PL187539B1 - Materiał spieczony zawierający liczne cząstki rdzeniowe i proszek składający się zasadniczo z licznych powleczonych cząstek - Google Patents
Materiał spieczony zawierający liczne cząstki rdzeniowe i proszek składający się zasadniczo z licznych powleczonych cząstekInfo
- Publication number
- PL187539B1 PL187539B1 PL98336720A PL33672098A PL187539B1 PL 187539 B1 PL187539 B1 PL 187539B1 PL 98336720 A PL98336720 A PL 98336720A PL 33672098 A PL33672098 A PL 33672098A PL 187539 B1 PL187539 B1 PL 187539B1
- Authority
- PL
- Poland
- Prior art keywords
- core particles
- particles
- metal compound
- sintered material
- intermediate layer
- Prior art date
Links
- 239000000843 powder Substances 0.000 title claims description 87
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 129
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 122
- 239000007771 core particle Substances 0.000 claims abstract description 106
- 150000002736 metal compounds Chemical class 0.000 claims abstract description 70
- 239000011230 binding agent Substances 0.000 claims abstract description 55
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 54
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 53
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 41
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 39
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 39
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 31
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 claims abstract description 30
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 claims abstract description 30
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 27
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 26
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 23
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 12
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 claims abstract description 9
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 8
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 239000010410 layer Substances 0.000 claims description 119
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 51
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 47
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 39
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 38
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 claims description 29
- 239000011229 interlayer Substances 0.000 claims description 26
- 239000010432 diamond Substances 0.000 claims description 23
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 238000005245 sintering Methods 0.000 claims description 19
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 14
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 claims description 11
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims description 11
- -1 TiCN Chemical compound 0.000 claims description 8
- 238000000151 deposition Methods 0.000 claims description 8
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 238000005240 physical vapour deposition Methods 0.000 claims description 7
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 230000008021 deposition Effects 0.000 claims description 6
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 6
- 229910052593 corundum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910001845 yogo sapphire Inorganic materials 0.000 claims description 5
- QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N B#[Ti]#B Chemical compound B#[Ti]#B QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910033181 TiB2 Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000012790 adhesive layer Substances 0.000 claims description 4
- 125000002915 carbonyl group Chemical group [*:2]C([*:1])=O 0.000 claims description 3
- 238000007772 electroless plating Methods 0.000 claims description 2
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 claims description 2
- 238000005507 spraying Methods 0.000 claims description 2
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 claims description 2
- 239000000853 adhesive Substances 0.000 claims 2
- 230000001070 adhesive effect Effects 0.000 claims 2
- 229910052581 Si3N4 Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 31
- 239000011162 core material Substances 0.000 description 30
- WLPUWLXVBWGYMZ-UHFFFAOYSA-N tricyclohexylphosphine Chemical compound C1CCCCC1P(C1CCCCC1)C1CCCCC1 WLPUWLXVBWGYMZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 20
- 101000653548 Homo sapiens Trichoplein keratin filament-binding protein Proteins 0.000 description 19
- 102100030645 Trichoplein keratin filament-binding protein Human genes 0.000 description 19
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 19
- YCCHNFGPIFYNTF-UHFFFAOYSA-N tertiary cymene hydroperoxide Natural products CC1=CC=C(C(C)(C)OO)C=C1 YCCHNFGPIFYNTF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 19
- UONOETXJSWQNOL-UHFFFAOYSA-N tungsten carbide Chemical compound [W+]#[C-] UONOETXJSWQNOL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 19
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 17
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 16
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 14
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 13
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 12
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 12
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 11
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 10
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 9
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 9
- RWGFKTVRMDUZSP-UHFFFAOYSA-N cumene Chemical compound CC(C)C1=CC=CC=C1 RWGFKTVRMDUZSP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 7
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 7
- NXHILIPIEUBEPD-UHFFFAOYSA-H tungsten hexafluoride Chemical compound F[W](F)(F)(F)(F)F NXHILIPIEUBEPD-UHFFFAOYSA-H 0.000 description 7
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 6
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 6
- 239000002243 precursor Substances 0.000 description 6
- NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N Titanium nitride Chemical compound [Ti]#N NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 5
- 230000001413 cellular effect Effects 0.000 description 5
- 238000011161 development Methods 0.000 description 5
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 5
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 5
- 230000006870 function Effects 0.000 description 5
- 239000011236 particulate material Substances 0.000 description 5
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 5
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910026551 ZrC Inorganic materials 0.000 description 4
- OTCHGXYCWNXDOA-UHFFFAOYSA-N [C].[Zr] Chemical compound [C].[Zr] OTCHGXYCWNXDOA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 4
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011817 metal compound particle Substances 0.000 description 4
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 4
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 4
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 4
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N silicon dioxide Inorganic materials O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 3
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 3
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 3
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 3
- 238000013461 design Methods 0.000 description 3
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 3
- 230000005484 gravity Effects 0.000 description 3
- 238000007731 hot pressing Methods 0.000 description 3
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 3
- VLKZOEOYAKHREP-UHFFFAOYSA-N n-Hexane Chemical compound CCCCCC VLKZOEOYAKHREP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 3
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 3
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 3
- 230000000750 progressive effect Effects 0.000 description 3
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 3
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 2
- 125000003118 aryl group Chemical group 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 2
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 2
- 239000011195 cermet Substances 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 238000005056 compaction Methods 0.000 description 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 2
- 208000028659 discharge Diseases 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 2
- 238000004518 low pressure chemical vapour deposition Methods 0.000 description 2
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 239000011238 particulate composite Substances 0.000 description 2
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 2
- 238000000623 plasma-assisted chemical vapour deposition Methods 0.000 description 2
- 239000000376 reactant Substances 0.000 description 2
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 2
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 2
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000003624 transition metals Chemical class 0.000 description 2
- ZVWKZXLXHLZXLS-UHFFFAOYSA-N zirconium nitride Chemical compound [Zr]#N ZVWKZXLXHLZXLS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 1-(chloromethyl)-4-[4-(chloromethyl)phenyl]benzene Chemical compound C1=CC(CCl)=CC=C1C1=CC=C(CCl)C=C1 INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VGGSQFUCUMXWEO-UHFFFAOYSA-N Ethene Chemical compound C=C VGGSQFUCUMXWEO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000005977 Ethylene Substances 0.000 description 1
