EP1432838A1 - Alliage base tungstene fritte a haute puissance - Google Patents

Alliage base tungstene fritte a haute puissance

Info

Publication number
EP1432838A1
EP1432838A1 EP02783189A EP02783189A EP1432838A1 EP 1432838 A1 EP1432838 A1 EP 1432838A1 EP 02783189 A EP02783189 A EP 02783189A EP 02783189 A EP02783189 A EP 02783189A EP 1432838 A1 EP1432838 A1 EP 1432838A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
tungsten
sintering
material according
nickel
sintered
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Withdrawn
Application number
EP02783189A
Other languages
German (de)
English (en)
Inventor
Pascal Mahot
Guy Nicolas
Marc Voltz
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Cime Bocuze SA
Original Assignee
Cime Bocuze SA
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
Application filed by Cime Bocuze SA filed Critical Cime Bocuze SA
Publication of EP1432838A1 publication Critical patent/EP1432838A1/fr
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C22C1/045—Alloys based on refractory metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
    • C22C27/04—Alloys based on tungsten or molybdenum
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F42—AMMUNITION; BLASTING
    • F42B—EXPLOSIVE CHARGES, e.g. FOR BLASTING, FIREWORKS, AMMUNITION
    • F42B12/00—Projectiles, missiles or mines characterised by the warhead, the intended effect, or the material
    • F42B12/72—Projectiles, missiles or mines characterised by the warhead, the intended effect, or the material characterised by the material
    • F42B12/74—Projectiles, missiles or mines characterised by the warhead, the intended effect, or the material characterised by the material of the core or solid body
    • 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
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • 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

  • tungsten-based alloys alloys containing mainly tungsten associated with nickel, iron and cobalt, or nickel and cobalt, or nickel and copper, or nickel and manganese, or nickel and chromium , or nickel and iron and containing addition elements consisting of rhenium, molybdenum, niobium, vanadium, tantalum or a mixture of these.
  • W-Ni base alloys Fe, Co, Cr, Cu, Mn
  • W-Ni base alloys Fe, Co, Cr, Cu, Mn
  • rhenium, molybdenum consist of sintering most often, in the liquid phase, in continuous flow ovens or static ovens, with radiation heating, during a treatment time of several hours. Alloys are thus industrially prepared, for example from -Ni-Fe-Co, W-Ni-Co, W-Ni-Cu, -Ni-Cr or W-Ni-Mn systems.
  • the sintering cycles comprise, in a known manner, three main stages:
  • Such temperature cycles lead, during sintering of the material in the liquid phase of W base alloys, to generally two-phase products (crystals (w) surrounded by a ⁇ phase), without porosity, and having physical properties. and specific mechanics dependent on basic chemistry and microstructure.
  • heating means such as induction, microwaves to sinter metallic or ceramic powders - and in particular tungsten carbides.
  • the object of the invention is therefore to propose a sintered material and a production process using high power sintering conditions making it possible to sinter tungsten based alloys in short time and to obtain a fully densified material, such as after conventional sintering by thermal radiation.
  • Another object of the present invention is to obtain, additionally, from particular heating powers, tungsten-based alloys which, in the balance of the sintering cycle, have microstructures with small grain size and with very low contiguity between tungsten crystals.
  • the subject of the invention is therefore a sintered material under high sintering power of tungsten based alloys which may contain addition elements soluble in nickel chosen from the group consisting for example of rhenium, molybdenum, tantalum, niobium , and vanadium or a mixture thereof, characterized in that after sintering in the liquid phase at a temperature of the order of 1500 ° C:
  • the percentage by mass of tungsten is between 85 and 97% and preferably between 90.5 and 93.5%.
  • the material has the following composition: 93% tungsten, 4.05% nickel, 1% iron and 1.95% cobalt, with a relative density of 100%.
  • the material has the following composition: 91% tungsten, 6.2% nickel, 0.3% iron and 2.5% cobalt, with a relative density of 100%.
  • the material has the following composition: 91% of tungsten, 6% of nickel and 3% of cobalt, with a relative density of 100%.
  • the material has the following composition: 92.95% of tungsten, 5% of nickel, 2% copper and 0.05% manganese, with a relative density of 100%.
  • the invention also relates to a process for the preparation of a tungsten-based alloy material according to any one of the preceding claims, -; characterized in that a mixture of the metal powders is produced which is compressed to a pressure of the order of 2.10 8 Pa, then high-power sintering in the liquid phase at a heating temperature of the order of 1500 ° C., for a time for the said temperature to rise below. '15 minutes, an increase of heating power in the bearing above 100 ° C / min for a time of less maintaining 15 minutes, to achieve complete densification and structure without porosity in a total cycle of less than 25 mn.
  • the heating power is obtained by induction under neutral gas, such as nitrogen or argon.
  • deoxidation is carried out under H 2 at T> 1300 ° C. to obtain, after sintering, total densification accompanied by a structure without dispersion of oxide.
  • the invention also relates to the application of the sintered material according to the invention to the manufacture of indenters for ammunition or tool holders.
  • the invention leads, very particularly with the alloys originating from the -Ni-Fe-Co and W-Ni-Co systems, to materials whose mechanical properties will exhibit a resistance-ductility compromise greater than those resulting from the conditions conventional sintering.
  • the invention makes it possible to obtain tungsten-based materials, most usually with a density greater than about 16 to 18.5 g / cm 3 , which have the following characteristic:
  • FIGS. 2 and 3 represent micrographs of the microstructures of the first sintered tungsten base material according to the invention
  • FIG. 4 shows a micrograph of the microstructures of a second sintered tungsten base material according to the prior art in a conventional manner
  • FIGS. 5 and 6 represent micrographs of the microstructures of the second sintered tungsten base material according to the invention
  • FIG. 7 shows a micrograph of the microstructures of a third sintered tungsten base material according to the prior art in a conventional manner
  • - Figures 8 and 9 show micrographs of the microstructures of the third sintered tungsten base material according to the invention
  • FIG. 10 represents a micrograph of the microstructures of a fourth sintered tungsten base material according to the prior art in a conventional manner
  • FIGS. 11 and 12 represent micrographs of the microstructures of the fourth sintered tungsten base material according to the invention, - Figures 13 to 17 illustrate the characteristics associated with such structures both from a morphological and mechanical point of view.
  • tungsten-based materials has been produced from standard powder mixtures, the tungsten powder being able to be micronic (2-6 ⁇ m) or submicronic ( ⁇ 1 ⁇ m). ), relative to three most commonly used types of alloys: -Ni-Fe-Co, W-Ni-Co and W-Ni- Cu-Mn.
  • cylinders of diameter between 10 and 23 mm are compressed, for lengths between 80 and 210 mm at 2.10 8 Pa. These cylinders are then introduced into an oven and subjected to the sintering operation as described below. -after.
  • the method according to the invention therefore makes it possible to reduce the range of morphological characteristics of the materials thus sintered.
  • Example 2
  • a bar of W-Ni-Fe-Co alloy (91, 6.2, 0.3, 2.5%) having a density of 17.1 is prepared according to the invention by proceeding in the liquid phase according to the invention as previously explained:
  • V ⁇ 78.7%
  • L ⁇ 8.2 ⁇ m
  • C ⁇ (%) ⁇ 12.2% ⁇ 2.2 ⁇ m.
  • the porosities are of average size of 10 ⁇ m in all cases.
  • V increases by sublimation of the nickel-copper base liquid phase and that La decreases at near C ⁇ contiguity.
  • V ⁇ (%), L ( ⁇ m), Caa (%) and ⁇ ( ⁇ m) has been represented. depending on the grade of the alloy.
  • Curve (a) corresponds to the compositions according to examples 1 to 4 treated in a conventional manner
  • curve (b) corresponds to the same compositions but treated according to the invention with a pre-sintering phase
  • curve (c) corresponds to the same compositions but treated according to the invention without pre-sintering.
  • the tungsten content of phase y which surrounds the nodular phase ⁇ (w) depends on the composition of the alloy. It is noted that the greater its capacity to dissolve tungsten, the smaller the volume (V ⁇ %) of phase ⁇ and the greater the mean free path ( ⁇ ) of this phase ⁇ .
  • FIG. 15 illustrates the effect of the variation in the density of the material of the alloy according to example 2, by increasing the proportion of tungsten for an alloy treated conventionally (curve a) and for an alloy treated according to the invention (curve b).
  • FIG. 15 shows, which illustrates the variations in V ⁇ (%), L and Caa (%) as a function of this density, with a given sintering process for a W-Ni-Fe-Co alloy
  • this effect of high power sintering according to the invention on the morphological parameters of the microstructure is generalized with the density of the alloy which it depends on the initial tungsten content of the alloy.
  • W-Ni-Fe-Co and W-Ni-Co which allow access to consolidations without porosity.
  • Curve (a) of FIG. 16 corresponds to the compositions according to Examples 1 to 4 treated in a way; "" Conventional, curve (b) corresponds to the same compositions but treated according to the invention with a pre-sintering phase and curve (c) corresponds to the same compositions but treated according to the invention without pre-sintering.
  • curve (b) corresponds to the same compositions but treated according to the invention with a pre-sintering phase
  • curve (c) corresponds to the same compositions but treated according to the invention without pre-sintering.
  • this figure 16 which illustrates the variation of the mechanical characteristics in the state after sintering as a function of the sintering process for the alloys W-Ni-Fe-Co and W-Ni-Cu-Mn, the variations of Rp are shown.
  • curve III represents a conventional sintering treatment
  • curve IV a sintering according to the invention
  • curve V a sintering according to the invention at double power.
  • FIG. 17 illustrates the variations in the mechanical characteristics in the wrought state returned as a function of the heating power during sintering for the alloy system W-Ni-Fe-Co, and it shows in this respect what a high power pre-sintering provides.
  • a high power applied to sintering of materials from an d systems alloys W-Ni-Cu, Ni-Co-W and W-Ni-Fe-Co may contain any other alloying element able 'd' being dissolved in nickel, such as manganese, rhenium, molybdenum, chromium, tantalum, vanadium or niobium allows:
  • nickel-copper based tungsten alloys have porosities. These are linked to complex mechanisms of chemical reactivity - local dissolution of the tungsten skeleton during the transition to the liquid state of the nickel copper phase during sintering and to competition between the variation of the viscosity of the liquid phase and the local hydrostatic pressure of this liquid during its passage to the solid state at the end of sintering.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Combustion & Propulsion (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

