NO159773B

NO159773B - Karbidmateriale samt fremgangsmaate ved fremstilling og anvendelse av dette.

Info

Publication number: NO159773B
Application number: NO812781A
Authority: NO
Inventors: Nicholas Makrides; William Max Stoll
Original assignee: Kennametal Inc
Priority date: 1980-08-18
Filing date: 1981-08-17
Publication date: 1988-10-31
Also published as: IL63549A; DE3175299D1; ES8301433A1; KR830006460A; NZ197962A; KR850001553B1; DK158957C; AU7368081A; IE811872L; FI72753C; ES504800A0; NO812781L; DK158957B; ES514551A0; MX157680A; DK364581A; EP0046209A1; EP0046209B1; AU553481B2; IE52094B1

Abstract

Et slitemotstandsdyktig karbidraateriale består av 30-80. vekt-% av et hardt karbidmateriale med en partikkelstør-relse som ikke er finere enn 400 mesh, eksempelvis 2,5-400 mesh og 20-70 vekt-% av et stålbasert matrisemateri-ale, hvori karbidmaterialet er innbakt og bundet til matrisen. Et sliktkarbidraateriale fremstilles ved ' A blande 20-70 vekt-% av et ståldannende pulver med 30-80 vekt-% harde karbidpartikler med en partikkelstørrelse i området 2,5-400 mesh hvoretter blandingen innføres i en form av ønsket konfigurasjon og presses isostatisk ved et trykk over 700 kp/cm, eksempelvis 2450 kp/cm, hvoretter den kompakterte preform sintres ved en temperatur under smeltepunktet for stålet, og deretter presses isostatisk ved et trykk over 700 kp/cmved en temperatur i området 870°C og understålets smeltepunkt.I visse tilfeller kan de harde karbidpartikler forbelegges med et metallbelegg, så som kobber, før de blan-des med det ståldannende pulver.Det derved erholdte karbidmateriale kan anvendes for skjære- og kutteformål ved at et fremstilt karbidmateriale av ønsket form pakkes i eller innføres i en stålbasert eller ståldannende pulverblanding som gis dennskede form, hvoretter det sammensatte legeme bestående av pulveret og karbidmaterialet underkastes den ovenfor beskrevne behandling.

Description

Foreliggende oppfinnelse vedrører et komposittmateriale

av den art som er angitt i krav l's ingress, en fremstilling der av, slik som angitt i kravene - 5 - 7, samt anvendelse av komposittmaterialet i slitemotstandsdyktige verktøy, som angitt i krav 8.

Siden 1940 har sliteresistente deler for verktøy og utstyr blitt fremstilt av sementerte karbidlegeringer bestående av en finfordelt hardkarbidfase basert på metaller valgt fra gruppene IVB, VB og VIB i den periodiske tabell, sementert ved hjelp av kobolt og/eller nikkelsintrering.

Slike sementerte karbidlegeringer utviser mikrostrukturer

som er særpreget ved hardkarbidekorn med en størrelse generelt i området 1 - 15 <y>m.

Anvendelse av jern eller stål som bindemiddelmateriale har vist seg å være vanskelig fordi den finfordelte tilstand og høye spesifikke overflate av den dispergerte harde fase fremmer dannelse av relativt sprø binære grenselegeringer av wolfram og jern med karbon, hvilket nedsetter en andel av det frie bindemiddelvolum og gjør det sintrede legeme mere eller mindre sprøtt, avhengig av den utviste omhu med hensyn til sammensetning og sintringsbetingelser, og tilsetning av fritt karbon for å oppnå en tilfredsstillende affinitet mellom jern og karbon.

Til forskjell fra kobolt og nikkel danner jern et stabilt kabid Fe^C og har en større tendens til å danne sprø, binære karbider enn kobolt og nikkel bindemiddelmaterialer. Karbonoverføring fra den harde karbidfase eller fase til jern fremmes ved tilstedeværelse av den flytende eller plastiske tilstand for jern eller stål-bindemidlet under sintring ved væsketilstand, utført ved en temperatur nær eller over smelteområdet for bindemidlet. I den senere tid har nyttige slitedeler vært fremstilt ved å støpe en flytende stål-eller jern-smelte i ferdig fremstilte sjikt av relativt grovpartiklet sintret sementert karbid med en partikkelstørrelse i området 3 - 4,8 mm.