- 229910005091 Si3N Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910034327 TiC Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001315 Tool steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 229910008322 ZrN Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003082 abrasive agent Substances 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 239000008186 active pharmaceutical agent Substances 0.000 description 1
- 230000006978 adaptation Effects 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 239000002671 adjuvant Substances 0.000 description 1
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 1
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 1
- 125000001931 aliphatic group Chemical group 0.000 description 1
- 230000004075 alteration Effects 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 229910052788 barium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000012159 carrier gas Substances 0.000 description 1
- 238000005524 ceramic coating Methods 0.000 description 1
- 208000037998 chronic venous disease Diseases 0.000 description 1
- 238000005253 cladding Methods 0.000 description 1
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 description 1
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 1
- 230000000295 complement effect Effects 0.000 description 1
- 238000004590 computer program Methods 0.000 description 1
- 238000007596 consolidation process Methods 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 239000000356 contaminant Substances 0.000 description 1
- 230000008094 contradictory effect Effects 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 1
- 239000002178 crystalline material Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000002939 deleterious effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 238000004049 embossing Methods 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000005243 fluidization Methods 0.000 description 1
- 238000009472 formulation Methods 0.000 description 1
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 1
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 1
- 210000003041 ligament Anatomy 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 1
- 230000005923 long-lasting effect Effects 0.000 description 1
- 239000000314 lubricant Substances 0.000 description 1
- 238000012423 maintenance Methods 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 230000013011 mating Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910044991 metal oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004706 metal oxides Chemical class 0.000 description 1
- UNASZPQZIFZUSI-UHFFFAOYSA-N methylidyneniobium Chemical compound [Nb]#C UNASZPQZIFZUSI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004452 microanalysis Methods 0.000 description 1
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000005065 mining Methods 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 238000004806 packaging method and process Methods 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 239000012254 powdered material Substances 0.000 description 1
- 239000012255 powdered metal Substances 0.000 description 1
- 238000010944 pre-mature reactiony Methods 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 238000004886 process control Methods 0.000 description 1
- 239000011241 protective layer Substances 0.000 description 1
- 238000000746 purification Methods 0.000 description 1
- 239000012495 reaction gas Substances 0.000 description 1
- 230000009257 reactivity Effects 0.000 description 1
- 230000003134 recirculating effect Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 238000005488 sandblasting Methods 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 239000010802 sludge Substances 0.000 description 1
- 239000002904 solvent Substances 0.000 description 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010421 standard material Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- MZLGASXMSKOWSE-UHFFFAOYSA-N tantalum nitride Chemical compound [Ta]#N MZLGASXMSKOWSE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N trimethyl(1,1,2,2,2-pentafluoroethyl)silane Chemical compound C[Si](C)(C)C(F)(F)C(F)(F)F MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000007514 turning Methods 0.000 description 1
- 239000002699 waste material Substances 0.000 description 1
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 1
- 238000009736 wetting Methods 0.000 description 1
- 238000005491 wire drawing Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C09—DYES; PAINTS; POLISHES; NATURAL RESINS; ADHESIVES; COMPOSITIONS NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; APPLICATIONS OF MATERIALS NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- C09K—MATERIALS FOR MISCELLANEOUS APPLICATIONS, NOT PROVIDED FOR ELSEWHERE
- C09K3/00—Materials not provided for elsewhere
- C09K3/14—Anti-slip materials; Abrasives
- C09K3/1436—Composite particles, e.g. coated particles
- C09K3/1445—Composite particles, e.g. coated particles the coating consisting exclusively of metals
-
- 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
- B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
- B22F1/18—Non-metallic particles coated with metal
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
-
- 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
- B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
- B22F2005/001—Cutting tools, earth boring or grinding tool other than table ware
-
- 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
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/25—Web or sheet containing structurally defined element or component and including a second component containing structurally defined particles
- Y10T428/252—Glass or ceramic [i.e., fired or glazed clay, cement, etc.] [porcelain, quartz, etc.]
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/25—Web or sheet containing structurally defined element or component and including a second component containing structurally defined particles
- Y10T428/256—Heavy metal or aluminum or compound thereof
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/25—Web or sheet containing structurally defined element or component and including a second component containing structurally defined particles
- Y10T428/256—Heavy metal or aluminum or compound thereof
- Y10T428/257—Iron oxide or aluminum oxide
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/29—Coated or structually defined flake, particle, cell, strand, strand portion, rod, filament, macroscopic fiber or mass thereof
- Y10T428/2982—Particulate matter [e.g., sphere, flake, etc.]
- Y10T428/2991—Coated
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/29—Coated or structually defined flake, particle, cell, strand, strand portion, rod, filament, macroscopic fiber or mass thereof
- Y10T428/2982—Particulate matter [e.g., sphere, flake, etc.]
- Y10T428/2991—Coated
- Y10T428/2993—Silicic or refractory material containing [e.g., tungsten oxide, glass, cement, etc.]
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Composite Materials (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Paints Or Removers (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Application Of Or Painting With Fluid Materials (AREA)
Abstract
1. Material spieczony, zawierajacy liczne czastki rdzeniowe, znamienny tym, ze czastki rdzeniowe skladaja sie zasadniczo z pierwszego zwiazku metalu majacego formule MaXb , gdzie M stanowi metal wy- brany z grupy skladajacej sie z tytanu, cyrkonu, hafnu, wanadu, niobu, tantalu, chromu, molibdenu, wolframu, glinu i krzemu, X stanowi jeden lub wiecej pierwiast- ków wybranych z grupy skladajacej sie z azotu, wegla, boru i tlenu, zas a i b stanowia liczby wieksze niz zero do i wlacznie z liczba cztery, warstwe posrednia na kazdej z tych czastek rdzeniowych, która to warstwa sklada sie zasadniczo z drugiego zwiazku metalu, odmiennego pod wzgledem kompozycji od pierwszego zwiazku metalu i majacego wieksza wzgledna odpor- nosc na pekanie, który to drugi zwiazek metalu nadaje sie do wiazania z pierwszym zwiazkiem metalu i nadaje sie do wiazania z metalem wybranym z grupy skladajacej sie z zelaza, kobaltu i niklu, tym samym tworzac czastki powlekane, oraz spoiwo pokrywajace te warstwe po- srednia na czastkach powlekanych, która to warstwa zewnetrzna zawiera zelazo, kobalt, nikiel, ich miesza- niny, ich stopy lub ich zwiazki miedzymetaliczne. FIG. 1 PL PL PL PL
Description
Przedmiotem wynalazku jest materiał spieczony zawierający liczne cząstki rdzeniowe i proszek składający się zasadniczo z licznych powleczonych cząstek. Tego rodzaju materiały znajdują szczególne zastosowanie jako człony formujące metal, takie jak narzędzia tnące i formujące metal.
W środku lat trzydziestych, stopy stali narzędziowej zaczęły być zastępowane narzędziami ze spieczonego proszku węglika wolframu, które szybko stały się narzędziami standardowymi ze względu na ich znakomitą twardość i samoistną wysoką zwięzłość i wytrzymałość na ścinanie. Twardość takich materiałów polepszała czas użytkowania narzędzia, zaś zwięzłość i wytrzymałość powodowały wzrost wydajności przez umożliwienie stosowania większych wsadów, prędkości i bardziej agresywnych parametrów kucia. Rozwój narzędzi z węglików spiekanych i ich dostępność przemysłowa znacząco wzrosła po drugiej wojnie światowej.
Jednakże nawet tego rodzaju materiały ulegają zużyciu, zaś mechanizm takiego zużycia nie jest w pełni wytłumaczony. Postępujące zużycie powoduje zmiany w kształtowaniu materiału, i w rezultacie potrzeby utrzymania tolerancji wymiarów części, narzędzie musi być wymienione, gdy już nie nadaje się dłużej do wytwarzania części o prawidłowym wymiarze. Czas lub liczba części wytworzonych przed takim zużyciem w sposób jednoznaczny wyznacza czas graniczny użytkowania narzędzia. Wynikająca z tego strata wydajności podczas wymiany narzędzia i ponownej nastawy procesu, niedopasowana produkcja, ponowne uruchomienie oraz brakujące reguły stanowiły powody do prób poszukiwania materiałów, które zapewnią dłuższy czas użytkowania narzędzia.