L'invention concerne un matériau fritté sous haute puissance de frittage d'alliages base tungstène pouvant contenir des éléments d'addition solubles dans le nickel choisis dans le groupe constitué par exemple par le rhénium, le molybdène, le tantale, le niobium, et le vanadium ou un mélange de ceux-ci. Ce matériau présente après frittage en phase liquide à une température de l'ordre de 1500 °C: - une microstructure biphasée α-η totalement densifiée exempte de porosité ou à porosité négligeable dont la taille moyenne des grains (Lα) est faible et une contiguïté (Cαα) très faible relativement à la taille des cristaux de tungstène, - et une dispersion de micro-oxydes sans perte de caractéristiques de ductilité.

Description

ALLIAGE BASE TUNGSTENE FRITTE A HAUTE PUISSANCE
Le secteur technique de la présente invention est celui des matériaux frittes d'alliages base tungstène. On entend par alliages base tungstène des alliages renfermant principalement du tungstène associé à du nickel, du fer et du cobalt, ou du nickel et du cobalt, ou du nickel et du cuivre, ou du nickel et du manganèse, ou du nickel et du chrome, ou du nickel et du fer et renfermant des éléments d'addition constitués par du rhénium, du molybdène, du niobium, du vanadium, du tantale ou un mélange de ceux-ci.
Les procédés usuels de fabrication de matériau fritte à partir d'alliages base W-Ni (Fe, Co, Cr, Cu, Mn) , pouvant contenir d'autres éléments d'addition tels que le rhénium, le molybdène, consistent en un frittage le plus souvent, en phase liquide, dans des fours à passage en continu ou des fours statiques, avec chauffage par rayonnement, durant un temps de traitement de plusieurs heures. On prépare ainsi industriellement des alliages issus par exemple des systèmes -Ni-Fe-Co, W-Ni-Co, W-Ni-Cu, -Ni-Cr ou W-Ni-Mn.
Les cycles de frittage comportent de façon connue trois étapes principales :
- une montée en température de l' ambiante à environ 1450/1600 °C dans des temps de l'ordre de 2 à 5 h, - suivi d'un temps de maintien le plus souvent dans la plage 1450/1600 °C, de l'ordre de 15 à 45 minutes pouvant être néanmoins de quelques heures (< 10 h) ,
- et, en fin de cycle, une phase de refroidissement jusqu'à température ambiante en environ 30 mn à 3 h, ceci sous atmosphère réductrice (H2) , voire sous vide.
De tels cycles de température conduisent, lors du frittage du matériau en phase liquide d'alliages base W, à des produits le plus généralement biphasés (cristaux . (w) entourés d'une phase γ) , sans porosité, et ayant des propriétés physiques et mécaniques spécifiques dépendantes de la chimie de base et de la microstructure.
Il est bien connu de l'homme de l'art que les procédés faisant appel à des sources d'énergie telles le laser par rayonnement thermique, l'induction électromagnétique, les micro-ondes par effet de champ magnétique permettent d' élever la température de certains matériaux, avec de fortes puissances thermiques dissipées.
Concernant les moyens de chauffage, de nombreuses publications décrivent la possibilité d'utiliser des moyens de chauffage tels l'induction, les micro-ondes pour fritter des poudres métalliques ou céramiques- et notamment les carbures de tungstène.
L'article de MM. HERMEL, KRUMPHOLD, LEITNER publié en 1982 dans la revue High Températures - High Pressures (1982 - volume 14, pages 351-356) présente les résultats de frittage par induction de matériaux carbure C-Co et WC-TiC-Co. Ces travaux ont permis de réduire considérablement le temps de frittage des carbures et de définir des conditions d'élaboration prenant en compte une étape de préchauffage de 5 à- 15 mn suivie d'un frittage de 2 à 8 mn dans la plage 1520/1590 °c. Ces travaux ont par la suite été étendus aux matériaux base Fer, comme publié par ces mêmes auteurs dans les Proceedings of the Third International School on Sintered Materials de 1984. On peut également se reporter à l'article de M. UYGUR publié en 1985 également dans les « Proceedings of the Third International School on Sintered Materials » (pages 303-322) qui traite aussi de l'élaboration de carbures et de céramiques par induction. Pour les carbures, le domaine de frittage est de 1440/1550 °C pendant 40 à 120 mn. Pour les céramiques, il est de 1150/1800 °C pendant 30 à 60 mn.
Plus récemment en juin 2000, des travaux de l'équipe du Dr AGROWAL de l'université de Pennsylvanie, concernant le frittage par micro-onde, ont été présentés sur Internet (site www.research.psu.edu/iro/html/metalparts.html). Cet article précise que des poudres métalliques telles que le tungstène et le carbure de tungstène peuvent être frittées par microonde en 10 à 30 mn. On notera que si ce procédé permet d'obtenir une structure homogène, il conduit toutefois à la présence de fines porosités.
Les différents résultats décrits précédemment montrent donc que des procédés autres que le frittage en four usuel par rayonnement thermique peuvent être utilisés pour densifier des poudres tout en permettant de réduire le temps de frittage.
Mais on notera que les travaux évoqués ci-dessus et publiés sur l'induction sont essentiellement axés sur les carbures de tungstène et les travaux su-$'- les micro-ondes portent principalement sur des poudres m talliques, avec au bilan de la consolidation une structure non totalement densifiée, et présence de porosités.
De plus, ces procédés n'ont jamais été appliqués aux alliages base tungstène avec élaboration en phase liquide car l'homme du métier était enclin à penser que ce procédé permettait d'obtenir des résultats au mieux équivalents à ceux obtenus avec les procédés classiques. De plus, les alliages base tungstène ne représentent qu'une très faible part du marché du tungstène bien que ceux-ci présentent des performances très intéressantes.
C'est pourquoi le demandeur a étudié l'application de cette technologie pour des matériaux en phase liquide avec pour objectif de réduire les temps de frittage et de minimiser les déformations de produits, du fait de la phase liquide. On a donc étudié les différentes techniques et moyens de chauffage à haute puissance permettant de délivrer de fortes énergies dans un temps court, tel que le laser, l'induction, les micro-ondes. On entend par haute puissance un chauffage permettant d' atteindre une température de l'ordre de 1500 °C en un temps très bref inférieur par exemple à 30 mn.
