴相分布不均的缺陷，力学性能较差。而烧结活性过高的硬质合金混合料，在烧结过程中容易出现WC晶粒异常长大的现象，引起硬质合金性能下降。因此，使硬质合金混合料具有合适的烧结活性，是制定混合料湿磨工艺的所必须考虑的因素。
WC-Co硬质合金混合料的烧结活性由WC粒度、WC晶体缺陷、Co的粒度、Co的缺陷和Co含量等多种因素共同决定，但这些因素对混合料烧结活性的影响比重不同，无法进行全部进行精确测定和定量计算。通常WC和Co粒度小、晶体中缺陷多、Co含量高的硬质合金混合料具有烧结活性大的特性。烧结活性适宜的硬质合金混合料，成形后的压坯在烧结过程中容易烧结致密，形成无孔隙的硬质合金块体；所制备的硬质合金显微结构更为均匀，力学性能也很优异。目前主要通过配料时WC和Co的粒度、Co含量、湿磨时间、球磨转速和球料比(研磨球与混合料重量的比值)等综合因素间接评估硬质合金混合料的烧结活性，准确度较差；也有通过烧结硬质合金的矫顽磁力来反映硬质合金混合料的烧结活性，但这种方法效果更差。与烧结活性小的低钴硬质合金混合料相比，具有烧结活性大的高钴硬质合金混合料，液相烧结后获得的硬质合金块体矫顽磁力值反而更小，所以检测烧结硬质合金的矫顽磁力值也不能正确表征WC-Co硬质合金混合料的烧结活性。
由于目前没有合适的方法来表征混合料的烧结活性，因而无法建立WC-Co硬质合金混合料烧结活性与球磨工艺参数间的定量关系。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术之不足，提供一种表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法，通过测定预烧结后硬质合金压坯的矫顽磁力来表征硬质合金混合料的烧结活性，可以准确的表征硬质合金混合料的烧结活性，测试方便，分辨率高，能够指导建立更科学合理的混合料湿磨工艺参数。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：一种表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法，是将WC-Co硬质合金混合料成形为一定形状的压坯后进行预烧结，预烧结温度为900～1100℃，测定预烧结后压坯的矫顽磁力，以测定的矫顽磁力值表征WC-Co硬质合金混合料的烧结活性，矫顽磁力值大的WC-Co硬质合金混合料烧结活性大。
所述预烧结温度为1000℃。
与现有技术相比较，本发明的有益效果是：
目前主要通过配料时WC和Co的粒度、Co含量、湿磨时间、球磨转速和球料比(研磨球与混合料重量的比值)等综合因素间接评估硬质合金混合料的烧结活性，例如，在其他球磨工艺参数相同情况下，认为球磨时间长所制备的硬质合金混合料烧结活性就高，这种方法准确度较差；也有通过对硬质合金混合料中碳化钨粉末的粒度比较来评估硬质合金混合料的烧结活性，但这种方法准确度更差，必须碳化钨粉末的粒度相差非常大才能区分；也有通过烧结硬质合金的矫顽磁力来反映硬质合金混合料的烧结活性，但这种方法也有局限性，例如，与烧结活性小的低钴硬质合金混合料相比，具有烧结活性大的高钴硬质合金混合料，液相烧结后获得的硬质合金块体矫顽磁力更小，所以检测烧结硬质合金的矫顽磁力也不能正确表征WC-Co硬质合金混合料。本发明通过测定预烧结后硬质合金压坯的矫顽磁力来表征硬质合金混合料的烧结活性，可以准确的表征硬质合金混合料的烧结活性，测试方便，分辨率高，能够指导建立更科学合理的混合料湿磨工艺参数。
以下结合附图及实施例对本发明作进一步详细说明；但本发明的一种表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法不局限于实施例。
附图说明
图1是WC-Co硬质合金制备过程的示意图；
图2(a)是实施例一编号为RD130100的混合料的电子显微镜照片(脱除石蜡成形剂后的显微形貌)；
图2(b)是实施例一编号为RD130101的混合料的电子显微镜照片(脱除石蜡成形剂后的显微形貌)；
图2(c)是实施例一编号为RD130102的混合料的电子显微镜照片(脱除石蜡成形剂后的显微形貌)；
图3是实施例一3种混合料在不同温度预烧结或烧结后的压坯或合金坯的矫顽磁力值的分布图；
图4是实施例二2种混合料在不同温度预烧结或烧结后的压坯或合金坯的矫顽磁力值的分布图。