Czas użytkowania narzędzia jest określony poprzez jego odporność na kilka rodzajów zużycia, jego reakcję na znaczące obciążenia i na udary. W ogólności, im wyższe tempo usuwania wiórów (duże wsady i prędkości), ciśnienia ciągnienia i formowania i im dłużej jest utrzymywana geometria narzędzia, tym narzędzie jest oceniane jako lepsze. Lepsze narzędzia skrawające i formujące muszą być równocześnie twarde, wytrzymałe, sztywne i odporne na odłupywanie, pękanie, degradację cieplną, zmęczenie, reakcje chemiczne z przedmiotem obrabianym i zużycie poprzez ścieranie. Tak więc, dominujące pożądane własności mechaniczne narzędzia spieczonego stanowią wytrzymałość, twardość, duży moduł elastyczności, odporność na kruche pękanie, niski stopień oddziaływania chemicznego z obrabianym przedmiotem i mały współczynnik tarcia dla wspomagania formowania przedmiotu przy jednoczesnym redukowaniu narastania ciepła.
W obecnych latach, przemysł metalurgii proszków znacząco się rozwinął ze względu na zdolność proszków do płynięcia na zimno do precyzyjnej formy. Umożliwia to ponowne użycie formy, często o dużej objętości, i w sposób znaczący redukuje obróbkę, formowanie i inne etapy procesu, ponieważ spieczona część jest bardzo bliska swej zamierzonej konfiguracji, lub „bliska kształtowi czystemu”. Części takie coraz powszechniej produkowane obecnie głównie z proszków glinu, żelaza i miedzi wymagają niektórych takich samych pożądanych cech jak narzędzia. Z tego względu, wiele wyrobów uzyskiwanych drogą metalurgii proszków podlega dodatkowemu kuciu, platerowaniu lub obróbce cieplnej dla osiągnięcia miejscowej twardości, zwięzłości i wytrzymałości. Wiele z tych części wymagają posiadania cechy odporności na udary i na ścieranie, stanowiących te same własności mechaniczne co pożądane dla narzędzi.
W narzędziach i wyrobach twardych, odporność na zużycie wzrasta kosztem wytrzymałości, zaś obecnie najlepsze narzędzia wykazują najlepszy kompromis pomiędzy tymi cechami i dlatego są one ograniczone do stosowania w szczególnych przypadkach.
Poza węglikiem wolframu, stwierdzono, że również rozmaite stopy, technologie powlekania i kombinacje tych środków umożliwiają nie tylko wydłużenie czasu użytkowania narzędzia, ale również zwiększenie szybkości skrawania i podawania wsadu. Metalurgia proszków i spiekanie doprowadziły do rozwoju i otrzymywania nowych materiałów o zwiększonej twardości i zwięzłości, zaś dodanie twardej powłoki na spieczony stop poprzez chemiczne osadzanie oparów (CVD), fizyczne osadzanie oparów (PVD) lub wspomagane plazmą chemiczne osadzanie oparów (PACVD) zwiększyło odporność na zużycie.
Dotychczas czyniono wiele przygotowań dotyczących wytworzenia powłok na proszkach substratów powlekających i innych środków wzmacniających materiał twardy. Stan techniki dotyczący materiałów narzędziowych wymienia sześć zjawisk które są obecnie znane
187 539 i generalnie stosowane do uzyskiwania tego rodzaju polepszonej odporności na zużycie i zwięzłości, przy czym każde z nich daje znaczące korzyści i znaczące wady: (1) mieszanie cząstek twardych i ciągliwych, (2) chemiczne osadzanie oparów (lub inne) powlekanie spieczonych substratów warstwami w fazie twardej, (3) łączenie procesów pierwszego i drugiego, (4) spieki ceramiczno-metalowe (cermet), (5) dla szczególnego rodzaju narzędzia (media mielące i piaskujące), chemiczne wiązanie niewielkich stężeń dużych cząstek diamentowych Iub cBN w twardym ale stosunkowo słabym substracie ściernym, i (6) Funkcjonalnie Gradientowe Materiały (FGM).
Żadne z tych rozwiązań nie przyniosło zasadniczej kombinacji pożądanej własności narzędzia, i jedynie chemiczne osadzanie oparów (CVD Iub PVD) jest stosowane obecnie dla niektórych części mechanicznych wymagających zwiększonej odporności na ścieranie.
Zmieszane twarde i ciągliwe układy trójskładnikowe
Pomimo wielu obróbek pomocniczych i modyfikacji istniejących i przewidzianych w stanie techniki, zmieszanie twardych cząstek spotu WC-TiN-Co z proszkiem węglika przed spieczeniem ma kilka wad. Ponieważ te twardsze cząstki mają niską wzajemną rozpuszczalność względem spoiwa, zatem poprzeczna wytrzymałość substratu spada szybko powyżej 6-10% wagowych cząstek twardych. Tak więc, zostaje również zredukowana twardość powierzchniowa i odporność na zużycie, w porównaniu z powlekaniem powierzchniowym. Mechanizm zużywania nie jest również znacząco ulepszony, ponieważ niewielka ilość twardych cząstek (mniej niż 1 na 10 przy powierzchni) słabo wiążą się ze spoiwem i odpadają w całości.
Powłoki z chemicznym osadzaniem oparów (CVD)
Takie twarde powłoki zewnętrzne z twardych warstw międzymetalicznych i cermetowych na stalach narzędziowych Iub spieczonych substratach (po spieczeniu) są cenne z tego względu, że zapewniają one dużą twardość powierzchniową, zwykle wykazującą wartości 2400 Vickers (TiN) do 5000 Vickers (sześcienny azotek boru) do 9000 (diament). Dla wszystkich pomocniczych obróbek, zmian i środków wspomagających spiekanie, które istnieją i są ujawnione w stanie techniki, łącznie z dodatkowymi warstwami powłokowymi, miejscowo zmienionymi strukturami substratu i domieszkami Iub powłokami redukującymi wielkość ziarna, rozwiązanie w postaci powłoki zewnętrznej ma kilka głównych niedogodności, łącznie z odwarstwianiem się powłoki i pękaniem podczas stosowania (pochodzącym z odmiennych wielkości rozszerzalności cieplnej powłoki i substratu oraz ze zginania i obciążeń powierzchniowych) i pożądanymi wysokimi temperaturami procesu CVD (900°C-1200°C), co może nie pozostawać w zgodności z potrzebną obróbką cieplną dla wytrzymałości Iub geometrii spiekanej części.