Cela étant, ces techniques une fois appliquées au frittage d' alliages de tungstène, on a constaté que moyennant des puissances critiques, des microstructures tout à fait originales étaient obtenues, pouvant être accompagnées de niveaux de caractéristiques mécaniques jusqu'alors non atteintes pour de tels alliages en phase liquide.
Le but de l'invention est donc de proposer un matériau fritte et un procédé d' élaboration mettant en œuvre des conditions de frittage haute puissance permettant de fritter dans des temps courts des alliages base tungstène et d'obtenir un matériau totalement densifié, tel qu'au terme d'un frittage conventionnel par rayonnement thermique.
Un autre but de la présente invention est d'obtenir complémentairement, à partir de puissances de chauffage particulières, des alliages base tungstène qui au bilan du cycle de frittage présentent des microstructures à faible taille de grains et à très faible contiguïté entre cristaux de tungstène.
L'invention a donc pour objet un matériau fritte sous haute puissance de frittage d'alliages base tungstène pouvant contenir des éléments d' addition solubles dans le nickel choisis dans le groupe constitué par exemple par le rhénium, le molybdène, le tantale, le niobium, et le vanadium ou un mélange de ceux-ci, caractérisé en ce qu'il présente après frittage en phase liquide à une température de l'ordre de 1500 °C :
- une microstructure biphasée α-γ totalement densifiée exempte de porosité ou à porosité négligeable dont la taille moyenne des grains (La) est faible et une contiguïté (Cαα) très faible relativement à la taille des cristaux de tungstène et une dispersion de micro-oxydes sans perte de caractéristiques de ductilité.
Avantageusement, le pourcentage en masse du tungstène est compris entre 85 et 97% et préferentiellement entre 90,5 et 93,5%.
Avantageusement encore, le matériau présente la composition suivante : 93% de tungstène, 4,05% de nickel, 1% de fer et 1,95% de cobalt, avec une densité relative de 100%. Avantageusement encore, le matériau présente la composition suivante : 91% de tungstène, 6,2% de nickel, 0,3% de fer et 2,5% de cobalt, avec une densité relative de 100%.
Avantageusement encore, le matériau présente la composition suivante : 91% de tungstène, 6% de nickel et 3% de cobalt, avec une densité relative de 100%.
Avantageusement encore, le matériau présente la composition suivante : 92,95% de tungstène, 5% de nickel, 2% de cuivre et 0,05% de manganèse, avec une densité relative de 100%.
L'invention concerne également un procédé d'élaboration d'un matériau d'alliages base tungstène selon l'une quelconque des revendications précédentes,-;Caractérisé en ce qu'on réalise un mélange des poudres de métaux que l'on comprime à une pression de l'ordre 2.108 Pa, puis le frittage haute puissance en phase liquide à une température de chauffage de l'ordre de 1500 °C, pendant un temps de montée à ladite température inférieur à .'15 mn, une puissance de chauffage de montée en palier supérieure à 100 °C/mn pendant un temps de maintien inférieur à 15 mn, pour obtenir une densification totale et une structure sans porosité selon un cycle total inférieur à 25 mn. Avantageusement, la puissance de chauffage est obtenue par induction sous gaz neutre, tel l'azote ou l'argon.
Préalablement au frittage, on réalise une désoxydation sous H2 à T>1 300 °C pour obtenir après frittage une densification totale accompagnée d'une structure sans dispersion d'oxyde.
L'invention concerne également l'application du matériau fritte selon l'invention à la fabrication de pénétrateurs pour munitions ou de portes outils.
De manière remarquable, l'invention conduit, tout particulièrement avec les alliages issus des systèmes -Ni- Fe-Co et W-Ni-Co, à des matériaux dont les propriétés mécaniques, présenteront un compromis résistance-ductilité supérieur à ceux issus des conditions de frittage conventionnel. L' invention permet d' obtenir des matériaux base tungstène, le plus usuellement de densité supérieure à environ 16 à 18,5 g/cm3, qui ont pour particularité :
- d'être frittes à partir d'une puissance de chauffage très élevée, avec un temps de cycle total inférieur à 25 mn et un temps de frittage en phase liquide inférieur à 10 mn,
- conduisant à une microstructure totalement densifiée, le plus généralement sans porosité, - permettant l'obtention de microstructures à faible taille de grains (La < 12 μm) ,
- permettant d'élaborer des alliages base tungstène biphasés avec frittage sous gaz neutre, non réducteur, tel l'azote ou l'argon, conduisant à une dispersion de microoxydes sans perte des caractéristiques de 'ductilité,
- permettant l'obtention de structure sans micro-oxyde, sous réserve d'un traitement de désoxydation préalable sous H2 à une température sensiblement supérieure 1100 °C, D'autres caractéristiques, détails et avantages de l'invention seront mieux compris à la lecture du complément de description qui va suivre des modes de réalisation de configurations types, donnés à titre d'exemple, en référence aux dessins annexés sur lesquels : - la figure 1 représente une micrographie des microstructures d'un premier matériau base tungstène fritte selon l'art antérieur, à savoir de manière conventionnelle,
- les figures 2 et 3 représentent des micrographies des microstructures du premier matériau base tungstène fritte selon l'invention, la figure 4 représente une micrographie des microstructures d'un second matériau base tungstène fritte selon l'art antérieur de manière conventionnelle,
- les figures 5 et 6 représentent des micrographies des microstructures du second matériau base tungstène fritte selon l'invention,
- -la figure 7 représente une micrographie des microstructures d'un troisième matériau base tungstène fritte selon l'art antérieur de manière conventionnelle, - les figures 8 et 9 représentent des micrographies des microstructures du troisième matériau base tungstène fritte selon l' invention, la figure 10 représente une micrographie des microstructures d'un quatrième matériau base tungstène fritte selon l'art antérieur de manière conventionnelle,