Foreliggende oppfinnelse adskiller seg fra den smeltede stål-støpemetode i.h.t. US patentene 4.024.902 og 4.140.170

og den smeltede støpejernsmetode i.h.t. US patent 4.119.459 med to hovedtrekk: (1) en pulverformig kompakt blanding av stål eller jern og grafitt inneholdende dispergert pulver av sintret, sementert karbid eller et antall stykker av dimensjonert sintret sementert karbid eller, hovedsakelig, umalte makrokrystallinske karbidkrystaller sintres ved en temperatur under smeltetemperaturen for stål eller støpe-jern, og (2) istedetfor å anvende matriselegerings smelte-temperaturer for å oppnå fortetning av legeringen anvendes høye kompakteringsenhetstrykk, både før og etter sintring, hvorved unngås degradering av overflatene av den dispergerte fase av harde partikler ved spaltning, smeltning eller karbon-diffusjonsreaksjoner. Komposittmaterialet er således særpreget ved det som er angitt i krav l's karakteriserende del.

Støpemetoder mangler også de velkjente økonomiske fordeler som er særpreget for pulvermetallurgiske metoder, spesielt når et antall forskjellige slitedeler eller mindre eller tynne seksjoner skal fremstilles. Også på grunn av de relativt høye bearbeidelsestemperaturer og flytende tilstand vil for store mengder av uønskede binære karbider dannes til tross for anvendelse av relativt grove karbidpartikler med lite overflateareal.

Da både den konvensjonelle pulvermetallurgiske metode med pressing og sintring av finmalt stålsementerte karbidpulvere og metoder innbefattende støping av flytende stål eller flytende støpejern i pulverformig sementert karbid foranordnet i støpeformer fører til de ovenfor nevnte problemer, så er det en hovedhensikt med foreliggende oppfinnelse å utvikle en fremgangsmåte med hvilken stålsementerte hardkarbidleger-inger kan fremstilles i det vesentlige fritt for binære grenselegeringer av jern og wolfram med karbon, og hvori den dispergerte harde karbidfase er fri for grensearealspaltnings-fenomener, smelting eller termisk sprekking, og er fast bundet til en stålmatrise som i det vesentlige er fri for makro-porøsitet.

Det er også en hensikt med oppfinnelsen å fremstille en gjenstand hvori er dispergert et hardt karbidmateriale som er fast og vedheftende bundet i en metallmatrise ved hjelp av pulvermetallurgiske teknikker omfattende kompaktering og

høy temperatur og høytrykksdiffusjonsbinding.

Det er ytterligere en hensikt med oppfinnelsen å fremstille verktøy med hardkarbid slipe- eller kuttedeler innbakt og bundet til en konsolidert stålpulvermatrise eller gjenstand i.h.t. foreliggende oppfinnelse. Det er en ytterligere hensikt med oppfinnelsen å fremstille deler som i det vesentlige er ikke-maskinerbare og med tilstrekkelig støtmotstandsstyrke til å gjøre dem egnet som sikkerhetsplater og som deler for hengelåser.

Foreliggende fremgangsmåte innbefatter sammenblanding av sintrede, sementerte wolfram karbidpartikler eller primære umalte makrokrystallinske (d.v.s. større enn 0,03 mm) wolfram karbidkrystaller med en matriks av jern og grafittpul-vere eller stålpulvere med en etterfølgende kald isostatisk presning av- blandingen i en form til ønsket konfigurasjon med en etterfølgende sintring i fast tilstand ved en relativt lav temperatur, spesielt ved en temperatur under stålets smeltetemperatur, spesielt ved en temperatur i området 1030 - 1235°C, hvoretter det sintrede legeme presses isostatisk ved en temperatur vel under stålets smelteområdet for oppnåelse av en endelig fortetning. En diffusjonsbinding dannes mellom de harde karbidpartikler og det omgivende stålpulver som holder de sliteresistente harde karbidpartikler på plass. Fremgangsmåten er særpreget ved det som er angitt i krav 5's karakteriserende del.