Konwencjonalna powłoka CvD już spieczonych wyrobów z kilkoma odmiennymi powłokami Iub warstwami umożliwia wytrzymywanie dwóch Iub trzech szczególnych warunków roboczych. Jednakże z tego względu, że każda warstwa musi być nakładana kolejno zatem pozostała jedna Iub dwie szczególne powłoki muszą pozostać pokryte aż nie zostaną zużyte warstwy zewnętrzne. Z tego względu w danym czasie może być spełniana tylko jedna z żądanych bieżących zalet projektowych powłoki substratu.
Niektóre kategorie narzędzi, takie jak matryce do przeciągania i dysze są nawet jeszcze kosztowniejsze, ponieważ występuje dodatkowy koszt zapewnienia równomiernego krążenia oparów CVD przez otwór matrycy dla osadzenia powłoki tam, gdzie jest ona najbardziej potrzebna. Dyfuzja gazu CVD jest powolna a penetracja wynosi zwykle 500 do 10000 nm Iub mniej. Po pierwsze, przy tych grubościach, powłoka jest zużywana na wskroś do leżącego poniżej węglika zanim zostanie zużyta większość tolerancji średnicy drutu Iub rury. Po drugie, normalne ponowne wykorzystywanie matryc przy większych średnicach musi być przeprowadzane bez powłoki twardej. W wielu przypadkach, przedłużenie całkowitego czasu użytkowania może nie być proporcjonalne do dodatkowego kosztu CVD.
Obecnie, zewnętrzne powłoki stanowią najpowszechniej stosowane rozwiązanie przemysłowe dla zwiększenia jakości płaskich spieczonych produktów z węglika wolframu.
Zwiększenie grubości osadów warstw zewnętrznych dla nadania dłuższego czasu użytkowania ma jednak szkodliwe skutki uboczne, a mianowicie powoduje tendencję do zwiększania
187 539 podatności na pękanie i do wyokrąglowania ostrych krawędzi narzędzia, wpływając ujemnie na optymalne skrawanie lub geometrię matrycy.
Połączone mieszanki i powłoki
Powłoka CVD i zmieszane twarde cząstki stopu, kombinacja (1) i (2) powyżej dają bardzo ograniczony dodatkowy korzystny skutek, natomiast wykazują te same wady.
Cermety
Cermety stanowią cząstki ceramiczne rozproszone w tlenku metalu Iub osnowie węglika. Cermety łączą w sobie odporność na wysoką temperaturę ceramiki ze zwięzłością i ciągliwością węglików. Kosztują one prawie tyle samo co płaskie węgliki wolframu a ich zużycie jest również prawie takie same z wyjątkiem niewielkich skrawań wykańczających, gdzie zaleca się stosowanie płaskiego węglika.
Spieczone kompozyty ścierne
Czwarty przypadek, opisany w książce De. Randall M. German' s, Liquid Phase Sintering, Plenum Press, New York 1985 (i praktykowany wiele lat wcześniej w Rosji) doprowadził od uzyskania klasy nadzwyczaj ściernych kompozytów przeznaczonych na media mielące i piaskujące oraz na narzędzia do wykonywania wnęk.
Tego rodzaju kompozyty są wytwarzane przez mieszanie cząstek diamentu (Iub sześciennego azotku boru, cBN) i proszków kobaltowych Iub przechwytywanie ich w metalowym (niklowym) elektroplaterowanym osadzie i przez prasowanie na gorąco w niższych temperaturach. Alternatywnym rozwiązaniem jest powlekanie diamentu (Iub cBN) pośrednią warstwą węglika metalu przejściowego (który zwilża diament) i chemicznie wiąże go z innymi 0 niskiej temperaturze topnienia, niezwilżającym ale ciągliwym spoiwem metalowym takim jak kobalt, żelazo Iub nikiel. Metal przejściowy jest stosowany wyłącznie jako mostek chemiczny w grubościach nieprzeznaczonych do przenoszenia strukturalnego obciążenia mechanicznego. Metale stosowane jako główna osnowa spoiwa mają dobrą zdolność spiekania jednakże stosunkowo niskie temperatury topnienia, moduły elastyczności i wytrzymałości. Tego rodzaju materiały mają pożądane właściwości w zastosowaniach ściernych. W większości z tych zastosowań diament stanowi 10 do 60% objętościowo kompozytu. Powłoki spoiwa mają grubość kilku mikrometrów, dla wspomagania obróbki przy niskich temperaturach (dla uniknięcia degradacji grafitowej diamentu) i rozcieńczają zawartość diamentu, jednakże znaczącym kosztem własności mechanicznych. Własności tych kompozytów zależą od czynników chemicznych, a nie własności mechanicznych dotyczących modułu elastyczności, wytrzymałości Iub odporności na pękanie. Tak więc, przy dużej wielkości cząstek diamentu i dużym stężeniu spoiwa, własności mechaniczne kompozytu są określone przez skład mieszanin. Kompozycje są tak dobrane, aby zapewnić oddzielenie cząstek diamentowych w ostatecznej mikrostrukturze, co zapewnia, że wystąpi nieznaczne wzajemne oddziaływanie diament-diament. Stwierdzono niewielkie wzmocnienie własności mechanicznych w jednym mikrometrze w zakresie wielkości ziaren w skali nano dla węglików spiekanych.
Wymagania na narzędzia mielące obejmują stosunkowo duże ziarna (50000 do 600000 nm) dla zwiększenia usuwania metalu, wiązania tych cząstek z kołem, odpowiedniego rozstawienia pomiędzy cząstkami (małe stężenie cząstek z obszernymi wiązaniami fazy spoiwa) dla umożliwienia usuwania cząstek przedmiotu obrabianego i dla długiego czasu zachowania geometrii koła szlifierskiego. Tego rodzaju materiały formują metale poprzez usuwanie cząstek przedmiotu obrabianego w wyniku różnicy twardości pomiędzy cząsteczkami ściernymi i cząsteczkami przedmiotu obrabianego. Tego rodzaju kompozyty ścierne są czasami stosowane na narzędzia skrawające stosowane w obróbce skrawaniem materiałów o szczególnie dużej twardości ze stosunkowo dużą prędkością, jednakże z bardzo powolnym tempem usuwania wiórów (obciążeniem). (Patrz fig. 6). Oddziaływanie skrawające diamentowych narzędzi skrawających jest bardzo odmienne od oddziaływania narzędzi z węglików spiekanych. Ograniczenia dotyczące stosowania diamentów lub kompozytów w narzędziach skrawających wynikają z ich zachowania podczas skrawania. Tego rodzaju kompozyty pracują jako środki ścierne, które ścierają przedmiot obrabiany a nie usuwają wióry pod dużym obciążeniem. W ten sposób, bardzo twarde cząstki diamentowe są utrzymywane przez rozciągliwe wiązanie. Podczas prześlizgiwania się poprzez obrabiany przedmiot, diament zostaje odsłonięty
187 539 dla nacięcia przeciwległej powierzchni, jednakże jest wytrzymały na zużycie zaś osnowa podlega erozji i progresywnie odsłania diament. Skrawanie jest wykonywane przez wystającą cząstkę diamentu tak długo jak pozostaje ona ostra. Gdy diament ulega stępieniu, staje się zaokrąglony, zużyciu podlega osnowa. W ten sposób diament zostaje wyciągnięty przez przedmiot obrabiany a osnowa eroduje aż do odsłonięcia następnego diamentu.