- les figures 11 et 12 représentent des micrographies des microstructures du quatrième matériau base tungstène fritte selon l' invention, - les figures 13 à 17 illustrent les caractéristiques associées à de telles structures tant d'un point de vue morphologique que mécanique.
A noter que la contribution de ces nouveaux états structuraux est analysée après frittaα/e' et après une opération de corroyage et traitement thermique qui sont les états standards d'élaboration de tels matériaux.
Pour mettre en lumière les matériaux et le procédé selon l'invention, on a réalisé un ensemble de matériaux base tungstène à partir de mélanges de poudre standards, la poudre de tungstène pouvant être micronique (2-6 μm) ou submicronique (< 1 μm) , relativement à trois types d'alliages le plus usuellement utilisés : -Ni-Fe-Co, W-Ni-Co et W-Ni- Cu-Mn. Avant frittage, on comprime des cylindres de diamètre compris entre 10 et 23 mm, pour des longueurs comprises entre 80 et 210 mm à 2.108 Pa. Ces cylindres sont ensuite introduits dans un four et soumis à l'opération de frittage telle que décrite ci-après. A noter que le frittage par interaction LASER s' étant avéré peu adapté à une consolidation volumique, on a donc procédé à des essais par induction électromagnétique, sous atmosphère neutre et/ou faiblement réductrice, principalement à base d'azote pour des questions de coût. Pour chaque configuration d'alliage, les cycles de frittage à haute puissance ont été réalisés à partir de comprimés d'une part et de comprimés désoxydés par traitement sous hydrogène d'autre part.
Pour les alliages W-Ni-Fe-Co et W-Ni-Co, on adopte un palier à 700 °C de 2 h et un palier à 1420 °C de 20 mn.
Pour les alliages W-Ni-Cu-Mn, on adopte un palier à 700 °C de 2 h, puis un palier à 1350 °C de 20 mn. Exemple 1
On prépare un barreau à partir de l'alliage W-Ni-Fe-Co présentant la composition en masse suivante : tungstène 93%, nickel 4,05%, fer 1% et cobalt 1,95% que l'on soumet à l'opération de frittage selon l'invention : - densité : 17,6 - géométrie : cylindre 0 10, L = 90 mm,
- compression : 2.108 Pa,
- frittage par induction sous N2,
→ temps de montée à T max 1500 °C : <5 mn, → vitesse de montée en température : ^-δ.T/δt -300 °C/mn,
- temps de palier à 1500 °C : 3 mn" (temps de frittage en phase liquide : < 3 mn30 s) ,
On obtient les caractéristiques suivantes :
- densité relative : 100 % (d théorique : 17,79) - porosité : aucune.
Sur le plan microstructure, on constate :
- sur la figure 1, on voit qu'un barreau ayant la même composition mais fritte selon l'art antérieur présente les caractéristiques suivantes : Vα=84,8%, Lα=20,l μm, Cαα(%)=22,3%, λγ=3,β μm.
- sur la figure 2, qui représente la micrographie du matériau sans traitement préalable de réduction, le matériau suivant l'invention et selon l'exemple 1 présente les caractéristiques suivantes : Vα=82%, Lα=9,6 μm, Cα (%) =20,2%, λγ=2,0 μm.
- sur la figure 3, qui représente la micrographie du matériau avec traitement de réduction, le matériau selon l'exemple 1 présente les caractéristiques suivantes : Vα=82,4%, Lα=9,2 μm, Cα (%) =18, 2%, λγ=2,0 μm. On note donc qu' avec ou sans traitement préalable de réduction, l'ensemble des paramètres de morphologie présente des valeurs plus faibles et avec une réduction de la contiguïté Cαα encore plus faible.
Le procédé selon l'invention permet donc de réduire l'ense ble des caractéristiques de morphologie des matériaux ainsi frittes. Exemple 2
On prépare selon l' invention un barreau d' alliage W-Ni- Fe-Co (91, 6,2, 0,3, 2,5 %) présentant une densité de 17,1 en procédant en phase liquide selon l' invention comme expliqué précédemment :
- géométrie : cylindre 0 10, L = 90,
- compression : 2.108 Pa, - frittage par induction sous N2 en phase liquide :
- temps de montée à T max 1500 °C : < 5 mn,
→ vitesse de montée en température δT/δt -400 °C/mn,
- temps de palier à 1500 °C : 3 mn (temps de frittage en phase liquide : <3 mn30s.;) .'.'
On obtient les résultats suivants :
- densité relative : 100 % (d théorique = 17,45)
- porosités : aucune
Sur le plan microstructure, on constate : - sur la figure 4, on voit qu'un barreau ayant la même composition mais traité selon l'art antérieur présente les caractéristiques suivantes : Vα=80,2%, Lα=20,0 μm, Cαα(%)=15%, λγ=4,9 μm.
- sur la figure 5, qui représente la micrographie sans traitement de réduction, le matériau conforme à l'invention selon l'exemple 2 présente les caractéristiques suivantes : Vα=79,5%, Lα=9,9 μm, Cα/α=14%, λγ=2,6 μm.
- sur la figure 3, qui représente la micrographie avec traitement de réduction, le matériau conforme à l'invention selon l'exemple 2 présente les caractéristiques suivantes : Vα=78,5%, Lα=8,6 μm, Cαα (%) =13, 5%, λγ=2,4 μm.
On note donc qu'avec ou sans traitement préalable de réduction, l'ensemble des paramètres de morphologie présente des valeurs plus faibles et avec une réduction de la contiguïté Cαα encore plus faible.
Le procédé selon l'invention permet donc de réduire l'ensemble des caractéristiques de morphologie des matériaux ainsi frittes. Exemple 3 On prépare suivant l'invention un barreau d'alliage W-Ni-
Co (91/6/3%) de densité 17,5 en procédant en phase liquide selon l' invention comme expliqué précédemment selon les caractéristiques suivantes :
- géométrie : cylindre 0 10 mm, L = 90 mm, - compression : 2.108 Pa,
- frittage par induction sous N2 :
→ temps de montée à T max 1500 °C : < 7 mn,
→ vitesse de montée en température δT/δt -300 °C/mn → temps de palier à 1530 °C : 3 mn (temps de frittage en phase liquide : < 3 mn30 s)
- densité relative : 100 % (d théorique = 17,45)
- porosité : aucune Sur le plan microstructure, on constate,_l:
- sur la figure 7, on voit qu'un barreau de même composition mais traité selon l'art antérieur présente les caractéristiques suivantes : Vα=78%, Lα=19 μm, Cαα (%•) =17, 8%, λγ=5,4 μm. - sur la figure 8, qui représente la micrographie sans réduction, le matériau conforme à l'invention selon l'exemple 3 présente les caractéristiques suivantes : Vα=76,7%, Lα=8,2 μm, Cαα(%)=ll,3%, λγ=2,5 μm.