En kritisk faktor ved foreliggende oppfinnelse er høytrykks-fortetningen, både kald og varm for å unngå fremstillings-temperaturer som forårsaker flytning av stålbindefasen og således fremmer de tidligere nevnte uønskede reaksjoner mellom stålbindemidlet og den harde dispergerte fase.Teknikken forsterkes i så henseende ved anvendelse av en hard dispergert partikkel eller partikler med et lavt spesifikt overflateareal. Fremgangsmåten tilveiebringer en betydelig fordel med hensyn til fremstillingsmuligheter for stålkarbidslite-deler med relativt liten størrelse eller i form av tynne seksjoner eller med intrikat mønster, sammenlignet med fremgangsmåtene angitt i de tidligere nevnte US patenter i.h. t. hvilke smeltet stål eller smeltet støpejern helles i en form inneholdende partikler av sementert karbid. Ytterligere er både kjemisk kontroll av og sammensetnings-fleksibiliteten for matriselegeringen vesentlig bedre i forhold til smelte-metallstøpemetodene. Unngåelse av de høye fremstillingstempe-raturer som er nødvendig for å smelte og støpe stål eller støpejern gir bedre økonomi for formene, som kan anvendes på nytt og for matrisemetallene som ikke utsettes for støpe-tap og resirkuleringsomkostninger. Foreliggende fremgangsmåte er velegnet for fremstilling av deler som kan motså høye slipe/eller slitasjepåkjenninger såvel som støtpåvirkninger. Fremgangsmåten er ideelt tilpasset for fremstilling av slitemotstandsdyktige deler og kutteverktøy for utstyr innen jordbruk, vei-bygging og vedlikehold, knusning, finfordeling, utgravning etc. Da slitemotstandsstyrken for produktene fremstilt i.h.t. foreliggende fremgangsmåte er så høy at de praktisk talt ikke kan maskineres er de også ideelt egnet for anvendelse som sikkerhetsplater i verdiskap. Slitemotstandsstyrken i kombinasjon med støtstyrken for disse blandinger gjør dem også velegnet for anvendelse i hengelås.

Foreliggende oppfinnelse vil fremgå av den etterfølgende beskrivelse under henvisning til de vedlagte tegninger hvori: Fig. 1 er et fotomikrografi ved 1500 x forstørrelse som viser en sementert karbidpartikkel med en kobolt-forankring innbakt i og bundet til en konsolidert stålpulvermatriks. Fig. 2 viser et gjennomskåret perspektiv av en sliteplate med sementerte karbiddeler innbakt i og bundet til en konsolidert stålpulvermatriks, og Fig. 3 er et tverrsnitt av et kutteverktøy med en sementert karbidknapp innbakt i og bundet til en konsolidert stålpulvermatrise.

Forlegert stålmatrisepulver eller en blanding av jernpulver og grafittpulver omfattende 20 - 70 vektprosent av den fer-dige blanding sammenblandes med 30-80 vektprosent harde karbidpartikler av W, Ti, Ta, Nb eller Zr, V, Hf, Mo, B,

Si Cr eller blandinger av disse, enten i form av sintrete sementerte karbidpartikler eller som primære, usementerte, usintrerte, umalte karbidkrystaller. Ca. 3 % nafta eller annen flytende hydrokarbon tilsettes til pulverblandingen under sammenblandingen for å forhindre segresjon av de tyngre karbidpartikler under blanding og fylling i formen,spesielt når den dispergerte harde fase består av harde karbidpartikler som er grovere enn 250 pm.

I det tilfellet den dispergerte fase av harde partikler er finere enn 250 um, kan det anvendes parafinvoks eller annet fast smøremiddel så som sinkstearat fordi mulighetene for partikkelsegresjon under blandingen da nedsettes.

