NO165628B

NO165628B - Sementert karbidlegeme, samt fremgangsmaate ved fremstilling og anvendelse derav.

Info

Publication number: NO165628B
Application number: NO821021A
Authority: NO
Inventors: Bela Jeno Nemeth; George Paul Grab
Original assignee: Kennametal Inc
Priority date: 1981-03-27
Filing date: 1982-03-26
Publication date: 1990-12-03
Also published as: ES271281Y; MX170393B; JPS57194239A; DK141182A; PT74670A; NO165628C; FI74304B; NO821021L; FR2502613B1; ZA821717B; BE892634A; IL65359A0; CH653055A5; ES8308589A1; AU539101B2; NZ200007A; PT74670B; LU84034A1; ES271281U; NL188172C

Abstract

Et sementert karbidlegeme fremstilles ved å kompaktere en blanding med en i det vesentlige jevn fordeling av et første karbid, et bindemiddelmetall og et kjemisk middel valgt fra gruppen bestående av metaller, legeringer, hydrider, nitrider og karbonitrider av overgangsmetaller hvis karbider har en fri formasjonsenergi mere negativ enn den for det første karbid ved en temperatur over bindemiddelets smeltepunkt, fortette den kompakterte blanding, i det minste delvis transformere det kjemiske middel til en fast oppløsning med det første karbid ved varmebehandling og forøke bindemiddelinnholdet nær den perifere overflate under varmebehandling. Et slikt karbidlegeme, består av et første karbid, en metallisk bindemiddellegering, en fast oppløsning av det første karbid med et andre karbid, et bindemiddelanriket lag nær den perifere overflate av legemet, hvilket legeme i det vesentlige har stor A til B type porøsitet gjennom hele legemet.

Description

Foreliggende oppfinnelse vedrører sementerte karbidlegemer av den art som er angitt i krav l's ingress, samt fremstilling og anvendelse derav. Karbidlegemet kan anvendes som skjærinnsatser forsynt med et hardt varmebestandig oksyd, nitrid, borid eller karbidbelegg på deres overflate.

Tidligere har forskjellige harde varmebestandige belegg vært påført overflater av sementerte karbidskjæreinnsatser for å forbedre slitestyrken av skjæreggen og derved forlenge innsatsens levetid. Se eksempelvis US patentene 4.035.541, 3.564.683, 3.616.506, 3.882.581, 3.914.473, 3.736.107, 3.967.035, 3.955.038, 3.836.392, samt RI US patent nr. 29.420.

Uheldigvis kan disse varmebestandige belegg nedsette hårdheten av sementerte karbidinnsatser i varierende grad. Graden av degradering er avhengig i det minste delvis av strukturen og sammensetningen av belegget og fremgangsmåten som anvendes for dets avsetning. Derfor selv om varmefastige belegg har forbedret slitemotstand for metallskjæreinnsatser har det ikke redusert skjæreggens suseptibilitet til svikt som følge av avskalling eller brekkasje, spesielt ved avbrutte sjæreanvendelser.

Tidligere forsøk på å forbedre hårdheten eller seigheten i eggstyrken i belagte skjærinnsatser sentrerte seg rundt koboltanrikede lag som utstrakte seg innover fra substrat-et/belegg-grenseflaten. Det ble funnet at koboltanrikning i visse C porøse substrater kunne oppnås under vakuumsint-ringssykluser. Disse koboltanrikede soner var karakterisert av en A porøsitet mens hovedvolumet av substratet hadde en C porøsitet. Utarming av fast oppløsning av karbid var vanligvis tilstede i varierende dybder og i varierende grad i arealer for koboltanrikningen. Koboltanrikning er ønskelig da det er velkjent at en forøkelse av koboltinnholdet vil forøke seigheten og støtmotstandsstyrken av sementerte karbider. Uheldigvis er det vanskelig å kontrollere den erholdte anrikningsgrad i C porøse substrater. Typisk ble et belegg av kobolt og karbon dannet på overflaten av substratet. Dette belegg av kobolt og karbon ble fjernet før avsetning av det varmebestandige materialet på substratet for å oppnå en adherende binding mellom belegget og substratet. Til tider ble nivået av koboltanrikningen i lagene under overflaten av substratet så høy at det hadde en uheldig effekt på flankeslitasjen. Som en følge av dette ble enkelte ganger de koboltanrikede lag på sideflatene av substratene slepet bort og etterlot koboltanrikning kun på skjære (rake) flatene og mulighet for C porøst materiale på sideflatene. Sammenlignet med A- og B-type porøse substrater er C porøse substrater ikke så kjemisk homogene. Dette kan føre til en mindre kontroll over dannelse av etafasen ved belegg/substrat-grenseflaten (en hard og sprø fase som påvirker seigheten),

en nedsatt beleggvedheftning og øket ujevn belegningsvekt.

Pr. definisjon kan porøsiteten observert for sementerte karbider klassifiseres til en av tre kategorier anbefalt av ASTM (American Society for Testing and Materials) som følger:

Type A for porestørrelser mindre enn 10 ,um i diameter.

Type B for porestørrelser i området 10-40 um i diameter.

Type C for uregulære porer forårsaket av tilstedeværelse

av karboninnslutninger. Disse innslutninger trekkes ut av prøven under den metallografiske preparering og etterlater de nevnte uregulære porer.

I tillegg til den ovenfor nevnte klassifikasjon kan den observerte porøsitet angis et nummer i området 1-6 for å indikere graden eller den observerte porøsitetsfrekvens. Metoden som anvendes for å utføre disse klassifikasjoner

kan finnes i sementerte karbider av Dr. P. Schwarzkopf og Dr. R. Kieffer (MacMillan Co., New York (1960), s. 116-120).

Sementerte karbider kan også klassifiseres i henhold til deres bindemiddel, karbon og "Wolf raminnholdet. Wolframkarbid-koboltlegering har et overskudd av karbon og er særpreget ved C porøsitet, hvilket som nevnt er inneslutninger av fritt karbon. VVolframkarbid-koboltlegeringer med lavt karboninnhold og hvor koboltet er mettet med wolfram er særpreget ved tilstedeværelse av etafasen, en M12c eller MgC karbid hvor M betyr kobolt og wolfram. Mellom disse ekstremer av C-porøsitet og etafase er et område av mellomliggende bindemiddellegeringsblandinger som inneholder wolfram og karbon i oppløsning i varierende grad, men slik at intet fritt karbon eller en etafase er tilstede. Wolframnivået i wolfram-karbidkoboltlegeringer kan også særpreges ved en magnetisk metning av bindemiddellegeringen fordi den magnetiske metning av koboltlegeringen er en funksjon av dens sammensetning. Karbonmettet kobolt er rapportert å ha en magnetisk metning på 158 gauss-cm<3>/g kobolt og er indikativ for C-type porøsitet, mens en magnetisk metning på 125 gauss-cm<3>/g kobolt eller under indikerer tilstedeværelse av etafase. Karbidlegemet er særpreget med det som er angitt i krav 1's karakteriserende del, ytterligere trekk fremgår av kravene 2-5.