- sur la figure 9, qui représente la micrographie avec réduction, le matériau conforme à l'invention selon l'exemple
3 présente les caractéristiques suivantes : Vα=78,7%, Lα=8,2 μm, Cαα (%) ≈12,2% λγ=2,2 μm.
On note donc qu' avec ou sans traitement préalable de réduction, l'ensemble des paramètres de morphologie présente des valeurs plus faibles et avec une réduction de la contiguïté Cαα encore plus faible.
Le procédé selon l'invention permet donc de réduire l'ensemble des caractéristiques de morphologie des matériaux ainsi frittes. Exemple 4
On prépare un barreau d'alliage W-Ni-Cu-Mn (92,95, 5, 2, 0,05 %.) densité 17,6 en procédant en phase liquide selon l'invention comme expliqué précédemment selon les caractéristiques suivantes : - géométrie : cylindre 0 21 mm, L = 200 mm,
- compression : 2.10e Pa,
- frittage par induction sous N2 :
-» temps de montée à T max 1450 °C : <6 mn, - vitesse de montée en température δT/δt -420 °C/mn → temps de palier à 1450 °C : 3 mn (temps de frittage en phase liquide : < 3 mn30 s)
- densité relative : 100 % (d théorique = 17,85),
- porosité : quelques-unes Sur le plan microstructure, on constate :
- sur la figure 10, on voit qu'un barreau de même composition mais traité selon l'art antérieur présente les caractéristiques suivantes : Vα=84,7%, Lα=19,2 μm, Cαα(%)=20, 1%, λγ=3,5 μm.
- sur la figure 11, qui représente la micrographie sans traitement de réduction, le matériau conforme à l'invention selon l'exemple 4 présente les caractéristiques suivantes : Vα=85,8%, Lα=10,6 μm, Cαα (%) =22, 7%, λγ=l,8 μm. - sur la figure 12, qui représente la micrographie avec traitement de réduction, le matériau conforme à l'invention selon l'exemple 4 présente les caractéristiques suivantes : Vα=85,3%, Lα=10,8 μm, Cαα (%) =21, 3%, λγ=l,9 μm.
Les porosités sont de taille moyenne de 10 μm dans tous les cas.
On notera que V croît par sublimation de phase liquide base nickel-cuivre et que La décroît à contiguïté Cαα proche.
Pour les quatre compositions chimiques d'alliages base W, données à titre d'exemples, en prenant en compte les éléments d'alliage Ni, Fe, Cu, Co, Mn les plus couramment utilisés, on obtient :
1) Des matériaux densifiés sous atmosphère neutre, non réductrice, dans un temps de frittage total inférieur à 10 minutes ; ceci est à comparer aux temps de cycle moyens de 2 à 10 h réalisés en conditions usuelles, sous hydrogène.
2) Des matériaux à microstructures homogènes, sans aucune porosité pour les alliages des systèmes W-Ni-Fe-Co et W-Ni-Co, avec une dispersion de micro-oxydes si aucun traitement de réduction n'a été pratiqué au préalable. A noter que les alliages du système W-Ni-Cu-Mn tendent à se solidifier avec présence de porosités.
3) Des matériaux dont la microstructure se caractérise par une taille moyenne de nodules de phase α(w) comprise entre 8 et 12 u , à comparer aux 20 à 25 μm usuellement obtenus .
4) Des matériaux dont la microstructure se caractérise d'une façon générale par une morphologie tout à fait originale telle que visible sur la figure 13. En effet, le principe de frittage des alliages de tungstène W-Ni-Fe-Co, W-Ni-Co et W-Ni-Cu-Mn repose sur le mûrissement par nodulisation de la phase α(w) dans un liquide Ni, Fe, Co, W ou Ni, Cu, Mn, W à la température maximale de frittage, conduisant après refroidissement à une microstructure biphasée α-γ.
On va maintenant illustrer les relations morphologie/caractéristiques mécaniques par essai de traction et résilience à partir de quatre alliages précédents réalisés avec la même composition, un alliage intitulé FP préparé selon les procédés classiques longue durée, un alliage intitulé Préf+Ind préparé selon le procédé selon l' invention mais dont le frittage est réalisé en milieu réducteur et un alliage intitulé Ind préparé selon le procédé haute puissance selon l'invention.
En se référant à cette figure 13, qui illustre la variation de la microstructure en fonction du procédé de frittage, on a représenté la variation de Vα(%), de L (μm) , de Caa(%) et de λγ(μm) en fonction de la nuance de l'alliage. La courbe (a) correspond aux compositions selon les exemples 1 à 4 traités de manière conventionnelle, la courbe (b) correspond aux mêmes compositions mais traitées selon l'invention avec une phase de préfrittage et la courbe (c) correspond aux mêmes compositions mais traitées selon l'invention sans préfrittage. La teneur en tungstène de la phase y qui entoure la phase nodulaire α(w) dépend de la composition de l'alliage. On constate que plus sa capacité à dissoudre du tungstène est grande, plus le volume (Vα%) de phase α est petit et plus le libre parcours moyen (λγ) de cette phase γ est grand.
Par contre, dès lors que le frittage est réalisé par haute puissance selon l'invention (courbe c) , on constate que l'ensemble des paramètres décrivant la microstructure présente des valeurs plus faibles : - le volume de phase α (Vα%) est diminué,
- la taille des nodules α(Lα) et le libre parcours moyen de la phase y (λy) sont très largement diminués,
- la contiguïté (Cαα) est également diminuée. De plus comme le montre la courbe I selon la figure 14, qui illustre la variation de la taille du nodule Lα(W) de l'alliage W-Ni-Fe-Co de l'exemple 2 en fonction de la contiguïté Cαα pour un procédé de frittage donné, une telle relation entre la taille (La) des nodules a et leur probabilité de contact Cαα(%) ne correspond en aucun cas à la corrélation usuelle entre ces paramètres illustrée par la courbe II du même alliage traité conventionnellement. En effet, à puissance de frittage usuelle, lorsque la taille des nodules α(Lα) décroît, la probabilité de contact Cαα(%) croît fortement.
En condition de haute puissance de frittage selon l' invention, cette croissance de la probabilité de contact Cαα(%) est en fait bien plus faible (-3,5 fois moindre). Ainsi, comme l'indique l'exemple traité sur cette figure 14, pour une même taille de nodules (L ), d'environ 10 μm, l'une issue d'un frittage conventionnel (courbe II), et l'autre d'un frittage haute puissance selon l'invention (courbe I) , la contiguïté de la microstructure provenant du frittage à haute puissance est réduite sensiblement par un facteur de l'ordre de 2 (12,3% par rapport à 24,5%).