Deretter pakkes matrisepulveret inneholdende den dispergerte harde karbidfase i en preform støpeform fremstilt av poly-uretan eller annen elastomer plast. Stålpulveret med andre kjemiske sammensetninger (så som karbon, legering eller rust-frie stålpulvere) eller elementære pulvere så som jern, kop-per eller nikkel, kan også pakkes i den samme form med hoved-blandingen bestående av stålpulver-karbidblandingen, på et hvilket som helst sted tilstøtende og i kontakt med legeme inneholdende den harde, dispergerte karbidfase, eller rundt et slikt legeme eller omsluttende en dimensjonert, sintret sementert karbiddel.

Den pakkede form med et egnet passende deksel forsegles og innføres i en gummisekk eller ballong som deretter evakueres, forsegles og presses isostatisk, fortrinnsvis ved

2 2

2;450 kp/cm , men ikke ved et trykk under 7 00 kp/cm .

Den kompakterte pulverpreform fjernes deretter fra støpe-formen og oppvarmes under vakuum eller i en beskyttende eller reduserende gassatmosfære, eksempelvis hydrogen, til en temperatur under smeltetemperaturen for stålmatrisen, fortrinnsvis i området 1030 - 1150°C i 20-90 min.

En alternativ preformingsmetode består i å pakke den sammensatte blanding inneholdende fortrinnsvis en flytende hydrokarbon, eksempelvis nafta, fortrinnsvis 7 vektprosent metylcellulose som hhv. pressmøremiddel og bindemiddel i usintret tilstand, i en stål preform støpeform. Den ikke-sintrede preform lufttørres deretter ved romtemperatur i formen og fjernes deretter fra denne og plasseres i en gummisekk som evakueres og forsegles, og er så klar for kald isostatisk kompaktering som tidligere beskrevet. De kompakterte emner som er sintret i fast tilstand, bibeholder en viss porøsitet, men krympning under sintring overstiger ikke 1%. Det er imidlertid funnet at fortetning oppnås ved høytrykk isostatisk kompaktering etterfulgt av sintring som tidligere beskrevet er tilstrekkelig til å eliminere et eventuelt kommuniserende porenettverk og at de sintrede legemer derfor kan underkastes en avsluttende fortetning ved kjente vanr.e-isostatiske trykk-metoder (HIP).

Varm isostatisk trykning utføres i en inert atmosfære, fortrinnsvis ved 870 - 1260°C eller ved hvilken som helst temperatur under smeltetemperaturen for stålet i 20-90 min. på et trykk på minst 700 kp/cm 2 og mere foretrukket ved et trykk

2

på ca. 1050 kp/cm i 60 min. Det er viktig at det dannes et legeringslag ved grenseflatene mellom de sementerte karbidpartikler og stålmatrikse<n.> Denne grenseflatelegerings-

binding som først dannes under sintringen og senere forsterkes under den varme isostatiske presning består av et tynt grenseareal, eksempelvis en 0,75 % karbon stålmatriks og dispergerte kobolt-sementerte—karbidpartikler i størrelses-område 3-4,8 mm. Tykkelsen av bindingslaget er typisk mindre enn 4 0 um og ikke større enn 50 um. Grenseflatebindings-legeringen består under disse betingelser hovedsakelig av

kobolt og jern. Bindingsdannelsen blir spesielt viktig når den harde dispergerte fase består av relativt grove partikler fordi disse kan trekkes ut hvis de ikke er sikkert forankret i matriselegeringen.

Sementerte wolfram karbidpartikler som utgjør den dispergerte harde fase velges generelt innen siktområdet 8,0-0,15 mm, foretrukne områder er 1,63 - 0,84 mm 3,36-1,68 mm og 4,76-3,36mm. Spesielt valgte siktområder kan fremstilles ved kjente metoder så som knusing og sortering av sintrede, sementerte karbidverktøy-komponenter, og hvilke legeringer vanligvis består av kobolt eller nikkel-sementert wolfram karbid (WC) hovedbestanddel, enkelte ganger også inneholdende TiC, TaC eller NbC eller kombinasjoner av disse harde, karbider.