具体实施方式
实施例
本发明的一种表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法，是将WC-Co硬质合金混合料成形为一定形状的压坯后进行预烧结，预烧结温度为900～1100℃，测定预烧结后压坯的矫顽磁力，以测定的矫顽磁力值表征WC-Co硬质合金混合料的烧结活性，矫顽磁力值大的WC-Co硬质合金混合料烧结活性大。
进一步的，最佳预烧结温度为1000℃。
WC-Co硬质合金是指主要成份为碳化钨和钴的硬质合金，其余少量成份可以是碳化铬、碳化钒、碳化铌、碳化钛和碳化钽等。WC-Co硬质合金是通过配料、湿磨、干燥制粒、成形和烧结等工艺制备而成。硬质合金混合料是经过配料、湿磨、干燥制粒等工艺后可以直接用于压制的物料。混合料的性能的好坏对硬质合金产品的使用性能至关重要。
湿磨是将原料碳化钨粉末、钴粉末与研磨球、球磨介质(例如无水酒精)、有机成形剂等按照一定比例和次序加入到球磨机中进行混合和研磨；湿磨是制备硬质合金的重要工艺环节。在湿磨过程中，碳化钨粉末与钴粉末在硬质合金研磨球的作用下发生破碎和均匀混合。碳化钨粉末的多晶团聚体在与研磨球摩擦和撞击过程中，由大多晶体破碎变为小单晶体，并且晶体内部和表面缺陷增多，表面能升高。原料钴粉末通常含有面心立方(fcc)和密排六方(hcp)两种晶体结构，室温下，hcp相为稳定相。fcc晶体结构中具有12个滑移面，而hcp晶体结构中仅有3个滑移面，对于fcc相的钴粉末，hcp相的钴粉末脆性更大。在湿磨过程中，钴粉末在研磨球摩擦和撞击作用下，会全部转变为hcp相；钴粉粒度大幅减小，弥散分布在碳化钨粉末颗粒周围；钴粉颗粒内部位错密度增加，磁畴尺寸相应减小。
通过调整湿磨工艺中湿磨时间、球磨转速、球料比(研磨球与混合料重量的比值)、固液比和研磨球直径等因素，可以调整硬质合金混合料的球磨强度，进而改变整硬质合金混合料的烧结活性。
将湿磨后的WC-Co硬质合金混合料干燥、制料、压制成形后进行烧结，可以制备成WC-Co硬质合金产品。硬质合金混合料中碳化钨粉末和钴粉末具有的巨大表面能，是硬质合金粉末压坯能够在烧结过程中转变为硬质合金块体的主要驱动力，烧结温度为这种烧结转变提供了动力学条件。从混合料压制到液相烧结，硬质合金制备过程示意图见附图1。具体烧结过程如下：从室温开始，随着温度的升高，伴随着有机成形剂的脱除，硬质合金压坯中相邻的高活性钴粉颗粒间开始出现固相烧结，钴粉颗粒内部位错减少，磁畴尺寸增大。由于钴粉的磁畴尺寸逐渐增大，经过这个阶段，冷却后的硬质合金预烧坯矫顽磁力呈现逐渐减小的趋势。温度继续升高，从700-800℃开始，钴粉开始沿着高活性碳化钨粉末颗粒表面固相扩散，在分散的碳化钨颗粒表面形成钴薄膜(A.G.P.da Silva,W.D.Schubert,B.Lux.The Roleof the Binder Phase in the WC-Co Sintering.Materials Research.2001,4(2):59-62.)。碳化钨粉末和钴粉末的粒径越小、活性越高，形成钴薄膜的温度越低，相同预烧结温度时形成的钴薄膜面积越大。钴薄膜的形成使钴粉的磁畴尺寸变小、数目变大。经过这个阶段，冷却后的硬质合金预烧结压坯矫顽磁力呈现逐渐增大的趋势。随着温度继续升高，钴薄膜面积逐渐增大并完全包裹住非碳化钨与碳化钨颗粒烧结的表面。然后，硬质合金压坯中碳化钨与碳化钨颗粒开始转动、重排并逐渐靠拢，碳化钨与碳化钨颗粒之间的距离减小，填充在碳化钨与碳化钨颗粒之间的钴薄膜厚度增大，孔隙逐渐减小和减少。出现液相烧结后，碳化钨与碳化钨颗粒之间的距离进一步减小，孔隙进一步减小直至消失。填充在碳化钨与碳化钨颗粒之间的钴薄膜厚度进一步增大，并在孔隙完全消失后达到基本平衡，仅随碳化钨晶粒的缓慢长大而慢速增大。经过这个阶段，冷却后的硬质合金矫顽磁力呈现逐渐减小的趋势，并趋于基本平衡的趋势。
从上述分析可知，从700-800℃开始，到液相烧结前，在碳化钨颗粒表面存在钴薄膜形成、扩展和增厚的过程，这个过程与硬质合金混合料的烧结活性密切相关。烧结活性高的硬质合金混合料，钴薄膜形成温度低，在到达特定预烧结温度时，形成的钴薄膜表面积大，表现出来的就是预烧结压坯矫顽磁力大。综上，可以选择特定预烧结温度下，硬质合金预烧结压坯的矫顽磁力来表征WC-Co硬质合金混合料的烧结活性。这种方法测试方便，分辨率高。通过表征WC-Co硬质合金混合料的烧结活性，能够指导建立更科学合理的混合料湿磨工艺参数。