La figure 15 illustre l'effet de la variation de la densité du matériau de l'alliage selon l'exemple 2, par augmentation de la proportion de tungstène pour un alliage traité conventionnellement (courbe a) et pour un alliage traité selon l'invention (courbe b) .
Comme le montre alors la figure 15 qui illustre les variations de Vα(%), de L et de Caa(%) en fonction de cette densité, à procédé de frittage donné pour un alliage W-Ni-Fe- Co, on notera que cet effet du frittage à haute puissance selon l' invention sur les paramètres morphologiques de la microstructure se généralisent avec la densité de l'alliage qui elle dépend de la teneur en tungstène initiale de l'alliage. D' un point de vue propriétés mécaniques des alliages selon l'invention à l'état fritte telles que mesurées par traction ou par choc (essai Charpy) , ces variations de morphologies conduisent à des compromis de caractéristiques particulièrement intéressants, au moins pour les alliages W- Ni-Fe-Co et W-Ni-Co qui permettent d' accéder à des consolidations sans porosité.
La courbe (a) de la figure 16 correspond aux compositions selon les exemples 1 à 4 traités de manière;"" conventionnelle, la courbe (b) correspond aux mêmes compositions mais traitées selon l'invention avec une phase de préfrittage et la courbe (c) correspond aux mêmes compositions mais traitées selon l'invention sans préfrittage. Sur cette figure 16, qui illustre la variation des caractéristiques mécaniques à l'état après frittage en fonction du procédé de frittage pour les alliages W-Ni-Fe-Co et W-Ni-Cu-Mn, on a représenté les variations de Rp, de Rm, de A(%) et de K(J/cm2) en fonction de la nuance d'alliage et suivant les trois types de frittage évoqués précédemment, conventionnel, selon l'invention avec traitement de réduction et selon l'invention sans traitement de réduction. Dans un état post frittage, après traitement thermique usuel de type recuit, les caractéristiques enregistrées montrent que : a. Pour une même composition d'alliage, il est possible d'accroître les niveaux de résistance en traction (Rp, Rm) , sans perte importante des niveaux de ductilité aussi bien en traction (A%) qu'en choc (K) , et ce malgré la présence de micro oxydes. Par les procédés conventionnels, de tels accroissements de résistance impliqueraient de procéder à un corroyage du matériau. b... Pour un même alliage et des niveaux de haute puissance de frittage identiques, les compromis de résistance ductilité les plus élevés sont obtenus avec les configurations ayant subi un traitement de désoxydation préalable.
Cela étant, pour les produits faisant l'objet de sollicitations mécaniques importantes tels que pour exemple les portes outils, allonges porte meules, les pénétrateurs pour munitions cinétiques, des niveaux de résistance mécaniques élevés sont recherchés et obtenus par corroyage et traitement de revenu. Sur la figure 17, la courbe III représente un traitement par frittage conventionnel, la courbe IV un frittage selon l'invention et la courbe V un frittage selon l'invention à une puissance double. La figure 17 illustre les variations des--caractéristiques mécaniques à l'état corroyé revenu en fonction de la puissance de chauffage au frittage pour le système d'alliages W-Ni-Fe-Co, et elle montre à cet égard ce qu'un frittage préalable à haute puissance apporte. Ainsi dans l'exemple traité avec les trois alliages suivant les exemples 1 à 3 pris pour référence, à partir d'un frittage direct sans traitement de désoxydation préalable (courbes IV et V) , il est mis en évidence qu'en fonction de trois valeurs de puissance de frittage apportées (δT/δt) : a. les caractéristiques de résistance en traction (Rp et Rm) croissent lorsque la puissance de frittage délivrée croît. b. les caractéristiques de ductilité (A% et K) croissent également, conjointement à la résistance, ce qui est un comportement inusité. c. de plus, l'effet reste acquis même lorsque le taux de corroyage du matériau augmente qui correspond au point 3bis des courbes ce qui démontre sans équivoque l'effet supplémentaire apporté par l'invention. En résumé, un frittage à haute puissance appliqué à des matériaux issus des systèmes d'alliages W-Ni-Cu, W-Ni-Co et W-Ni-Fe-Co pouvant contenir tout autre élément d'alliage capable' d'être solubilisé dans le nickel, tels que le manganèse, le rhénium, le molybdène, le chrome, le tantale, le vanadium ou le niobium permet :
- de réduire de façon considérable les temps de frittage usuel,
- d' atteindre une densification totale avec une structure sans porosité, pour les alliages du système W-Ni- Fe-Co et W-Ni-Co, mais avec de faibles porosités pour les alliages du système W-Ni-Cu, ce qui est classique,
- de procéder à un frittage sous atmosphère neutre d'argon ou d'azote non réductrice, avec pour conséquence la présence d'une fine dispersion d'oxydes. Celle-ci est absente si un traitement thermique de désoxydation est préalablement pratiqué avant frittage,
- d'obtenir des matériaux avec une microstructure tout à fait originale pour laquelle non seulement-.'la quantité et la taille des nodules (La) de phase α sont réduites, mais également leur contiguïté (Cαα%) ,
- d' atteindre des compromis de caractéristiques en résistance et ductilité (traction, choc) supérieurs à ceux obtenus par frittage conventionnel ; ceci d' autant plus que la puissance est élevée et que le matériau a été corroyé et traité thermiquement, après frittage.
On notera qu' il est connu que les alliages de tungstène base nickel-cuivre présentent des porosités. Celles-ci sont liées à des mécanismes complexes de réactivité chimique- dissolution locale du squelette tungstène lors du passage à l'état liquide de la phase nickel cuivre en cours de frittage et à des compétitions entre la variation de la viscosité de la phase liquide et la pression hydrostatique locale de ce liquide lors de son passage à l'état solide en fin de frittage.