Tego rodzaju twarde, kruche kompozyty ścierne są również stosowane w niektórych zastosowaniach narzędziowych takich jak wiertła murarskie i piły. Stosuje się je również do kosztownych matryc do przeciągania drutu, i w niektórych narzędziach skrawających gdzie ich działanie jest umożliwione przez obecność stali lub innego mocnego wypełnienia.
Materiały funkcjonalnie gradientowe (FGM)
Problem występujący w przypadku powleczonych wyrobów polega na ich niekompatybilności pomiędzy mechanicznymi, chemicznymi lub termicznymi własnościami warstw. Dla skorygowania tego problemu przez uzyskanie stopniowego przejścia pomiędzy niekompatybilnymi warstwami, materiały FGM mają jedną lub więcej z następujących zmiennych: kompozycję chemiczną, miktrostrukturę, gęstość lub rozmaite postacie tego samego materiału. Następnym celem powłoki jest zmodyfikowanie elektrycznych, termicznych, chemicznych lub optycznych własności substratu, na który jest nałożony materiał FGM. Główną wadą tego rodzaju materiałów jest ich tendencja do degradacji w miejscach, w których własności zmieniają się i trudność wytwarzania takich materiałów.
Celem wynalazku jest otrzymanie spiekalnych materiałów cząstkowych zwanych Powlekane Ciągliwie Twarde Proszki (TCHPs), które mają lepsze parametry w stosunku do twardych wyrobów i materiałów narzędziowych znanych dotychczas. Cząstki takie i wyroby z nich wytworzone łączą najlepsze własności mechaniczne dotyczące wytrzymałości, twardości, dużego modułu sprężystości, odporności na pękanie, małego stopnia współdziałania z przedmiotem obrabianym i niskiego współczynnika tarcia, które występują oddzielnie w materiałach konwencyjnych, w wyrobie o niedopasowanych własnościach.
Następnym celem wynalazku jest zredukowanie kosztu otrzymywania takich materiałów. Przykładowo, wkładki narzędziowe muszą być dostarczane w szerokim zakresie rozmaitych kształtów geometrycznych dla dopasowania do rozmaitych uchwytów narzędziowych. Ponadto, dostępne dzisiaj materiały narzędziowe muszą być zaprojektowane dla bardzo specyficznych zastosowań. Z tego względu dla każdej z tych odmian geometrycznych, należy również zaoferować rozmaite dobory materiału (niepowleczony, powleczony CVD, powleczony PVD, cermet, materiał ceramiczny, polikrystaliczny cBN, polikrystaliczny diament). Kombinacja zmian geometrycznych i materiałowych wymaga kosztownego skatalogowania, zapewnienia szerokiej gamy narzędziowej, kosztownej dostawy i inwentaryzacji z unikalnym opakowaniem i identyfikacją, a także wymaga wysiłków przy sprzedaży dla wyjaśnienia i sprzedaży całego skomplikowanego zestawu. Następnym celem wynalazku jest zredukowanie odpadów i kosztów towarzyszących wytwarzaniu obecnie znanych narzędzi przez opracowanie narzędzi o bardziej ogólnym przeznaczeniu i wyższych osiągach przy umiarkowanych kosztach.
Ponadto, sposób wytwarzania produktu według wynalazku ma na celu zredukowanie kosztów wytwarzania wyrobów wykonanych według wynalazku.
Następnym celem jest otrzymanie znacznej redukcji kosztu przez przedłużenie czasu użytkowania wyrobu i przez zmniejszenie kosztów wytwarzania produktów. Fakt, że wyroby według wynalazku są w skali makroskopowej jednolite, a nie powleczone, daje użytkownikom lub dostawcom możliwość ekonomicznego przeszlifowania i ponownego użycia początkowo ze zużytych wyrobów. Następnym celem wynalazku jest otrzymanie takich samych dobrej jakości własności mechanicznych materiałów według wynalazku jak w przypadku innych twardych wyrobów.
Następnym celem wynalazku jest opracowanie materiału mającego zwiększoną odporność na zużycie i zwięzłość do stosowania w szerokim zakresie wyrobów łącznie z narzędziami (takimi jak matryce do przeciągania, matryce wytłaczające, matryce do kucia, matryce do skrawania i tłoczenia, formy, rolki formujące, formy wtryskowe, nożyce, wiertła, frezy i noże tokarskie, piły, frezy ślimakowe, przeciągacze, rozwiertaki, narzynki i matryce), indywidualne części mechaniczne (takie jak koła zębate, krzywki, czopy, dysze, uszczelki, gniazda zaworowe,
187 539 wirniki pompy, głowice rewolwerowe, koła pasowe, łożyska i powierzchnie zużywalne) zintegrowane współspiekane komponenty dla wymiany części dopasowanych (drążki łączące silnika spalinowego, łożyska) i/lub dla otrzymania twardych stref powierzchniowych w częściach mechanicznych ze sproszkowanego metalu (P/M) zastępujących kute lub skrawane części stalowe ze strefami obrobionymi cieplnie (takie jak wały krzywkowe, części przekładniowe, części drukarki/kopiarki), ciężkie wyroby przemysłowe (takie jak wiertła głębokich studzienek, zęby wyposażenia górniczego i stosowanego w robotach ziemnych, gorące rolki stalowych młynów) i elementy elektromechaniczne (takie jak głowice odczytujące, wyspecjalizowane magnesy). Dodatkowo do otrzymania takich nowych wyrobów, głównym celem wynalazku jest otrzymanie nowych kompozytowych materiałów cząsteczkowych (to jest TCHP's), nowych sposobów wytwarzania takich materiałów i nowych sposobów wytwarzania wyrobów z takich materiałów.
Dla realizacji tych i innych celów opracowano spieczony materiał zawierający liczne cząstki rdzeniowe, które składają się zasadniczo z pierwszego związku metalu mającego formułę MaXb. M stanowi metal wybrany z grupy składającej się z tytanu, cyrkonu, hafnu, wanadu, niobu, tantalu, chromu, molibdenu, wolframu, glinu i krzemu. X stanowi jeden lub więcej elementów wybranych z grupy składającej się z azotu, węgla, boru i tlenu zaś a i b stanowią liczby większe niż zero do czterech włącznie. Warstwa pośrednia otacza każdą z cząstek rdzeniowych i składa się zasadniczo z drugiego związku metalu, o kompozycji odmiennej od pierwszego związku metalu. Drugi związek metalu ma większą stosunkową odporność na pękanie i nadaje się do wiązania z pierwszym związkiem metalu i również nadaje się do wiązania z żelazem, kobaltem lub niklem. Cząstka rdzeniowa z warstwą pośrednią tworzy liczne powleczone cząstki. Warstwa zewnętrzna przykrywa warstwę pośrednią na powleczonych cząstkach i funkcjonuje jako spoiwo. Zawiera ona żelazo, kobalt, nikiel, ich mieszaniny, ich stopy i ich związki międzymetaliczne.