硬质合金压坯、固相预烧结硬质合金块体和液相烧结后的硬质合金块体都具有一定的矫顽磁力，矫顽磁力主要是由钴金属中磁畴大小决定。当硬质合金压坯、固相预烧结硬质合金块体和液相烧结后的硬质合金块体中钴含量一定情况下，钴金属的磁畴越小，磁畴壁总数量越大，所表现出的矫顽磁力测试值越大。硬质合金压坯中钴金属磁畴的大小与钴粉粒度大小和研磨程度相关，液相烧结后的硬质合金块体中钴金属磁畴的大小与平均钴层厚度和相结构相关；而固相预烧结硬质合金块体中钴金属磁畴的大小的影响因素与上述两种情况均不同，主要由钴粉在碳化钨粉末表面铺展形成的钴膜表面积相关。
相对于硬质合金压坯而言，发生部分固相烧结后的硬质合金块体中研磨后的钴粉末已经开始在研磨后的碳化钨粉末表面扩散铺展，碳化钨粉末和钴粉末在研磨过程中形成的表面能越高和晶体缺陷越多，则钴粉末开始在研磨后的碳化钨粉末表面铺展的起始温度越低，相同固相预烧结温度下，钴粉末在碳化钨粉末表面铺展形成的钴膜表面积越大，测定的矫顽磁力也越大；而硬质合金压坯中研磨后的钴粉末没有在研磨后的碳化钨粉末表面扩散铺展，测定的矫顽磁力值仅仅只能反映钴粉末在研磨后的表面能升高和晶体缺陷情况，无法评判碳化钨粉末的表面能大小和晶体缺陷多少，因而也无法表征硬质合金混合料的矫顽磁力。
下面通过二个例子来进一步说明。
实施例一，
按照表1所列湿磨工艺制备3种烧结活性不同的硬质合金混合料，原料分别为碳化钨粉末(Fsss：2.62μm)和钴粉末(Fsss：0.83μm)。3种配料中均含有94％(重量百分比)碳化钨粉末和6％(重量百分比)钴粉末，湿磨时另加入配料总重的2％(重量百分比)石蜡做成形剂。
表1
| 混合料编号 | 时间/h | 转速/rpm | 球料比 |
| RD130100 | 32 | 70 | 2.5：1 |
| RD130101 | 40 | 80 | 3.0：1 |
| RD130102 | 48 | 90 | 3.5：1 |
附图2中3张扫描电子显微镜照片分别是3种混合料脱除石蜡成形剂后的显微形貌，其中附图2(a)、(b)和(c)所对应的混合料编号分别为RD130100、RD130101和RD130102。在附图2中，钴粉末已经充分研磨并与碳化钨粉末混合均匀，很难从形貌上将钴粉颗粒与细小碳化钨颗粒区分出来。从附图2(a)，可以很明显看出研磨后RD130100的碳化钨颗粒平均粒径最大，烧结活性应该最低。但是RD130101和RD130102的碳化钨颗粒平均粒径区别并不显著，不能确切从显微形貌上判断哪种混合料烧结活性更大。
将3种混合料压制成形后进行真空烧结，测试不同温度预烧结或烧结后的压坯或合金坯的矫顽磁力值。在不同温度点的保温时间均为5分钟。附图3是3种混合料在不同温度预烧结或烧结后的压坯或合金坯的矫顽磁力值。可以看出，成形后混合料压坯的矫顽磁力值相差不大，这是因为混合料中钴含量相同，并且也说明钴粉都已经充分研磨。而在1000℃预烧结后，RD130100、RD130101和RD130102混合料的矫顽磁力值分别为248.8Oe、169.2Oe和132.4Oe，即RD130101＞RD130102＞RD13010，区别非常明显。3种混合料中RD13010的矫顽磁力值最小，为132.4Oe，说明烧结活性最差，这与扫描电子显微镜分析结果一致；与RD130102的矫顽磁力值169.2Oe相比，RD130100的矫顽磁力值更大，说明RD130100混合料烧结活性更大，这是扫描电子显微镜分析无法明显区分的(见附图2)。
实施例二，
对比分析2种超粗晶硬质合金混合料的烧结活性，编号为RD130103和RD130104。原料均为超粗碳化钨粉末(Fsss：22.90μm)和钴粉末(Fsss：0.83μm)。其中，RD130103配料中含有90％(重量百分比)碳化钨粉末和10％(重量百分比)钴粉末；RD130104配料中含有84％(重量百分比)碳化钨粉末和16％(重量百分比)钴粉末。具体湿磨工艺见表2，2种超粗晶硬质合金混合料的湿磨工艺相同。湿磨时均另加入配料总重的2％(重量百分比)石蜡做成形剂。
表2
| 混合料编号 | 时间/h | 转速/rpm | 球料比 |