Det er også en hensikt med foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe en lett kontrollerbar og økonomisk fremgangsmåte for fremstilling av et bindemiddelanriket lag nær overflaten av et sementert karbidlegeme. Fremgangsmåten er særpreget ved det som er angitt i kravene 6 og 7.

Det er en ytterligere hensikt med oppfinnelsen å tilveiebringe et sementert karbidlegeme med et bindemiddelanriket lag nær dets overflate hvori i det vesentlige all porøsitet i hele legemet er av A- eller B-typene.

Det er også en hensikt med oppfinnelsen å tilveiebringe sementerte karbidlegemer med karbonnivåer som ligger i området fra C-porøsitet til etafase med et bindemiddelanriket lag nær deres perifere overflate.

Det er en ytterligere hensikt med oppfinnelsen å kombinere de ovenfor nevnte sementerte karbidlegemer i henhold til oppfinnelsen med et varmebestandig belegg for å tilveiebringe belag-, te skjæreinnskudd med en kombinasjon av høy slitemotstand og høy seighet, som angitt i krav 8.

I henhold til oppfinnelsen er det funnet at et bindemiddelanriket lag kan dannes nær en ytre overflate av et sementert karbidlegeme ved anvendelse av den følgende fremgangsmåte: Male og blande et første karbidpulver, et bindemiddelpulver og et kjemisk pulver valgt fra gruppen av metaller, legeringer, hydrider, nitrider og karbonitrider av overgangselementer, hvis karbider har en fri dannelsesenergi mere negativ enn den for det første karbid nær bindemiddelets smeltepunkt, etterfulgt av sintring eller etterfølgende varmebehandling av det blandede materialet i kompaktert tilstand for i det minste delvis å omdanne det kjemiske middel til dets karbid.

I henhold til foreliggende oppfinnelse kan denne fremgangsmåte anvendes for å fremstille et lag med en bindemiddelanrikning nær den perifere overflate av et sementert karbidlegeme, som fortrinnsvis i det vesentlige kun har A- eller B-type porøsitet i hele legemet. Anrikning kan også oppnås

i sementerte karbidlegemer hvis karbonnivåer ligger i området fra etafasen til C porøsitet.

Sementerte karbidlegemer fremstilt i henhold til foreliggende oppfinnelse er også funnet å ha et lag under det bindemiddelanrikede lag som delvis er bindemiddelutarmet.

Fortrinnsvis er den første karbid wolframkarbid og fortrinnsvis kan bindemiddellegeringen være kobolt, nikkel, jern eller deres legeringer men er mest foretrukket kobolt.

Fortrinnsvis velges det kjemiske middel fra hydrider, nitrider, og karbonitrider av gruppe IVB og gruppe VB elementer og tilsettes fortrinnsvis i en liten men effektiv mengde, fortrinnsvis 0,5-2 vekt-% av pulversatsen. Mest foretrukket er det kjemiske middel titannitrid eller titankarbonnitrid.

Sementerte karbidlegemer i henhold til oppfinnelsen er også funnet å ha et lag som i det minste delvis er utarmet med hensyn til karbid i fast oppløsning nær den perifere overflate av legemet. Sementerte karbidlegemer i henhold til oppfinnelsen er også funnet å ha et lag under laget som er utarmet med hensyn til fast oppløsning som er anriket med

hensyn til fast oppløsning av karbider.

De sementerte karbider i henhold til oppfinnelsen har fortrinnsvis en skjærekant i tilslutning til skjæreflaten og en sideflate med et hardt, tett varmebestandig materiale vedheftende bundet til disse flater. Det bindemiddelanrikede lag kan slipes av sideflaten før belegning.

Det varmebestandige belegg er fortrinnsvis sammensatt av

en eller flere lag av et metalloksyd, karbid, nitrid, borid eller karbonnitrid.

Oppfinnelsen skal beskrives nærmere under henvisning til

den etterfølgende beskrivelse under henvisning til de ved-lagte tegninger, hvor

Fig. 1 viser et skjematisk tverrsnitt gjennom en utførelses-form av en belagt metallskjæreinnsats i henhold til oppfinnelsen. Fig. 2 viser grafisk typiske nivåer for koboltanrikning dannet i et sementert karbidlegeme i henhold til oppfinnelsen som en funksjon av dybden under dens skjærende overflater. Fig. 3 viser grafisk variasjon i bindemiddel og relative konsentrasjoner av karbider i fast oppløsning som en funksjon av dybden under skjæreflaten i en prøve i henhold til eksempel 12.

De ovenfor nevnte hensikter oppnås i henhold til oppfinnelsen ved varmebehandling av en kompaktert masse av sementert karbid inneholdende et element av et karbid med en mere negativ fri formasjonsenergi enn den for wolframkarbidet ved forhøyet temperatur nær eller over bindemiddelets smeltepunkt. For anvendelse for skjærinnsatser kan dette element eller kjemiske middel være valgt fra gruppen IVB og VB overgangsmetaller, deres legeringer, nitrider, karbonnitrider eller hydrider. Det er funnet at laget av materialet til-støtende periferien av et sementert wolframkarbidlegeme reproduserbart kan bindemiddelanrikes og vanligvis i det minste delvis utarmes med hensyn til karbid i fast oppløs-ning under sintring eller fornyet oppvarmning ved en temperatur over smeltepunktet for bindemiddellegering ved inn-arbeidelse av gruppe IVB og VB nitrider, hydrid og/eller karbonitridtilsatser til pulversatsen.

Ved sintring vil disse gruppe IVB-og VB-tilsetninger reagere med karbon under dannelse av et karbid eller karbonnitrid. Disse karbider eller karbonnitrider kan være helt eller delvis tilstede i en fast oppløsning med wolframkarbid og andre tilstedeværende karbider. Nitrogennivået tilstede i det ferdige sintrede karbid senkes typisk fra innholdet tilsvarende tilsatt nitrogen i form av nitrid eller karbonit-rid fordi disse tilsetningsmidler er ustabile ved forhøyde temperaturer over og under bindemiddellegeringsmeltepunkt og vil føre til en delvis forflyktning av nitrogen fra prøven hvis sintringsatmosfæren inneholder en nitrogenkon-sentrasjon mindre enn den for likevektsdamptrykket. Hvis det kjemiske middel tilsettes som et metall, legering eller hydrid vil det også transformeres til et kubisk karbid, typisk i fast oppløsning med wolframkarbidet eller andre tilstedeværende karbider. Hydrogenet i ethvert tilsatt hydrid forflyktiges under sintring. Metallene, hydridene, nitridene og karbonnitrideneav tantal, titan, niob, hafnium kan anvendes alene eller i kombinasjon for å fremme en repro-duserbar koboltanrikning via sintring eller etterfølgende varmebehandling av wolframkarbid-kobolt baserte legeringer med karboninnhold innen vide grenser.