Korzystnie powleczone cząstki mają średni rozmiar cząstek mniejszy niż około 2000 nm, a najkorzystniej mniejszy niż około 1000 nm. Zaleca się również, aby warstwa pośrednia miała grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych. Zaleca się również, aby warstwa zewnętrzna miała grubość po spieczeniu w zakresie od 3% do 12% średnicy powleczonych cząstek. Uważa się, że w przypadku takiej grubości warstwy zewnętrznej obszary odkształceń towarzyszące przemieszczeniom w jednej powleczonej cząstce są przekazywane poprzez zewnętrzną warstwę spoiwa do bezpośrednio sąsiadującej warstwy pośredniej. Korzystnie, pierwszy związek metalu składa się zasadniczo ze stechiometrycznego związku takiego, jak TiN, TiCN, TiB2, TiC, ZrC, ZrN, vC, VN, cBN, Al2O3, SisN4 lub A1N. Zaleca się również, aby drugi związek metalu składał się zasadniczo z WC lub W2C, ale najkorzystniej WC. Tego rodzaju materiały mają odporność na pękanie większą niż sześcienny azotek boru.
Zalecane rozwiązanie spieczonego materiału zawiera liczne cząstki rdzeniowe składające się zasadniczo z sześciennego azotku boru z pośrednią warstwą na każdej z cząstek rdzeniowych, przy czym ta warstwa składa się zasadniczo z WC. Warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych. Warstwa zewnętrzna zawierająca kobalt lub nikiel przykrywa warstwę pośrednią i ta warstwa zewnętrzna ma grubość po spieczeniu w zakresie od 3% do 12% średnicy powleczonych cząstek. Kombinacja cząstek rdzeniowych, warstwy pośredniej i warstwy zewnętrznej tworzącej zewnętrzną cząstkę, korzystnie mającą średni rozmiar mniejszy niż około 1000 nm.
Następnym zalecanym rozwiązaniem jest materiał spieczony zawierający liczne cząstki rdzeniowe, przy czym cząstki rdzeniowe składają się zasadniczo z diamentu i/lub sześciennego azotku baru z warstwy pośredniej na każdej z cząstek rdzeniowych, która to warstwa składa się zasadniczo ze związku metalu mającego większą odporność względną na pękanie niż cząstki rdzeniowe oraz spoiwo zawierające żelazo, kobalt, nikiel, ich mieszaniny, ich stopy lub ich związki międzymetaliczne, przy czym warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych.
Następne rozwiązanie wynalazku stanowi proszek składający się zasadniczo z licznych powleczonych cząstek. Główna część powleczonych cząstek ma cząstki rdzeniowe składające się
187 539 zasadniczo z pierwszego związku metalu mającego formułę MaXb- M stanowi metal wybrany z grupy składającej się z tytanu, cyrkonu, hafnu, wanadu, niobu, tantalu, chromu, molibdenu, wolframu, glinu i krzemu. X stanowi jeden lub więcej pierwiastków wybranych z grupy składającej się z azotu, węgla, boru i tlenu, zaś a i b stanowią liczby większe niż zero do czterech włącznie. Cząstki rdzeniowe powleczone otaczającą warstwą składającą się zasadniczo z drugiego związku metalu, o kompozycji odmiennej od pierwszego związku metalu i mają większą względną odporność na pękanie. Warstwa ta ma również zdolność wiązania z pierwszym związkiem metalu jak również zdolność do wiązania z metalem wybranym z grupy składającej się z żelaza, kobaltu i niklu. Korzystnie powleczone cząstki mają średnią wielkość mniejszą niż około 2000 nm, a najkorzystniej mniejszą niż około 1 pm. Zaleca się również, aby warstwa otaczająca cząstki rdzeniowe po spieczeniu miała grubość w zakresie od 3% do 200% średnicy cząstek rdzeniowych. Zalecane kompozycje cząstek rdzeniowych i warstwy otaczającej (warstwy pośredniej) są takie same dla proszku jak i dla spieczonego wyrobu.
Zaleca się również, aby zewnętrzna warstwa spoiwa składała się zasadniczo z kobaltu, niklu, żelaza, ich mieszanin, ich stopów lub ich związku międzymetalicznych osadzonych na zewnętrznej powierzchni warstwy drugiego związku metalu w postaci warstwy ciągłej.
Przedmiot wynalazku jest uwidoczniony w postaci wykonania na rysunku, na którym fig. 1 przedstawia schematyczną reprezentację spieczonego materiału utworzonego według pierwszej postaci wynalazku, fig. 2 - zdjęcie fotomikrograficzne ze skanującego mikroskopu elektronowego, przedstawiające przekrój spieczonego materiału wytworzonego według pierwszej postaci wynalazku pod powiększeniem 20000 razy, fig. 3 - schemat urządzenia do wytwarzania proszku według pierwszej postaci wynalazku, fig. 4 - schemat wnętrza urządzenia z fig. 3, pokazujący ruch cząstek w obrębie takiego urządzenia podczas osadzania warstwy pośredniej poprzez chemiczne osadzanie oparów, fig. 5 - widok z tyłu jednego komponentu w zalecanym rozwiązaniu urządzenia z fig. 3 i 4, fig. 6 - wykres graficzny dziedziny zastosowania spieczonego materiału według wynalazku, stosowanego jako narzędzie skrawające w odniesieniu do materiałów konwencjonalnych, a fig. 7 - zestawienie własności spieczonych materiałów opisanych w przykładach.
Przedmiot wynalazku stanowi nowy rodzaj materiału wytworzonego z proszków. Według wynalazku proszek jest w postaci licznych cząstek rdzeniowych. Cząstki rdzeniowe są przeznaczone do nadawania swych własności fizycznych całej strukturze proszku. Tak jak podano, cząstki rdzeniowe składają się zasadniczo z pierwszego związku metalu mającego formułę MaXb, gdzie M stanowi metal wybrany z grupy zawierającej tytan, cyrkon, hafh, wanad, niob, tantal, chrom, molibden, wolfram, glin i krzem, a X stanowi jeden lub więcej pierwiastków wybranych z grupy na którą składa się z azot, węgiel, bor i tlen, zaś (a) i (b) reprezentują liczby większe niż zero do cztery. Tego rodzaju związki metalu są twarde, odporne na zużycie i odporne chemicznie na oddziaływanie większości zanieczyszczeń środowiskowych i przedmiotów obrabianych. Istotne jest dla wynalazku, że materiał rdzeniowy może być odsłonięty, jak przykładowo gdy proszek jest spieczony dla utworzenia narzędzia skrawającego, zaś spieczony wyrób jest formowany przez mielenie, docieranie i polerowanie dla utworzenia ostatecznego kształtu wyrobu. Powoduje to usunięcie warstwy pośredniej materiału ponad cząstkami rdzeniowymi i odsłonięcie rdzenia cząstek względem obrabianego przedmiotu. Tak jak będzie to wyjaśnione poniżej, stanowi to znaczącą korzyść.