| RD130103 | 14 | 70 | 2.5：1 |
| RD130104 | 14 | 70 | 2.5：1 |
将2种混合料压制成形后进行真空烧结，测试不同温度预烧结或烧结后的压坯或合金坯的矫顽磁力值。在不同温度点的保温时间均为5分钟。附图4是2种混合料在不同温度预烧结或烧结后的压坯或合金坯的矫顽磁力值。可以看出，尽管球磨工艺完全相同，但成形后混合料的矫顽磁力值相差非常大，这是因为成形后混合料压坯的矫顽磁力值除了与混合料中钴粉末的研磨状况有关外，还与钴含量密切相关。另外RD130104混合料压坯的矫顽磁力值大于RD130100、RD130101和RD130102混合料压坯的矫顽磁力值，但这并不能说RD130104混合料的烧结活性大于后3种混合料的烧结活性。实际的生产经验证明，超粗晶硬质合金混合料的烧结活性是远小于中、细晶硬质合金的烧结活性。
当压坯烧结成硬质合金后，例如当烧结温度大于1400℃之后，RD130104的矫顽磁力值反而小于RD130103的矫顽磁力值，这是因为硬质合金的矫顽磁力值主要与钴层的平均厚度相关。钴层越厚，矫顽磁力值越小。而钴层厚度主要取决于WC晶粒度和钴含量，WC晶粒度相同时，钴含量越大，钴层越厚。RD130103和RD130104烧结硬质合金中WC晶粒度相同，RD130104的钴含量高，所以钴层厚，矫顽磁力值小。因此，不能根据完全烧结后硬质合金的矫顽磁力值判定混合料的烧结活性。
而当预烧结后，例如当预烧结温度为1000℃时，RD130103和RD130104混合料的矫顽磁力值分别为81.4Oe和85.8Oe，可以判定钴含量更高的RD130104混合料的烧结活性大于钴含量较低的RD130103混合料的烧结活性；但由于湿磨工艺和初始碳化钨粉末粒度相同，因而二者的烧结活性差异不大。
同时，比较2种超粗晶硬质合金混合料1000℃预烧结后的矫顽磁力值可知，RD130103和RD130104的矫顽磁力值远小于RD130100、RD130101和RD130102混合料的矫顽磁力值，这说明RD130103和RD130104超粗晶硬质合金混合料中钴含量更高，但烧结活性远小于RD130100、RD130101和RD130102硬质合金混合料的烧结活性，因为后3种混合料中碳化钨粉末更细小。
上述实施例仅用来进一步说明本发明的一种表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法，但本发明并不局限于实施例，凡是依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均落入本发明技术方案的保护范围内。
Claims (2)
1.一种表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法，其特征在于：是将WC-Co硬质合金混合料成形为一定形状的压坯后进行预烧结，预烧结温度为900～1100℃，在分散的碳化钨表面形成钴薄膜后，经相同的预烧结保温时间保温，测定预烧结后压坯的矫顽磁力，以测定的矫顽磁力值表征WC-Co硬质合金混合料的烧结活性，矫顽磁力值大的WC-Co硬质合金混合料烧结活性大。
2.根据权利要求1所述的表征WC-Co硬质合金混合料烧结活性的方法，其特征在于：所述预烧结温度为1000℃，预烧结保温时间为5分钟。
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Citations (1)
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Non-Patent Citations (3)
| Title |
|---|
| WC_10_Co合金烧结过程中组织演变与矫顽磁力变化;谢文 等;《硬质合金》;20121231;第29卷(第6期);344-351 * |
| 矫顽磁力在纤维状WC晶粒硬质合金研究中的应用;曹顺华 等;《粉末冶金技术》;20081031;第26卷(第5期);328-332 * |
| 超细WC_Co硬质合金的组织与性能特征;李宁 等;《硬质合金》;20050630;第22卷(第2期);107-111 * |
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