Tilsetninger som totalt utgjør opptil 15 vekt-% er funnet nyttige. Det er antatt at metallene, nitridene, karbonitri-dene og hydridene av zirkonium og vanadium også er egnet for dette formål. I A- og B-porøse legeringer og lavkarbonlege-ringer inneholdende etafase skjer koboltanrikning uten en perifer kobolt eller karbonomhylning, hvilket eliminerer behovet for å fjerne overskudd av kobolt og karbon fra de sementerte karbidoverflater før påføring av det varmebestandige blegg.

Tilsetning av 0,5-2 vekt-%, spesielt titan i form av titannitrid eller titankarbonitrid til wolframkarbid-kobolt baserte legeringer er foretrukket. Da titannitrid ikke er fullstendig stabilt under vakuumsintrering idet i det minste en delvis forflyktning av nitrogenet forårsakes, er det foretrukket å tilsette et halvt mol karbon pr. mol utgangs-nitrogen for å bibeholde det karbonnivået som er nødvendig for en wolframutarmet koboltbindemiddellegering.

Det er funnet at koboltanrikning via. varmebehandling av wolframkarbid-koboltbaserte legeringer skjer lettere når legeringen inneholder et wolframmagert koboltbindemiddel. Det wolframmagre koboltbindemiddel bør fortrinnsvis ha en magnetisk metning på 145-157 gauss-cm /g kobolt. Tilsetninger av titannitrid sammen med nødvendige karbontilsetninger til wolframkarbid-koboltbaserte pulverblandinger fremmer dannelse av en koboltbindemiddellegering med en magnetisk metning på 145-157 gauss/cm 3 kobolt, som det normalt er vanskelig å oppnå. Selv om en koboltbindemiddellegering med en magnetisk metning pa 145-157 gauss/cm 3/g kobolt er foretrukket kan legeringer inneholdende wolframmettede koboltbindemidler (mindre enn 125 gauss/cm<3>/g kobolt) også anrikes. Det er funnet at et lag av koboltanrikning tykkere enn 6 pm resulterer i en betydelig forbedring i kantstyrken av sementerte karbidinnsatser belagt med varmebestandig materiale.

Selv om koboltanrikning så dypt som 125 ^m er oppnådd så foretrekkes det at det koboltanrikede lag har en tykkelse i området 12-50 ,um for belagte sk jæreinnsatser. Det er også foretrukket at koboltinnholdet i det koboltinneholdende lag for en innsats belagt med ildfast materiale bør være 150-300 % av det midlere koboltinnhold målt på overflaten ved energidispersjonrøntgenstråleanalyse. Det er antatt at bindemiddelanrikning vil skje i alle wolframkarbid-bindemiddel-kubiske karbid (dvs. tantal, niob, titan, vanadium, hafnium, zirkonium) legeringer som ikke sintrer til et kon-tinuerlig karbidskjelett. Disse legeringer inneholdende bindemiddel fra 3 vekt-% og over skulle anrikes ved anvendelse av den viste fremgangsmåte. Imidlertid for fremstilling av skjæreinnsatser er det foretrukket at bindemiddelinnholdet er 5-10 vekt-% kobolt og at det totale innhold av kubiske karbid er 20 vekt-% eller mindre. Selv om kobolt er det foretrukne bindemiddel kan nikkel, jern og deres legeringer sammen med andre, såvel som med kobolt anvendes som substitutt for kobolt. Andre bindemiddellegeringer inneholdende nikkel eller kobolt eller jern skulle også være egnede.

Sintring og varmebehandlingstemperaturene som anvendes for å oppnå bindemiddelanrikning er typiske væskefasesintrings-temperaturer. For koboltbaserte legeringer er disse temperaturer 1285-1540°C. Sintringssyklusene bør være minst 15 min. ved temperaturen. Resultatene kan ytterligere opti-maliseres ved å anvende kontrollerte kjølehastigheter fra varmebehandlingstemperaturene ned til temperaturer under bindemiddellegeringens smeltepunkt. Disse nedkjølings-hastigheter bør ligge i området 25-85°C/h, fortrinnsvis 4 0-7 0°C/h. Mest foretrukket omfatter varmesyklusen for skjæreinnsatssubstrater med et koboltbindemiddel 1370-1500°C

i 30-15 min., etterfulgt av en nedkjølning ved 40-70°C/h til 1200°C. Trykknivåene under behandlingen kan variere

-3

fra 10 torr og opptil og innebefatte de forhøyede trykk som typisk anvendes ved varm isostatisk presning. Det foretrukne trykknivå er 0,1-0,15 torr. Hvis nitrid eller karbo-nitridtilsetninger anvendes så holdes damptrykket for nitrogen i sintringsatmosfæren fortrinnsvis under likevektstryk-ket for å muliggjøre avdampning av nitrogen fra substratet.

Selv om initial anrikning vil skje ved sintring kan etter-følgende slipetrinn under fabrikasjonsprosessen ved fremstilling av metallskjæresatser fjerne de anrikede soner.

I disse situasjoner kan den etterfølgende varmebehandling i henhold til de ovenfor gitte parametere anvendes for å utvikle nye anrikede lag under de ytre overflater.

Bindemiddelanrikéde substrater som anvendes i belagte skjæreinnsatser kan ha bindemiddelanrikning både på skjære- og sideflatene. Imidertid avhengig av innskuddstypen kan binde-anrikningen på sideflatene enkelte ganger fjernes, men dette er ikke nødvendig for å oppnå en optimal virkning i alle tilfeller. De bindemiddelanrikede substrater kan belegges under anvendelse av varmebestandige belegningsteknikker som er velkjente for en fagmann. Selv om det varmebestandige belegg som er påført kan ha en eller flere lag bestående av materialet valgt fra gruppen IVB og gruppen VB karbider, nitrider, borider og karbonitrider og oksyd eller oksynitrid av aluminium er det funnet at en kombinasjon av god skjæreegg-styrke og sideslitasje kan oppnås ved å kombinere et substrat med et bindemiddelanriket lag i henhold til foreliggende oppfinnelse med et belegg av: aluminiumoksyd over et indre lag av titankarbid, eller et indre lag av titankarbid bundet til et mellomliggende lag av titankarbonnitrid, som er bundet til et ytre lag av titannitrid eller titannitrid bundet til et indre lag av titankarbid. Et sementert karbidlegeme med et bindemiddelanriket lag i henhold til foreliggende oppfinnelse i kombinasjon med et titankarbid/aluminiumoksydbelegg er mest foretrukket. I dette tilfellet bør belegget ha en total belegningstykkelse på 5-8 ^um.