Claims

REVENDICATIONS
1. Matériau fritte sous haute puissance de frittage d' alliages base tungstène pouvant contenir des éléments d'addition solubles dans le nickel choisis dans le groupe constitué par exemple par le rhénium, .-le molybdène, le tantale, le niobium, et le vanadium ou un mélange de ceux-ci, caractérisé en ce qu'il présente après frittage en phase liquide à une température de l'ordre de 1500 °C :
- une microstructure biphasée α-γ totalement densifiée exempte de porosité ou à porosité négligeable dont la taille moyenne des grains (La) est faible et une contiguïté (Cαα) très faible relativement à la taille des cristaux de tungstène et une dispersion de micro-oxydes sans perte de caractéristiques de ductilité.
2. Matériau fritte selon la revendication 1, caractérisé en ce que le pourcentage en masse du tungstène est compris entre 85 et 97% et préferentiellement entre 90,5 et 93,5%.
3. Matériau fritte selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce qu' il présente la composition suivante :
93% de tungstène, 4,05% de nickel, 1% de fer et 1,95% de cobalt, avec une densité relative de 100%.
4. Matériau fritte selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce qu' il présente la composition suivante : 91% de tungstène, 6,2% de nickel, 0,3% de fer et 2,5% de cobalt, avec une densité relative de 100%.
5. Matériau fritte selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce qu' il présente la composition suivante : 91% de tungstène, 6% de nickel et 3% de cobalt, avec une densité relative de 100%.
6. Matériau fritte selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce qu' il présente la composition suivante : 92,95% de tungstène, 5% de nickel, 2% de cuivre et 0,05% de manganèse, avec une densité relative de 100%.
7. Procédé d'élaboration d'un matériau d'alliages base tungstène selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce qu'on réalise un mélange des poudres de métaux que l'on comprime à une pression de l'ordre
2.108 Pa, puis le frittage haute puissance en phase liquide à une température de chauffage de l'ordre de 1500 °C, pendant un temps de montée à ladite température inférieur à 15 mn, et à une puissance de chauffage de montée en palier supérieure à 100 °C/mn pendant un temps de maintien inférieur à 15 mn, pour obtenir une densification totale et une structure sans porosité selon un cycle total inférieur à 25 mn.
8. Procédé d'élaboration d'un matériau selon la revendication 7, caractérisé en ce que la puissance de chauffage est obtenue par induction sous gaz neutre, tel l'azote ou l'argon.
9. Procédé d'élaboration d'un matériau selon la revendication 8, caractérisé en ce que préalablement au frittage on réalise une désoxydation sous H2 à une température sensiblement supérieure à 1 100 °C pour obtenir une densification totale et une structure sans dispersion d' oxyde.
10. Application du matériau fritte selon l'une des revendications 1 à 6 et du matériau obtenu par le procédé selon les revendications 7 à 9 à la fabrication de pénétrateurs pour munitions ou de portes outils.
EP02783189A 2001-09-26 2002-09-20 Alliage base tungstene fritte a haute puissance Withdrawn EP1432838A1 (fr)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR0112376 2001-09-26
FR0112376A FR2830022B1 (fr) 2001-09-26 2001-09-26 Alliage base tungstene fritte a haute puissance
PCT/FR2002/003229 WO2003027340A1 (fr) 2001-09-26 2002-09-20 Alliage base tungstene fritte a haute puissance

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP1432838A1 true EP1432838A1 (fr) 2004-06-30

Family

ID=8867621

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP02783189A Withdrawn EP1432838A1 (fr) 2001-09-26 2002-09-20 Alliage base tungstene fritte a haute puissance

Country Status (4)