Et ytterligere nyttig trekk ved foreliggende fremgangsmåte

er å påføre et belegg av en legering eller et metall, fortrinnsvis Corson bronse eller nikkel, på overflaten av et dimensjonert, sintret sementert wolfram karbid innlegg av valgt form og størrelse eller et antall slike innlegg, som deretter innbakes i et stål- eller jerngrafitt matrisepulver i valgte posisjoner i preformen før den fylte form kompak-téres isostatisk. Corsonbronse-belegget anvendt kan være en av de to nominelle komposisjoner som vist i tabell I.

Etter kald isostatisk kompaktering og under etterfølgende sintring og varm isostatisk presning av karbidstål-press-stykket vil belegget på det sementerte karbidlegeme autogent danne en diffusjonsbinding som forøker bindingsstyrken mædlom de dimensjonerte, sementerte karbidlegemer og holdes i matrisen. På denne måte kan et sementert karbidlegeme eller et antall slike med spesiell form og størrelse erstatte den harde karbidfase av pulverformig natur og derved danne et slitemotstandsdyktig legeme eller verktøy for kutting eller boring av metall eller sten. Det vil forstås at i relativt lave bearbeidingstemperaturer som anvendes ved foreliggende fremgangsmåte i de tilfeller hvor det anvendes en stålmatrise-pulverblanding som ikke binder vel til partiklene av den dispergerte harde karbidfase vil føre til utilstrekkelig bindingsstyrke ved matrise-karbidpartikkel grenseflaten.

I slike tilfeller når det eksempelvis er kjent at stål-legeringspulveret som anvendes er mindre sintrerbart ved den relativt lave "solid state" sintretemperatur foreskrevet i. h.t. oppfinnelsen, er det funnet fordelaktig å forbelegge de harde karbidpartikler med eksempelvis nikkel eller kobber, ved kjente prosesser så som ikke-galvanisk metallbelegning eller vakuumdampfasebelegning. Således ble lagt nikkelbelegg på den dispergerte harde karbidfraksjon, før blanding, er funnet å forbedre bindingsstyrken til karbidpartiklene. En slik forbelegning av de harde karbidpartikler vil også være fordelaktig når det anvendes rustfritt stålpulver.

Et ytterligere nyttig trekk ved den beskrevne metode er inn-arbeidelse av en dispergert hard karbidfase i det kompakterte stål- eller jern-grafittpulveremne, hvilken fase består av umalt makrokrystallinske karbidkrystaller i siktsfraksjonen mellom 0,25 mm og 0,03 mm og i de foretrukne siktområder, nemlig 0,25 - 0,15 mm, 0,18 - 0,07 mm eller 0,09. -

0,04 mm, istedenfor og til erstatning for partiklene av cementert karbid. Fremgangsmåten i.h.t. oppfinnelsen for sammensetning av og forming av makrostrukturerte sementerte karbidblandinger er den som er tidligere beskrevet.

Den anvendte relativt lave bearbeidingstemperatur fører til en makrostruktur som i det vesentlige er frie for sprø dobbelkarbider av jern og wolfram (etafase) samt fri for porøsitet.

Tendensen for væskefasesintrede, mikrostrukturerte, sementerte wolfram karbidlegeringer hvori det eksempelvis anvendes et stålbindemiddel istedenfor det vanlige kobolt-bindemiddel, er det velkjent at sprø eta-typefaser utvikles. Det er antatt at når man unngår væskéfasesintring og følgelig også den karbonoverføring som fremmes av væskefasesintring, såvel som det spesielt lave spesifikke overflateareal av umalte,makrokrystallinske karbidpartikler som utgjør den dispergerte harde fase er nødvendige for dannelse av tofase-stål-karbidmakrostrukturen som erholdes ved foreliggende fremgangsmåte. Det bør forstås at den heri omtalte væskefasesintring betyr sintring ved en temperatur hvor stålbindemidlet i det minste er delvis flytende. Forbudet mot væskefasesintring i.h.t. foreliggende oppfinnelse gjelder derfor ikke for eventuelle lavtsmeltende metaller eller legeringer (eksempelvis kobber eller Corsonbronse) som kan være tilsatt som pulver eller belagt for å fremme bindingen eller for-tetningen og som med hensikt blir flytende under sitringen eller under den varme isostatiske pressing.