Det henvises til fig. 1 hvor en utførelsesform av en belagt metallskjæreinnsats 2 i henhold til oppfinnelsen er vist skjematisk. Innsatsen 2 omfatter et substrat eller sementert substrat 12 med et bindemiddelanriket lag 14 og et bindemiddel utarmet lag 16 over hoveddelen 18 av substratet 12 som har en kjemisk sammensetning som i det vesentlige er lik sammensetningen for den opprinnelige pulverblanding. Et bindemiddelanriket lag 14 er tilstede på skjæreflåtene 4 av karbidlegemet og er slipt av fra sideflatene 6 av legemet. Lokalisert innenfor det bindemiddelanrikede lag kan være en bindemiddelutarmet sone 16. Denne bindemiddelutarmede sone 16 er funnet å utvikle seg sammen med det bindemiddelanrikede lag når de sementerte karbidlegemer fremstilles i henhold til foreliggende oppfinnelse.

Den bindemiddelutarmede sone 16 er delvis utarmet med hensyn til bindemiddelmaterialet, men er anriket med karbider i fast oppløsning. Det anrikede lag 14 er delvis utarmet med hensyn til karbider i fast oppløsning...Innenfor den bindemiddel-utarmede sone 16 ligger hoveddelen 18 av substratmaterialet 12. Ved grensen mellom lengdeflåtene og sideflatene 6 er det dannet en eggkant 8. Selv om kuttekanten 8 er vist avrundet er en avrunding av kuttekanten ikke nødvendig for alle anvend-elser av foreliggende oppfinnelse. Det kan sees av fig. 1

at det bindemiddelanrikede lag 14 utstrekker seg inn i skjære-eggarealet, fortrinnsvis og tilstøtende det meste om ikke alt av den avrundede egg 8. Den bindemiddelutarmede sone utstrekker seg til sideflateoyerflaten 6 like under skjærekanten 8.

Et varmebestandig belegg 10 er vedheftende bundet til den perifere overflate av det sementerte karbidlegemet 12. Disse og andre trekk ved oppfinnelsen vil fremgå klarere av de føl-gende eksempler.

Eksempel 1

En blanding inneholdende 7000 g pulvere ble malt og blandet i

16 h med en paraffin, et overf lateaktivt middel, et oppløsnings-middel og en kobolt og koboltbundene wolframkarbidsykloider i mengder og andeler som vist nedenfor:

Kvadratiske innsatsemner med dimensjonene 15,1 mm x 15,1 mm

x 5,8-6,1 mm og med en vekt på 11,6 g ble presset under anvendelse av en kraft på 8200 kg. Disse innsatser ble vakuumsintret ved 1496°C i 30 min. og deretter kjølt under de herskende ovnsbetingelser. Etter sintring veide innsatsene 11,25 g og hadde en størrelse på 13,26 mm x 13,26 mm x 4,95 mm. Disse innsatser ble deretter innarbeidet til SNG433 slepne dimensjoner som følger: (dette identifikasjonsnummer er basert på innsatsidentifikasjonssystemer utviklet av American Standards Association og som generelt er adoptert av kuttverk-tøyindustrien. Den internasjonale betegnelse er: SNGN 12 04 12) 1. Topp- og bunnflatene (rake faces) ble slepet til en tykkelse på 4,7 5 mm.

2. Innsatsene ble deretter varmebehandlet ved 14 27°C i 60

min. under et vakuum på 100 uHg og deretter avkjølt med en kjølehastighet på 5,6°C/h til 1204°C, etterfulgt av kjøling under herskende ovnsbetingelser.

3. Periferien (sideflatene), ble slepet til å gi 12,70 mm kvadrater med skjærkanter avrundet til en diameter på 0,064 mm. Et titankarbid/titankarbonnitrid/titannitridbelegg ble påført

de slepne innsatser under anvendelse av den følgende kjemiske dampavsetning (KDA) teknikk i den følgende påføringsrekke-følge:

Sammen med de ovenfor nevnte innsatser ble innsatsene fremstilt av den samme pulverblanding, men uten TiN og den medføl-gende karbontilsetning. Mikrostrukturdata erholdt fra de belagte innsatser var som følger:

Eksempe l 2

"Grønne" pressede innsatser ble fremstilt i henhold til eksempel 1 under anvendelse av blandingene ifølge dette eksempel med og uten TiN og tilhørende karbontilsetninger.

Disse innsatser ble sintret ved 1496°C i 30 min. under et vakuum på 25 pmEg og deretter avkjølt under herskende ovnsbetingelser. De ble deretter avrundet (radium 0,064 mm) og deretter KDA-belagt med TiC/TiCN/TiN som

vist i tabell 1. I dette eksempel bør det bemerkes at det koboltanrikede lag var tilstede både på side- og lengdeflåtene. De belagte satser ble evaluert og de følgende resultater erholdt:

Eksempel 3

En blanding bestående av de følgende materialer ble innført

i en sylindrisk mølle sammen med et overflateaktivt middel,

et flyktig bindemiddel, oppløsningsmiddel, og 114 kg sykloider:

Pulversatsen ble deretter justert til å gi 6,25 vekt-% total-karbon i satsen. Blandingen ble blandet og mal't med 90261 omdreininger til å gi en midlere partikkelstørrelse på 0,90 ^um. Blandingen ble deretter våtsiktet, tørket og malt - Pulveret ble presset til kompakte stykker og deretter sintret ved 1454°Ci 30 min. etterfulgt av avkjøling linder herskende ovnsbetingelser. Denne behandling produserte et sintret emne med en total (dvs. målene innebefatter hovedandelen og det bindemiddelanrikede materialet) magnetisk metning på 117-121 gauss-cm /g kobolt. Mikrostrukturen bedømmelse av det sintrede emnet viste: etafase til å være tilstede gjennom hele emnet, porøsiteten var A-2 til B-3, den koboltanrikede sonetykkelse var ca. 26,9 ^m, den utarmede faste oppløsnings-sones tykkelse var ca. 31,4 ^m.