Country Link
US (1) US7226492B2 (fr)
EP (1) EP1432838A1 (fr)
FR (1) FR2830022B1 (fr)
WO (1) WO2003027340A1 (fr)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20070031339A1 (en) 2003-11-28 2007-02-08 Oskar Axelsson Contrast agents
US20070172378A1 (en) * 2004-01-30 2007-07-26 Nippon Tungsten Co., Ltd. Tungsten based sintered compact and method for production thereof
US8573128B2 (en) * 2006-06-19 2013-11-05 Materials & Electrochemical Research Corp. Multi component reactive metal penetrators, and their method of manufacture
US8361178B2 (en) * 2008-04-21 2013-01-29 Smith International, Inc. Tungsten rhenium compounds and composites and methods for forming the same
EP2521628B1 (fr) 2010-01-06 2018-02-28 Ervin Industries, Inc. Projectiles composites céramique-métal cassables et leurs procédés de fabrication
US8028626B2 (en) * 2010-01-06 2011-10-04 Ervin Industries, Inc. Frangible, ceramic-metal composite objects and methods of making the same
RU2582166C1 (ru) * 2015-01-16 2016-04-20 Российская Федерация, от имени которой выступает Государственная корпорация по атомной энергии "Росатом" Способ изготовления спеченных заготовок из тяжелых сплавов на основе вольфрама
FR3039266B1 (fr) 2015-07-22 2017-09-01 Cime Bocuze Penetrateur comportant un coeur entoure d'une gaine ductile et procede de fabrication d'un tel penetrateur
US11179780B2 (en) * 2016-12-09 2021-11-23 H.C. Starck Inc. Fabrication of metallic parts by additive manufacturing
CN107541633B (zh) * 2017-08-15 2019-04-26 清华大学 钨合金及其制备方法
CN113136513B (zh) * 2021-04-10 2022-04-05 广州市华司特合金制品有限公司 一种高尔夫球杆杆头配重块合金材料及其制备方法
CN114273676B (zh) * 2021-12-30 2023-04-28 西安交通大学 一种难熔钨钽合金复杂结构件及其增材制造成形方法
CN114657431B (zh) * 2022-02-18 2023-01-17 安泰天龙钨钼科技有限公司 一种含能钨合金材料及制备方法
CN117646142B (zh) * 2024-01-30 2024-05-03 江西翔鹭钨业有限公司 一种镍掺杂的钨合金丝及其制备方法和应用
CN117802378B (zh) * 2024-02-29 2024-04-30 东北大学 一种具有多尺度结构的钨铜复合材料及其制备方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3888636A (en) * 1971-02-01 1975-06-10 Us Health High density, high ductility, high strength tungsten-nickel-iron alloy & process of making therefor
US4090875A (en) * 1973-10-01 1978-05-23 The United States Of America As Represented By The Department Of Energy Ductile tungsten-nickel-alloy and method for manufacturing same
US3888638A (en) 1974-02-28 1975-06-10 Industra Products Insulating wedge insertion
DE3438547C2 (de) * 1984-10-20 1986-10-02 Dornier System Gmbh, 7990 Friedrichshafen Wärmebehandlungsverfahren für vorlegierte, zweiphasige Wolframpulver
US4801330A (en) * 1987-05-12 1989-01-31 Rensselaer Polytechnic Institute High strength, high hardness tungsten heavy alloys with molybdenum additions and method
FR2622209B1 (fr) * 1987-10-23 1990-01-26 Cime Bocuze Alliages lourds de tungstene-nickel-fer a tres hautes caracteristiques mecaniques et procede de fabrication desdits alliages
US4885031A (en) * 1988-01-04 1989-12-05 Gte Products Corporation Fine grain tungsten heavy alloys containing additives
EP0355181A1 (fr) * 1988-08-18 1990-02-28 GTE Products Corporation Procédé pour produire des billettes en alliages de métaux lourds à base de tungstène
JPH0723516B2 (ja) * 1989-11-30 1995-03-15 日本冶金工業株式会社 タングステン焼結合金の製造方法
US5603073A (en) * 1991-04-16 1997-02-11 Southwest Research Institute Heavy alloy based on tungsten-nickel-manganese
US5821441A (en) * 1993-10-08 1998-10-13 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Tough and corrosion-resistant tungsten based sintered alloy and method of preparing the same
KR100186931B1 (ko) * 1996-04-30 1999-04-01 배문한 텅스텐 중합금의 제조방법
US5740516A (en) * 1996-12-31 1998-04-14 Remington Arms Company, Inc. Firearm bolt
US5760378A (en) * 1997-04-17 1998-06-02 Aerojet-General Corporation Method of inductive bonding sintered compacts of heavy alloys
KR100255356B1 (ko) * 1997-08-12 2000-05-01 최동환 텅스텐기 소결합금의 열처리방법
US6277326B1 (en) * 2000-05-31 2001-08-21 Callaway Golf Company Process for liquid-phase sintering of a multiple-component material

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO03027340A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
FR2830022A1 (fr) 2003-03-28
US7226492B2 (en) 2007-06-05
US20050103158A1 (en) 2005-05-19
WO2003027340A1 (fr) 2003-04-03
FR2830022B1 (fr) 2004-08-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1432838A1 (fr) Alliage base tungstene fritte a haute puissance
EP0349446B1 (fr) Procédé de mise en forme directe et d&#39;optimisation des caractéristiques mécaniques de projectiles perforants en alliage de tungstène à haute densité
CA2583140C (fr) Alliage a base de nickel
JP5001159B2 (ja) 粉末の酸素含有量を制御する方法
US8066825B2 (en) (CoFe)Zr/Nb/Ta/Hf based target material
CH626406A5 (fr)
EP3486009A1 (fr) Procede de frittage d&#39;un acier inoxydable austenitique
EP2999562A1 (fr) Procede de fabrication par metallurgie des poudres d&#39;une piece en acier, et piece en acier ainsi obtenue
EP3819046B1 (fr) Procédé de fabrication d&#39;un matériau en acier optimisé
EP0749791A1 (fr) Procédé de mise en forme par frittage réactif de matériaux intermetalliques
FR3102995A1 (fr) Matériau en acier optimisé
EP0478674B1 (fr) Procede pour la preparation d&#39;aimants permanents a base de neodyme-fer-bore
FR2672619A1 (fr) Materiau composite a base de tungstene et procede pour sa preparation.
EP1206585B1 (fr) Materiau tungstene a haute densite fritte a basse temperature
EP0538320B1 (fr) Traitement de materiaux magnetiques pulverulents et produits ainsi obtenus
EP0438338B1 (fr) Procédé d&#39;obtention d&#39;un produit à partir de poudres préalliées et produit obtenu à partir dudit procédé
US20050276715A1 (en) Method of manufacturing a component by consolidating a metal powder
FR2841804A1 (fr) Procede de synthese d&#39;un materiau composite metal-ceramique a durete renforcee et materiau obtenu par ce procede
FR3132913A1 (fr) Poudre d’alliage, procédé de fabrication d’une pièce à base de cet alliage et pièce ainsi obtenue.
WO2023161576A1 (fr) Poudre d&#39;alliage, procédé de fabrication d&#39;une pièce à base de cet alliage et pièce ainsi obtenue
FR3102996A1 (fr) Pièce comprenant un matériau en acier optimisé et son procédé de fabrication.
FR2692184A1 (fr) Procédé de fabrication d&#39;un alliage métallique en poudre.
JPH0368786A (ja) チタンまたはチタン基合金製構造部材
FR2523157A1 (en) Boron-contg. tool steels - produced by rapid solidification process, esp. melt spinning
BE485512A (fr)

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 20040317

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL LT LV MK RO SI

17Q First examination report despatched

Effective date: 20070919

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE APPLICATION IS DEEMED TO BE WITHDRAWN

18D Application deemed to be withdrawn

Effective date: 20110205