Anvendelse av umalte, makrokrystallinske harde karbidkrystaller som en dispergert hard fase, utgjør en foretrukket ut-førelsesform av foreliggende fremgangsmåte som en effektiv måte å bibeholde en hard fase som utviser en lav spesifikk overflate. Det vil imidlertid forstås at i det vesentlige bindemiddeIsfrie, harde aggregater av finere eller malte harde karbidkrystaller kan også anvendes.

Et viktig trekk ved de nevnte makrostrukturerte legemer er unngåelse av kulemalning eller av størrelsesreduksjon av matrisekarbidpulverblandingene eller hver av disse to mate-rialer separat før den kalde isostatiske kompaktering, sintring og HIP. Den kjente praksis som er generelt akseptert som nødvendig for kommersielle, sementerte karbidstrukturer, fører til en forsterket reaksjon mellom karbider og jerri-baserte matrisepulvere med derav følgende dannelse av sprø dobbeltkarbider• Ved at man unngår at pulveret males, nedsettes også omkostningene.

Ved foreliggende fremgangsmåte kan man anvende hvilke som helst av de mikrokrystallinske_karbider, enten i kombinasjon eller som faste oppløsninger av disse, spesielt WC, TiC,

TaC eller NbC som alle utviser lav spesifikk overflate og kantede blokkformer som er typiske for disse grovkrystallin-ske mono- og binære karbider. Det er kjent at primære makrokrystallinske karbidmaterialer kan finmales sammen med kobolt eller nikkel til å gi sementerte karbidmikrostrukturer ved væskefasesintring i temperaturområdet 1315 - 1538°C

i hvilke den resulterende dispergerte harde karbidfase typisk ligger innenfor størrelsesområdet 1-10 um. I motsetning til dette erholdes i.h.t. foreliggende fremgangsmåte dispergerte, enkle makrokrystallinske karbidkorn i et størrelses-område som ligger innenfor de grove ekstremer på 2 50 ^im -

40 um.

Oppfinnelsen skal ytterligere forklares ved de etterfølgende eksempler:

EKSEMPLER

Slitemotstandsdyktige skjæreegger ble fremstilt for rot-erende sukkerrør knusemaskiner. En jevn blanding bestående av ca. 55 vekt-% 3,2-4,8 mm kobolt sementerte wolfram kar-bidgranuler, ca. 44,67 vekt-% 0,15 mm sikt atomisert jernpulver og 0,33 vekt-% <^0,04 mm sikt grafittpulver ble fremstilt. Under blandingen ble 5 vekt-% nafta tilsatt for å minimalisere segresjon av de tyngre, sementerte karbidpartikler. Den fuktige blanding ble manuelt kompaktert i hulrommet til en elastomer polyuretanform av ønsket form og dimensjonert for å ta hensyn til den kalde isostatiske pulverkompaktering pluss 1% sintringskrymping. Etter kald isostatisk kompaktering ved 2.450 kp/cm 2 ble preformen fjernet fra formen og vakuumsintret ved . 1093°C i 60 min., hvoretter det sintrede legeme ble isostatisk presset ved 1232°C i 60 min. ved et

2

trykk på 1.050 kp/cm under helium.

Metallografisk undersøkelse viste en matriksstruktur i det vesentlige bestående av pearlitt og litt ferritt som er typisk for konvensjonelt langsom avkjølt 0,75% karbonstål med lav porøsitet. De sementerte karbidmatriks-grenseflater var fylt med bånd med en bredde på ca. 5 um av en legering som er antatt å bestå av hovedsakelig jern og kobolt. De sementerte karbidpartikler synes å være upåvirket av termisk nedbrytning, og det forelå ikke antydning av oppløsning, smelting eller spalting av den dispergerte karbidfase ved eller nær de indre grenseflater. Disse grenser var skarpe bortsett fra den nevnte jern-koboltlegering diffusjonssone. Ingen potensielle skadelige konsentrasjoner av etafase ble observert. Prøvestykker ble manuelt bøyd over en spindel ved hamring ved romtemperatur og funnet å utvise en høy støtmot-standssjyrke og var i det vesentlige fri fra sprøhetssprekker.