Eksempel 4

De følgende materialer ble tilsatt et malekar med en indre diameter på 190 mm og en lengde på 194 mm og som var foret med enwolframkarbidkoboltlegering. I tillegg ble 17,3 kg 3,2 mm wolframkarbid-koboltsykloidet tilsatt karet. Disse materialer ble malt og blandet ved å rotere møllekaret rundt dets sylindriske lengdeakse med 85 omdr./min. i 72 h, dvs. 367200 omdr.

Denne blanding ble justert til å gi en 2 vekt-% W - 98 vekt-% Co bindemiddellegering. Etter maling og blanding ble oppslemningen våtsiktet for å fjerne for store partikler og foruren-sninger, tørket ved 93°C under en nitrogenatmosfære og deretter ble agglomeratene brukket opp i en hammermølle ("J-2 Fitzmill" (Fitzpatrick Co.)).

Pulveret ble kompaktert ved presning og deretter sintret

ved 14 54°C i 30 min. og avkjølt under herskende betingelser.

Topp- og bunnoverflåtene (dvs. "rake" overflatene) ble deretter slepet til den endelige tykkelse. Dette ble fulgt av en varmebehandling ved 1427°C i et vakuum på 100 ^mHg. Etter 60 min. ved denne temperatur ble innsatsene avkjølt med en kjølehastighet på 56°c/h til 1204°C og deretter ovnsavkjølt under herskende betingelser. De ytre eller sideoverflåtene ble deretter malt til 12,70 mm kvadrat og innsatsens skjærekant avrundet til en diameter på 0,064 mm. Denne behandling resulterte i et innsatssubstrat hvori kun "rake" overflatene hadde en koboltanriket og fastoppløsning utarmet sone.

Disse soner var malt av fra sideflatene. Innsatsene ble deretter ført inn i en belegningsreaktor og belagt med et tynt lag av titankarbid ved hjelp av den etterfølgende kjemiske dampavsetningsteknikk. Den varme sone som inneholdt innsatsene ble først oppvarmet fra romtemperatur til 900°C.

Under denne varmeperiode fikk hydrogengass strømme gjennom reaktoren med en hastighet på 11,55 l/min. Trykket inne i reaktoren ble holdt noe under atmosfæretrykk. Den varme sone ble deretter oppvarmet fra 900°C til 982°C. Under dette andre oppvarmningstrinn ble reaktortrykket holdt ved 180 torr. og en blanding av titantetraklorid og hydrogen og rent hydrogen innført i reaktoren med strømningshastigheter på henholdsvis 15 l/min. og 33 l/min. Blandingene av titantetraklorid og hydrogengass ble oppnådd ved å føre hydrogengass gjennom en fordamper inneholdende titantetraklorid ved en temperatur på 47°C. Når temperaturen på 982°C var nådd ble metan inn-ført i reaktoren med en hastighet på 2,5 l/min. Trykket i reaktoren ble redusert til 140 torr. Under disse betingelser reagerte titantetrakloridet med metan i nærvær av hydrogen til å danne titankarbid på den varme overflaten på innsatsen. Disse betingelser ble bibeholdt i 7 5 min. hvoretter strømmen av titantetraklorid, hydrogen og metan ble avbrutt. Reaktoren fikk deretter kjøle ned mens argongass ble ført gjennom reaktoren med en strømningshastighet på 1,53 l/min.

under et trykk noe under atmosfæretrykk.

Eksaminasjon av mikrostrukturen i den ferdige innsats viste

at en koboltanriket sone utstrakk seg innover i en lengde på 22,9 ^m og en kubisk karbidfastoppløsning utarmet sone utstrakk seg innover til 19,7 pm fra substratets "rake" over-

flater. Porøsiteten i den anrikede sone og den gjenværende del av substratet ble anslått til å være A-I og A-2.

Eksempel 5

Materialene i henhold til dette eksempel ble blandet og malt under anvendelse av en totrinnsmaleprosess med de følgende materialsatsninger:

Denne blanding ble justert til å gi et 2 vekt-% W - 98 vekt-% Co bindemiddellegering.

Innsatsene ble deretter fremstilt og TiC belagt i henhold til og sammen med prøveemnene beskrevet i eksempel 4.

Mikrostrukturen evaluering av de belagte innsatser viste

at porøsiteten i det koboltanrikede såvel som resten av materialet var A-I. Den koboltanrikede sone og den faste oppløs-ning utarmede sone utstrakk seg innover fra den "rake" overflate til en dybde på henholdsvis ca. 32,1 pm og ca. 36 ^m.

Eksemp el 6

De følgende materialer ble satset i et møllekar med en indre diameter på 190 mm:

Denne blanding ble justert til å gi en 2 vekt-% W - 98 vekt-% Co bindemiddellegering.

I tillegg ble sykloider tilsatt møllen. Blandingen ble deretter malt i fire døgn. Blandingen ble tørket i en sigma blandeanordning ved 121°C under et delvis vakuum hvoretter den ytterligere ble malt i en hammermølle inntil den passerte en 40 mesh sikt.

SNG4 33 innsatser ble deretter fremstilt under anvendelse

av teknikkene beskrevet i eksempel 4. Innsatsene ifølge dette eksempel ble imidlertid KDA-belagt med et TiC/TiN belegg. Belegningsprosedyren var som følger:

1. TiC belegning

Prøvene i belegningsreaktoren ble holdt ved 102 6 - 1036°C under et vakuum på 125 torr. Hydrogenbæregass ble ført gjennom en TiCl^ fordamper i en mengde på 44,73 l/min. Fordamperen ble holdt ved 33-35°C under vakuum. TiCl^ damp ble båret med hydrogenbæregassen og inn i belegningsreaktoren. Fri hydrogen og fri metan og ble ført inn i belegningsreaktoren med strømningshastighéter på henholdsvis 19,88 l/min. og 3,98 l/min. Disse betingelser ble bibeholdt i 100 min. og ga et tett TiC belegg vedheftende bundet til substratet.

2. TiN belegning

Metantilførsélen til reaktoren ble avbrutt og nitrogen fikk strømme til reaktoren i en mengde på 2,98 l/min. Disse betingelser blé bibeholdt i 30 min. og ga et tett TiN belegg vedheftende bundet til TiC belegget.

Evaluering av de belagte innsatser ga de følgende resultater:

Eksempel 7

En blanding av materialer ble fremstilt ved hjelp av den følgende totrinns malesyklus:

I trinn I ble en WC-Co foret malebeholder med en indre diameter på 181 mm og en lengde på 194 mm satset med 17,3 kg 4,8 mm WC-Co sykloider. Møllen ble rotert rundt dens sylindriske akse med 85 omdr./min. i 48 h (244800 omdr.).