Tak jak podano, cząstki rdzeniowe proszków składają się zasadniczo z przynajmniej jednego związku stechiometrycznego. W niektórych rozwiązaniach kompozycje rdzeniowe są odmienne dla nadania własności rozmaitych cząstek rdzeniowych formowanym z nich wyrobom. Zaleca się, aby związek metalu rdzenia składał się zasadniczo ze związku metalu wybranego z grupy obejmującej TiN, TiCN, TiE$2, TiC, ZrC, ZrN, VC, VN, cBN, AI2O3, Si3N i A1N. Tego rodzaju materiały mogą być stosowane w postaci dostępnych przemysłowo proszków, wiskerów, kryształów, włókien i tym podobnych, ponieważ kształt cząstki rdzeniowej może mieć znaczenie techniczne. Cząstka rdzeniowa jest pokryta warstwą następnego związku metalu, określaną jako warstwa pośrednia. Tak więc materiał cząstki rdzeniowej musi mieć określony stopień kompatybilności z materiałem tworzącym warstwę pośrednią nałożoną na nią i powinien mieć kompozycję odmienną niż kompozycja warstwy pośredniej.
187 539
Proszek według wynalazku zawiera warstwę pośrednią nałożoną na warstwę pośrednią nałożoną na zewnętrzną powierzchnię cząstki rdzeniowej. Warstwa pośrednia składa się zasadniczo z drugiego związku metalu, to jest związku odmiennego pod względem kompozycji od pierwszego związku metalu tworzącego rdzeń cząstki. Związek drugi, pośredniej warstwy, ma większą względną odporność na pękanie niż materiał tworzący rdzeń. Ponadto, drugi związek metalu musi nadawać się do wiązania z pierwszym związkiem metalu i nadawać się do wiązania z żelazem, kobaltem, niklem, ich mieszaninami, ich stopami lub ich związkami międzymetalicznymi. Korzystnie drugi związek metalu składa się zasadniczo z WC lub W2C. Jak będzie ujawnione poniżej, kombinacja stosunkowo ciągliwej i wytrzymałej warstwy pośredniej oraz twardego rdzenia tworzy proszek i utworzony z niego spieczony materiał o wyjątkowych własnościach mechanicznych. Odnosi się to również do wymiarów i grubości warstwy powleczonych cząstek. W szczególności, wielkości cząstek i grubości warstwy zapewniają własności, których nie można by przewidzieć w wyniku klasycznych zasad obliczeń mieszaniny. Będzie to opisane dokładniej w części opisu dotyczącej wyrobów spieczonych. W każdym przypadku zaleca się, aby powleczone cząstki miały średnią wielkość mniejszą niż około 2000 nm, a najkorzystniej mniejszą niż około 1000 nm. Zaleca się również, aby warstwa pośrednia miała grubość w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych.
Grubość warstwy pośredniej ma znaczący wpływ na własności mechaniczne wytworzonych wyrobów. Uważa się, że gdy powleczone cząstki (rdzeń z nałożoną na niego warstwą pośrednią) mają średnią średnicę zmierzoną graficznie na zdjęciu fotomikrograficznym w przekroju z zastosowaniem średniego toru swobodnego, wynoszącą mniej niż 2 pm, to odporność na ruchy dyslokacyjne w obrębie sąsiednich spieczonych cząstek jest zwiększona, polepszając własności mechaniczne spieczonego wyrobu. Nawet z zastosowaniem klasycznego zjawiska mechanicznego, używając analizy elementów oznaczonych okazuje się, że zwiększenie grubości kulistej osłony WC otaczającej kulę TiN od około 1 pm do około 0,4 pm zwiększa teoretyczną zwięzłość ponad 40%.
Zaleca się ponadto, aby warstwa pośrednia miała grubość przed spieczeniem w zakresie od 3% do 200% średnicy cząstek rdzeniowych. Podczas spiekania może następować redukcja grubości warstwy pośredniej w wyniku wzajemnego oddziaływania z materiałem rdzeniowym, oddziaływania wzajemnego cząstka/cząstka, zjawiska granicy i rozrostu ziarna. Tak więc, dla uzyskania pożądanej grubości warstwy pośredniej w finalnym wyrobie spieczonym może być konieczne stosowanie początkowej grubości nawet 300% średnicy cząstki rdzeniowej.
Zalecana postać proszku powinna posiadać nałożoną na niego zewnętrzną warstwę spoiwa. Konwencjonalnie, spoiwa metalowe są nakładane na cząstki związku metalu przez zmielenie ich z proszkiem metalu. To działanie fizyczne trwa długo i gdy tylko niewielka zawartość procentowa proszków zmielonych (6%) stanowi metal spoiwa, to czas do posmarowania metalu spoiwa na powierzchni pozostałych 94% cząstek ujemnie wpływa na wydajność formowania spieczonych wyrobów z zastosowaniem spoiw metalowych i może powodować uszkodzenie powleczonych cząstek. W wynalazku rozważa się stosowanie takich cząstek jako jednolita powłoka na zewnętrzu cząstek związku metalu w postaci warstwy ciągłej. Według wynalazku, warstwa spoiwa składa się zasadniczo z metalu wybranego z grupy obejmującej żelazo, kobalt, nikiel, ich mieszaniny, ich stopy i ich związki międzymetaliczne. Korzystnie warstwa ciągła spoiwa jest osadzana przez chemiczne osadzanie oparów, napylanie katodowe, platerowanie bezprądowe, elektroplaterowanie, fizyczne osadzanie oparów, osadzanie karbonylowe, przez natryskiwanie roztworu lub wspomagane plazmowo fizyczne osadzanie oparów. Ponieważ kobalt i nikiel są kompatybilne z zalecanymi rodzajami materiału cząstek rdzeniowych i zalecanymi materiałami warstwy pośredniej i mają lepsze własności w wysokich temperaturach, zatem stanowią one zalecane kompozycje metalu spoiwa.
Następne rozwiązanie wynalazku stanowi spieczony materiał. Tego rodzaju spieczony materiał zawiera liczne cząstki rdzeniowe składające się zasadniczo z pierwszego związku metalu mającego formułą MaXb- M stanowi metal wybrany z grupy składającej się z tytanu, cyrkonu, hafnu, wanadu, niobu, tantalu, chromu, molibdenu, wolframu, glinu i krzemu. X stanowi jeden lub więcej pierwiastków wybranych z grupy składającej się z azotu, węgla, boru i tlenu, zaś a i b stanowią liczby większe niż zero do czterech włącznie.
187 539
Korzystnie, pierwszy związek metalu jest w głównej części stechiometryczny i składa się zasadniczo ze związku metalu wybranego z grupy obejmującej TiN, TiCN, TiB2, TiC, ZrC, ZrN, VC, VN, sześcienny BN, AI2O3, S13N4 i A1N. Tego rodzaju związki metalu są twarde i mają pewne inne przydatne własności mechaniczne, jednakże mają ograniczoną odporność na pękanie (zdolność do przyhamowania rozchodzącego się pęknięcia). W wynalazku można stosować również inne związki metalu, jednakże zalecane są przedstawione uprzednio związki.