Fig. 1 er et mikrofotografi av et typisk areale av sammensetninger fremstilt i.h.t. eksempel 1, bortsett fra at sintringen ble utført ved 1150°C. En koboltsementert wolfram-granul 40 er vist metallurgisk bundet til rent karbonstål som i det vesentlige utviser perlittstruktur 50 ved en diffusjonssone 45 inneholdende jern og kobolt. Diffusjonssonen 45 er ca. 3 um tykk.

Eksempel 2

En 50 mm x 50 mm x 9,5 mm tykk slitesterk plate ble fremstilt bestående av 60 vekt-% umalt 0,25 - 0,15 mm sikt makrokrystallinsk WC sementert ved 40 vekt-% 0,75% karbonstål inneholdende 2 vekt-% Cu. En jevn tørrblandet blanding av 0,25 - 0,15 mm sikt makrokrystallinske WC-krystaller, ^0,04 mm sikt grafittpulver, <C 0,15 mm sikt jernpulver og <0,04 mm sikt kopperpulver ble tørrblandet, umalt, til en jevn blanding og deretter fuktet-med en blanding av flytende nafta og metylcellulose til hhv. 7 vekt-% og 0,5 vekt-% av den tørre blanding og deretter pakket i en stål preform til en fast, (green) plateform med dimensjonene ca. 102%

av den ønskede sluttdimensjon.

Etter lufttørking i formen ved romtemperatur ble emnet fjernet fra formen innført i en gummipose og ytterligere bearbeidet ved kald isostatisk kompaktering, sintret og HIP som beskrevet i eksempel 1. Metallografisk undersøkelse viste en makrostruktur av makrokrystallinsk WC jevn dispergert i stålmatriksen. Et 5 um tykt bindende lag av ukjent sammensetning ble observert ved WC-stålgrenseflåtene. Disse grenseflater var frie for binære karbidfaser og sprekker.

Eksempel 3

Et sammensatt slitemotstandsdyktig legeme av stål i form av

en 38 mm kube omhyllende en dimensjonert plate av sintret, sementert 5 vekt-%ig kobolt-wolfram karbid ble fremstilt og med hensikt ble den dimensjonerte plate av sintret, cementert karbid i det "green" pulver før isokompaktering slik at dens ytre overflate var i flukt med den ytre overflate av stål-kuben. En tørr umalt blanding bestående av 97,25 vekt-%<[o, 15 mm sikt atomisert jernpulver, 2 vekt-% <^0,04 mm sikt Cu pulve: og 0,75 vekt-% grafitt ble fremstilt og deretter blandet med nafta og metylcellulose til en lengde på hhv. 5 vekt-% og 0,3 vekt-% av den tørre blanding. Dette ble deretter pakket i en elastomer form hvoretter en 25,4 x 25,4 x 6,35 mm tykk plate av sintret, sementert karbid ble presset ned i formen av jernpulverblandingen, slik at de ytre overflater var kongruente.

Etter forsegling av formen ble den innført i en gummisekk, evakuert, forseglet og deretter isostatisk kompaktert, fjernet fra formen, sintret og varmkompaktert isostatisk, slik som angitt i eksempel 1. Metallografisk eksaminasjon utviste at den plasserte, sintrede karbidplate var bundet ved u hjelp av en 5 pm grensebindingsfase til den omgivende stålmatrise på dens tre sider, slik at hele strukturen virket solid og fri for sprekker.

Fig. 2 viser en sliteplate 3 0 fremstilt som beskrevet i dette eksempel, bortsett fra at tre istedet for ett sementert kar-bidinnlegg 30 ble innbakt i platen 20, slik at en overflate 45 av hver av innleggene 30 i det vesentlige er i flukt med arbeidsplaten 40 av verktøyet 20. Det vil bemerkes at grense-flatebindingen 35 i det vesentlige er jevn og kontinuerlig og danner en seig og vedheftende binding imellom den sementerte karbid og den konsoliderte karbonstål og koppermatrise' 45.