I trinn II ble 6314 g (90,2 vekt-%) WC og 1500 ml "Soltrol 130" tilsatt og hele satsen rotert i ytterligere 16 h

(81600) omdr. Blandingen ble justert til å gi en 5 vekt-% W-95 vekt-% Co bindemiddellegering. Etter oppmaling ble oppslemningen våtsilt gjennom en 400 mesh sikt, tørket under nitrogen ved 93°C i 24 h og malt i en hammermølle til den passerte en 40 mesh sikt.

Prøvemengder ble uniaksialt presset ved en total kraft på 16400 kp til 15,11 mm x 15,11 mm x 5,28 mm (spesifikk vekt 8,6 g/cm<3>).

De ovenfor erholdte "grønne" prøvestykker ble sintret ved

14 68°C i 150 min. ved et vakuum på 1 ^imHg. Innsatsene ble deretter kjølt under herskende ovnsbetingélser. Grafitt-

flak ble anvendt som skillemiddel mellom prøveinnsatsene og sintringskarene av grafitt.

De således sintrede innsatser ble avrundet til en 0,064 mm radius, hvoretter de ble belagt med TiC/TiCN/TiN belegg i henhold til den følgende prosedyre: 1. Innsatsene ble plassert i en reaktor og luften spylt ut ved hjelp av en hydrogenstrøm. 2. Innskuddene ble oppvarmet til ca. 1038°C mens hydrogen-strømningen gjennom reaktoren ble bibeholdt. Trykket i belegningsreaktoren ble holdt noe høyere enn 1 atmosfære.

3. TiC belegning

I 25 min. ble en blanding av H2 + TiCl4 innført i reaktoren

i en mengde på ca. 92 l/min. og metan innført i reaktoren med en hastighet på 3,1 l/min. TiCl4 fordamperen holdt ved ca. 0,4 kp/cm2 og 30°C.

4. TiCN belegning

I 13 min. ble strømmen av H2 + TiCl4 blandingen i det vesentlige bibeholdt og metanstrømmen redusert til det halve hvoretter nitrogen ble innført i reaktoren i en mengde på 7,13 1/ min.

5. TiN belegning

I 12 min. ble metanstrømmen avbrutt og nitrogenstrømmen for-doblet. Etter at TiN belegningen var fullstendig ble både strømmen av H2 + TiCl4 blandingen og N2 avbrutt og reaktorens varmeelement slått av og reaktoren spylt med fri nitrogen inntil den var avkjølt til ca. 250°C. Ved 250°C ble reaktoren gjennomspylt med nitrogen.

Det ble ved bestemmelse funnet at innsatssubstratene hadde

en A-I til A-2 porøsitet i deres.Tikke anrikede eller hoveddel av materialet. En koboltanriket sone og en fast oppløs-

ning utarmet sone utstrakk seg fra overflatene med henholdsvis ca. 25 um og 23 um. Det ikke anrikede indre hadde en midlere hårdhet på 91,7 Rockwell "A". Den avmagnetiserende kraft, Hc, for substratet ble funnet å være 186 ørsted.

Eksempel 8

260 kg av en pulverblanding med en karbonbalanse til C3/C4 porøsitet i det ferdige substrat ble fremstilt under anvendelse av den følgende totrinnsblanding og maleprosedyre:

TRINN I

Den følgende satsblanding ble malt i 96 timer:

TRINN II

Det følgende ble tilsatt den ovenfor nevnte blanding og blandingen malt i ytterligere 12 h:

221,75 kg WC ( 6,06 vekt-% karbon)

5,0 kg "Sunoco 3420 Naphtha"

Den endelige blanding ble deretter våtsiktet, tørket og malt i en hammermølle.

Innsattsemner ble deretter presset og senere sintret ved 14 54°C i 30 min. Denne sintring produserte en koboltanriket sone som lå over hoveddelen av materialet som hadde en C3/C4 porøsitet. De sintrede emnene ble deretter slepet

og honet til SNG433* innsatsdimensjoner, hvilket førte til fjernelse av den koboltanrikede sone. (* American National Standard B212.4-1986).

De sintrede innsatser ble deretter pakket med grafittflak inne i en åpen grafittbeholder. Denne kombinasjon ble deretter varmt isostatisk presset ved 1371-1377'C i 1 time under en 8,76 x IO<8> dyn/cm<2> atmosfære av 25 vol-%

N2 og 75 vol-% He. Mikrostrukturen eksaminasjon av

prøven vist at en koboltanriket sone med en dybde på ca.

19,7 ;um var dannet under den varme isostatisk pressing.

Ca. 4 pia overflatekobolt og 2 pm overflatekarbon var også dannet som følge av C type porøsiteten for det anvendte, substrat.

Eksempel 9

En sats inneholdende de følgende materialer ble malt i en kulemølle:

Denne blanding ble justert til 6 vekt-% totalt karboninnhold. Disse materialene ble malt med totalt 51080 omdreininger med 3409 kg kuler og 798 1 nafta. Den endelige partikkel-størrelse var 0,82 pm. 5000 g av pulvere ble adskilt fra blandingen og malt med de følgende materialer tilsatt: 1,9 vekt-% TiN (formalt til 1,4-1,7 pml 96,9 g 0,2 vekt-% C ("Ravin 410") 9,4 g 1500 ml perkloretylen

Disse materialene ble deretter malt i en kulemølle med en indre diameter på 190 mm og foret med volframkarbid og hvor møllen inneholdt 50 volumprosent kuler (17,3 kg) i 16 h. Etter maling ble satsen siktet gjennom en 0,037 mm sikt, tørket under et delvis vakuum i en "sigma" blandeanordning ved 121°C og deretter malt i en hammermølle til passasje gjennom en 4 0 mesh sikt.

"SNG433" emner ble presset under anvendelse av en kraft på 3600 kg til å gi et emne med en tetthet på 8,24 g/cm og en emnehøyde på 5,84-6,10 mm.

Emnene ble sintret ved 1454°C i 30 min. under et skyllemiddel bestående av NbC pulver under et vakuum på 10-25 ;am Hg og fikk deretter henstå i ovnen for kjøling. De sintrede prøver hadde dimensjonene 4,93 mm x 13,31, en- tetthet på 13,4 g/cm 3 og en total magnetisk metningsverdi på 146-150 gauss-cm 3/g Co. Mikrostrukturen evaluering av prøvene viste A porøsitet gjennom det hele og et koboltanriket lag med en tykkelse på ca. 21 ^m.

Topp- og bunnoverflåtene av innsatsene ble deretter slipt til en total tykkelse på 4,7 5 mm hvoretter de ble varmebehandlet ved 1427°C i 60 min. under et vakuum på 100 pmHg og avkjølt til 1204°C med en kjølehastighet på 56°C/h og deretter ovnsavkjølt. Sideflatene for hvert innskudd ble deretter slepet til å gi 12,70 mm kvadratiske innsatser og kantene avrundet til en diameter på 0,064 mm.

Innsatsene ble deretter CVD belagt med titankarbid/aluminiumoksyd under anvendelse av den etterfølgende teknikk.

Innsatsene ble plassert i belegningsreaktoren og oppvarmet til 1026-1030°C og holdt under et vakuum på 88-125 torr. Hydrogengass i en mengde på 44,73 l/min.' ble ført gjennom

en fordamper inneholdende TiCl^ ved 35-38°C under vakuum. TiCl^ damp ble ført med hydrogenet og innført i belegningsreaktoren. Samtidig ble hydrogen og metan innført i reaktoren med strømningshastigheter på henholdsvis 19,88 l/min. og 2,98 l/min. De ovenfor nevnte betingelser ble bibeholdt i 180 min. og ga et vedheftende TiC belegg på innskuddene. Hydrogenstrømmen til fordamperen og metanstrømmen til reaktoren ble deretter avbrutt. Hydrogen og klor fikk strømme til en generator inneholdende aluminiumpartikler ved 380-4 00°C og med et trykk på 0,035 kp/cm<2.> Hydrogen- og klor-strømmen til generatoren var henholdsvis 19,88 l/min. og 0,8-1,0 l/min. Klor reagerte med aluminiumet til å gi AlCl^ damp som ble innført i reaktoren. Mens hydrogen og AlCl^ strømmet inn i reaktoren ble CO^ innført med en hastighet på 0,5 l/min. Disse strømningshastigheter ble bibeholdt i 18 0 min. under hvilket tidsrom innskuddene ble holdt ved

1026-1028°C under et vakuum på ca. 88 torr. Dette ga et tett belegg av Al^ O^ vedheftende bundet til et indre belegg av TiC.

Evaluering av de belagte innskudd ga de følgende resultater:

Eksempel 10

Ytterligere 5000 g ble adskilt fra den opprinnelige sats

av materialet fremstilt i eksempel 9. Formalt TiCN i en mengde på 95,4 g (1,9 vekt-%) og 1,98 g (0,02 vekt-%). "Ravin 410" kjønnrøk ble tilsatt til dette materialet og blandet i 16 h, siktet, tørket og malt i en hammermølle, slik som angitt i eksempel 9.

Prøvestykker ble presset, vakuumsintret ved 1496°C i 30 min. og deretter ovnsavkjølt ved ovnens avkjølingshas-tighet. Evaluering av de sintrede prøver ga de følgende resultater:

Eksempel 11

Ytterligere 5000 g av materialet ble avdelt fra satsen laget

i eksempel 9. Formalt TiCN i en mengde av 95,4 g (1,9 vekt-%)

ble tilsatt, blandet i 16 timer, siktet og tørket og hammer-malt som i eksempel 9. Prøvestykkene ble så presset og sintret ved 1496°C med prøvestykkene fra eksempel 10.

Evaluering av de sintrede prøvene ga de følgende resultater:

Eksempel 12

Den følgende blanding ble fremstilt under anvendelse av totrinnsmalesyklusen angitt i det etterfølgende:

Trinn I

De følgende materialer ble innført i en WC-Co foret malebeholder med en indre diameter på 181 mm og en lengde på

194 mm og fylt med 17,3 kg 4,8 mm WC-Co kuler. Malebeholderen ble rotert rundt sin sylindriske akse med 85 omdr./min. i 48 h (244800 omdr.).:

Trinn II

De følgende bestanddeler ble deretter tilsatt malebeholderen og ytterligere malt i 16 h (81600 omdr.).:

5890 g (83,6 vekt-%) WC

105 g "Sunoco 3420"

1000 ml Perkloretylen

Denne blanding ble justert til å gi en 10 vekt-% - 90 vekt-% Ni bindemiddellegering. Oppslemmingen ble utført fra malekaret og våtsiktet gjennom en 400 mesh sikt (Tyler) og tørket ved 93°C under en nitrogenatmosfære og malt i en ham-mermølle til den passerte en 40 mesh sikt.

Prøvestykker ble presset, sintret ved 1450°C i 30 min. under en 6,9 x 10 4 dyn/cm 2 nitrogenatmosfære og deretter avkjølt i ovnen ved ovnens a<y>kjølingshastighet. Etter sin-

o 9 tring ble prøver "HIPed" ved 1370 C i 60 min. i en 1 x 10 dyn/cm o heliumatmosfære. Optisk metallografisk evaluering av de således fremstilte prøver viste at materialet hadde en A-3 porøsitet gjennom det hele og tykkelsen av den utarmede faste oppløsningssone var ca. 25,8 /um.

Deretter ble prøven ompreparert og undersøkt ved hjelp av sveipende røntgenstråleenergispredningsanalyse (EDX). ved forskjellige avstander fra den "rake" overflate. Fig. 3

viser variasjonen av de relative konsentrasjoner for nikkel, volfram, titan og tantal som en funksjon av avstanden fra prøvens "rake" overflate. Det kan klart sees at det er et lag nær overflaten som er utarmet med hensyn til titan og tantal som danner karbider som er i fast oppløsning med wolframkarbidet. Denne utarmede faste oppløsningssone utstrekker seg innover ca. 70 /um. Uoverensstemmelse mellom denne verdi og den ovenfor angitte er antatt å bero på det faktum at prøven ble ompreparert mellom evalueringene slik at forskjellige plan gjennom prøvene ble eksaminert ved hver evaluering.

Korresponderende med denne utarming med hensyn til titan

og tantal finnes et nikkelanriket lag (se fig. 3).. Nikkel-konsentrasjonen i det anrikede lag avtar når avstanden fra den "rake" overflate avtar fra 30 ym til 10 um. Dette indikerer at nikkel i denne sone var delvis forflyktiget under vakuumsintringen.

Toppen i titan og tantalkonsentrasjonene ved 110 _um er antatt å skyldes sveiping av et tilfeldig stort korn eller korn med høy konsentrasjon av disse elementer.

De to parallelle horisontale linjer viser typisk spredning erholdt ved analyse av hovedandelen av prøven rundt den nominelle sammensetning av prøven.

Eksempel 13

Den etterfølgende blanding ble fremstilt under anvendelse

av den etterfølgende totrinnsmaling som angitt i det etter-følgende :

Trinn I

De følgende materialer ble malt i henhold til trinn I i eksempel 12:

Trinn II

De følgende bestanddeler ble tilsatt til malebeholderen og denne rotert i ytterligere 16 h:

5980 g (83,6 vekt-%) WC

140 g "Sunoco 3420"

Blandingen ble justert til å gi en 10 vekt-% W - 90 vekt-% Ni bindemiddellegering.