For visse bruksanvendelser, avhengig av en korrosiv natur

av omgivelsen hvori sliteplaten skal anvendes, kan det istedet anvendes rustfritt stål eller stållegeringspulvere istedet for jern, karbon og kopperpulverne som ble anvendt i dette eksempel.

Fig. 3 viser et tverrsnitt av en annen utførelsesform av et verktøy i.h.t. oppfinnelsen. Dette verktøy 1 kan fremstilles på i det vesentlige samme måte som beskrevet i eksempel 3 bortsett fra at det sementerte karbid —innlegg 5 har sin arbeidsende 2 utstikkende fra og forbi stållegemet 10 av verktøyet 1. Som det fremgår av figuren er innlegget 5 forankret til stållegemet 10 ved en diffusjonssone 15 som er dannet ved interdiffusjon av kobolt fra innlegget 5 og jern fra stållegemet 10 under høy temperatur og høytrykk-sintrings-operasjonene.

Claims

1. Komposittmateriale omfattende 30 - 80 vektsé av et karbidmateriale, så som wolframkarbid, titankarbid, tantal-karbid, niobkarbid, zirkoniumkarbid, vanadiumkarbid, hafniumkarbid, kromkarbid, borkarbid, silisiumkarbid eller blanding derav, samt deres faste oppløsninger og sementerte blandinger, og 20 - 70 vektsé av et matriksmateriale omfattende stål, stål og jern, stål og kobber, samt stål og nikkel, idet karbidmaterialet er innbakt og bundet til matriksen, karakterisert ved at korn-størrelsen for karbidmaterialet er 0,04 - 0,08 mm, og at grenseflaten mellom karbidmaterialet og matriksen ikke er tykkere enn 50 jam, fortrinnsvis 0-40 jum og i det vesentlige er fritt for eta-karbider, og at karbidmaterialet eventuelt er forsynt med et metallbelegg, som danner en sterk og vedheftende binding mellom karbidmaterialet og matriksen, idet karbidmaterialet og matriksmaterialet er jevnt sammenblandet uten vesentlig kornstørrelsesreduksjon og hvor grenseflaten er dannet ved sintring av den homo-gene blanding ved en temperatur under den ved hvilken stålet i det minste er delvis flytende.

2. Komposittmateriale ifølge krav 1, hvori karbidmaterialet er en sementert blanding med kobolt som bindemiddel og karakterisert ved at grenseflaten om-fatter jern og kobolt, og har en tykkelse på 0 - 40 um.

3. Komposittmateriale ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved at karbidmaterialet innbefatter wolframkarbid.

4. Komposittmateriale ifølge krav 1 karakterisert ved at stålet er legert stål eller rustfrittstål.

5. Fremgangsmåte ved fremstilling av et komposittmateriale ifølge kravene 1-4, ved å blande ståldannede pulver og harde karbidpartikler til å gi en homogen blanding som kald-presses til å gi en kompaktert preform som deretter sintres ved høyt trykk og forhøyet temperatur, karakterisert ved at det anvendes karbidpartikler med en partikkelstørrelse i området 0,04 - 0,08 mm og at sintrings-behandlingen skjer ved en temperatur under den ved hvilken stålet i det minste er delvis flytende.

6. Fremgangsmåte ifølge krav 5, karakterisert ved at de harde karbidpartikler forbelegges med et metallbelegg før blandingen med de ståldannede pulvere.

7. Fremgangsmåte ifølge krav 5 eller 6, karakterisert ved at fortetning av den kompakterte preform via diffusjonsbinding skjer ved en sintring av den kompakterte preform ved en temperatur under 1375°C og under smeltetemperatur for stålet, for å minimalisere forbindende porøsitet i preformen, og deretter presse preformen isostatisk ved et trykk over 700 kg/crn^ ved en temperatur i området mellom 870°C og stålets smeltetemperatur.

8. Anvendelse av komposittmaterialet ifølge kravene 1-4 i slitemotstandsdyktige verktøy.