Etter uttømning av blandingen ble denne siktet, tørket og malt i en hammermølle slik som angitt i eksempel 12.

Pressede.prøvestykker ble vakuumsintret ved 1466°C ved et vakuum på 35 umHg i 30 minutter. De sintrede prøver hadde en A-3 porøsitet gjennom det hele og en utarmet fast opp-løsningssone med en tykkelse på opptil 13,1/nm.

Eksempel 14

En blanding ble fremstilt under anvendelse av den etterføl-gende totrinnsmaling:

Trinn I

WC-Co foret malebeholder med en indre diameter på 190 mm og lengde på 194 mm inneholdende 17,3 kg 4,8 mm WC-Co kuler ble tilsatt de følgende bestanddeler:

hvoretter beholderen ble rotert rundt sin akse med 85 omdr.

pr. min. i 48 h (244800 omdr.).

Trinn II

De følgende bestanddeler ble satt til malebeholderen og denne rotert i ytterligere 16 h (81600 omdr.):

6328 g (87,9 vekt-%) WC

140 g "Sunoco 3420"

Blandingen ble justert til å gi en 10 vekt-% W - 90 vekt-%

Co bindemiddellegering.

Etter tømming av oppslemningen fra malebeholderen ble blandingen siktet fuktig gjennom en 0,037 mm sikt, tørket ved 93°C under en nitrogenatmosfære og malt i en hammermølle til passasje gjennom en 40 mesh sikt. Innsatsemnet ble presset og deretter sintret ved 14 68°C i 30 min. under et vakuum på 35 ;araHg for å tillate forflyktning av hoveddelen av hydrogenet i prøven. Under sintring ble prøvene båret på et NbC pulverformig skillemiddel.

Den sintrede prøve hadde en A-2 porøsitet i den anrikede

sone og en A-4 porøsitet i den ikke anrikede hoveddel av prøven. Prøven hadde en gjennomsnittlig Rockwell "A" hård-

het på 90 og tykkelsen av den utarmede faste oppløsningssone var 9,8 pm og avmagnetiseringskraften Hc var 150 ørsted.

Eksempel 15

En materialsats med en sammensetning tilsvarende den angitt i eksempel 9 ble blandet, malt og presset til innskudds-emner. Emnet ble deretter sintret, slepet, varmebehandlet og slepet (bare sideflatene) i det vesentlige på samme måte som angitt i eksempel 9. Imidlertid ble det anvendt en avkjølingshastighet på 69°C/h i den avsluttende varmebehandling .

En innsats ble analysert ved EDX linjesveipeanalyse i forskjellige avstander fra innskuddets "rake" overflater. Resultatet av denne analyse er vist i fig. 2. Denne indikerer eksistensen av et koboltanriket lag som utstrekker seg innover fra den "rake" overflate til en dybde på ca. 25 _um etterfulgt av et lag av materiale som er delvis utarmet med hensyn til kobolt og som utstrekker seg ca. 90 ^um fra den "rake" overflate. Selv om det ikke er vist i den grafiske fremstilling i fig. 2 så er det funnet en delvis fast oppløsning utarmning i det koboltanrikede lag og en fast oppløsninganrikning funnet i laget delvis utarmet med hensyn til kobolt.

De to horisontale linjer indikerer typisk spredning for analyse av hoveddelen av materialet rundt den nominelle kjemiske sammensetning.

Claims

1. Sementert karbidlegeme (2), omfattende en hoveddel (18) av et substratmateriale (12) bestående av minst 70 vekt% wolframkarbid, et metallbindemiddel, et andre metallkarbid valgt fra gruppe IVB og VB overgangsmetall-karbider, idet det sistnevnte andre metallkarbid er tilstede i en mengde mindre enn mengden av wolframkarbidet, karakterisert ved at hoveddelen (18) i det vesentlige har en A til B type porøsitet gjennom det hele, idet de to karbider danner en fast oppløsning og et bindemiddelanriket lag (14) som begynner nær og utstrekker seg innad fra den perifere overflate (4) av legemet (2).

2. Sementert karbidlegeme ifølge krav 1, karakterisert ved at legemet (2) ytterligere omfatter et lag (16) som i det minste er delvis utarmet med hensyn til den faste oppløsning nær legemet (2) perifere overflate (4).

3. Sementert karbidlegeme ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved at et overgangsmetall er tilstede i form av det andre karbid (16) hvis frie energi er mere negativ enn den for det første karbid ved en temperatur over bindemiddellegeringens smelteinterval•

4. Sementert karbidlegeme ifølge krav 1-3, karakterisert ved at det omfatter wolframkarbid og en fast oppløsning av et karbonnitrid med wolfram og et metall fra gruppen IVB og VB overgangsmetaller, laget (14) av materiale nær den perifere overflate (4) av legemet (2) er i det minste delvis utarmet med hensyn til den faste oppløsning av karbonnitrid, og hvor det metalliske bindemiddel består av kobolt, nikkel, jern samt legeringer derav.

5. Sementert karbidlegeme ifølge krav 1-4, karakterisert ved at koboltbindemiddel-legeringen har en total magnetisk metningsverdi på mindre enn 158 gauss-cm<3>/g kobolt.

6. Fremgangsmåte ved fremstilling av et sementert karbidlegeme (2) i henhold til kravene 1-5, karakterisert ved å fremstille en kompaktert blanding med en i det vesentlige jevn fordeling av et første metallkarbid, et bindemiddelmetall og en forbindelse som er et nitrid og karbonnitrid av overgangmetallene i gruppe IVB og VB, hvis karbider har en fri energi mere negativ enn den for det første karbid ved en temperatur over bindemiddelets smelteinterval, fortette den kompakterte blanding, i det minste delvis transformere den nevnte forbindelse til en fast oppløsning med det første metallkarbid ved varmebehandling og forøke bindemiddelinnholdet nær den perifere overflate under varmebehandling.

7. Fremgangsmåte ifølge krav 6, karakterisert ved å male og blande pulveret omfattende wolframkarbid, kobolt og en metallforbindelse valgt fra gruppen bestående av hybrider, nitrider og karbonnitrider av gruppe IVB og VB overgansmetaller, fremstille et kompaktert legeme (2) ved pressing av pulverene og sintre det således kompakterte legemet (2) ved en temperatur over smelteintervallet for bindemiddelet.

8. Anvendelse av karbidlegemet (2) ifølge kravene 1-5 som skjæreverktøy.