Wybór kompozycji na rozmaite części cząstek może bazować na konwencjonalnej informacji dotyczącej znanych właściwości rozważanych materiałów na poziomie makroskopowym. Przykładowo wiadomo, że odporność na dyfuzję można szacować dla rozmaitych materiałów poprzez rozważenie ich standardowej energii swobodnej formowania przy temperaturze roboczej. Biorąc w kolejności WC, TiC, TiN i AI2O3 mają wzrastająco ujemne energie formowania, i z tego względu uważa się, że TiN daje znacząco zredukowane zużycie dyfuzyjne w porównaniu ze standardowymi cermetami WC.
Ponadto, szybkości rozpuszczania rozmaitych materiałów narzędziowych w żelazie (typowy przedmiot obrabiany) w temperaturach w zakresie od 1000-1100°C, różnią się znacząco pomiędzy sobą. Porównanie pokazuje, że znaczna obecność TiN na powierzchni narzędzia zapewni znaczne zmniejszenie rozpuszczania WC w żelazie, przykładowo przy 500°C względne szybkości rozpuszczania są następujące:
WC: 5,4 x 1O4
TiC: 1,0
TiN: 1,8xl0’3
AI2O3: 8,9 x IO’
Uważa się, że te zasady wyjaśniają polepszenie zachowania zużyciowego narzędzi z WC w stosunku do żelaza, gdy WC towarzyszy rdzeń z TiN, to jest odsłonięty rdzeń TiN będzie stanowił o mniejszym zużyciu dyfuzyjnym w żelazie niż WC. Ciągła powłoka cząsteczkowa z WC jest konieczna do uzyskania silnej osłony i dobrych własności mechanicznych (moduł Young'a rzędu 696 GPa, w porównaniu z wartością 250 GPa dla TiN). Rdzeń z TiN (mający twardość w jednostkach Vickers'a Hv=2400 w porównaniu z wartością Hv=-^2350 dla Wc, i mający współczynnik poślizgowy tarcia (.1=0,125 w porównaniu z wartością pu-0,200 dla WC) będzie powodował redukcję zużycia ciernego względem żelaza, przy czym rdzeń będzie odsłonięty na powierzchni narzędzia po jego ostatecznym wyszlifowaniu i wypolerowaniu.
Jest również możliwe, aby cząstki rdzeniowe stanowiły liczne rozmaite związki metalu, jeżeli tylko każde z nich są kompatybilne i odmienne od materiału stanowiącego warstwę pokrywającą cząstki rdzeniowe. W ten sposób, własności wyrobu wykonanego z materiału spieczonego, gdy cząstki rdzeniowe są odsłonięte przez usunięcie części przykrywającej warstwy pośredniej, są określone głównie poprzez własności cząstek rdzeniowych, ich stężenie w spieczonym materiale i ich kombinacje. Przykładowo, jeżeli jest pożądane utworzenie spieczonego wyrobu do postaci wkładki skrawającej, to spieczony wyrób powinien być oszlifowany lub ukształtowany przez EDM (obróbką przez wyładowanie elektryczne) dla odsłonięcia cząstek rdzeniowych. W rozwiązaniu zalecanym gdzie cząstki rdzeniowe stanowią TiN a warstwę pośrednią stanowi WC, współczynnik tarcia TiN, jego twardość i odporność na zużycie nadają te własności wkładce skrawającej, zaś całkowita wytrzymałość wkładki i jej odporność na rozprzestrzenianie się pęknięć jest zwiększona poprzez warstwę WC otaczającą cząstki rdzeniowe TiN. Istotne jest, że zużycie wkładki nie będzie powodowało pogarszania właściwości takiej wkładki, ponieważ TiN nie stanowi powłoki, która podlega zużyciu. Stanowi on integralną część materiału wkładki, która w miarę zużycia odsłania nową powierzchnię. Zalecanym materiałem rdzeniowym jest sześcienny azotek boru (cBN), jednakże rozwiązanie to wymaga stosowania specyficznej wielkości i grubości cząstek i warstw dla realizacji potencjału cząstki rdzeniowej cBN. Uważa się, że nadzwyczaj duża twardość cBN musi być zintegrowana z wyrobem przez zastosowanie przynoszącej obciążenie warstwy otaczającej innego związku metalu o takiej kompozycji i grubości, że otrzymana pokryta tą warstwą cząstka po spieczeniu będzie posiadała użyteczne własności techniczne jak struktura powyżej dla jej zastosowania do szlifowania.
187 539
To rozwiązanie spieczonego materiału zawiera pośrednią warstwę na każdej z cząstek rdzeniowych cBN, która składa się zasadniczo z WC lub W2C.
Rozwiązanie to zawiera ponadto zewnętrzną warstwę przykrywającą warstwę pośrednią na powleczonych cząstkach. Funkcją zewnętrznej warstwy jest utworzenie spoiwa i połączenie powleczonych cząstek w odpowiednich czasach spiekania i temperaturach do postaci gęstego spieczonego materiału. Zastosowana tu warstwa zewnętrzna pełni funkcję spoiwa. Jest ona zbudowana z żelaza, kobaltu, niklu, ich mieszanin, ich stopów lub ich związków międzymetalicznych. Jak stwierdzono powyżej w odniesieniu do proszku, w wynalazku rozważa się stosowanie takich spoiw jako jednolitej powłoki na zewnątrz cząstek związku metalu w postaci warstwy ciągłej.
Wielkość cząstek rdzeniowych pokrytych pośrednią warstwą (łącznie określanych jako „powleczone cząstki”) ma istotny wpływ na własności mechaniczne spieczonego materiału i wykonanych z niego wyrobów. Jak stwierdzono powyżej, w stosunku do proszku, zaleca się aby powleczone cząstki miały średni rozmiar cząstki mniejszy niż około 2000 nm i korzystnie mniejszy niż około 1000 nm. Zaleca się również aby pośrednia warstwa miała grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych. Ponadto uważa się że grubość warstwy spoiwa również ma wpływ na własności spieczonego materiału.
Zaleca się, aby zewnętrzna warstwa spoiwa miała grubość po spieczeniu w zakresie od 3% do 12% średnicy powleczonych cząstek. Uważa się, że spieczony materiał mający takie wymiary ma ulepszone własności, ponieważ obszary naprężeń towarzyszące dyslokacjom w jednej powleczonej cząstce są przekazywane poprzez warstwę pośrednią do bezpośrednio sąsiadującej cząstki rdzeniowej. Wynalazek sprawdza się przy warstwie pośredniej mającej grubość po spieczeniu w zakresie od 3% to 200% średnicy cząstek rdzeniowych, jednakże zaleca się grubość w zakresie od 5% do 25%.
Wiadomo, że wzrastająca zwięzłość stanowi normalny wynik malejącej wielkości ziarna. Zalecana średnica cząstek rdzeniowych jest w zakresie 100 do 1000 nm. Ten zakres wielkości cząstek współdziała z grubością warstwy pośredniej.
Wytrzymałość substancji krystalicznej zależy od wiązania atomowego i struktury dyslokacji. Dyslokacje stanowią liniowe defekty siatki atomowej, które są zwykle ustalone i nieruchome. W mieszaninie dwóch związanych atomowo materiałów krystalicznych, górne i dolne wiązanie ustala moduł elastyczności kompozytu, obliczony poprzez regułę mieszanin i odwrotną regułę mieszanin. Po poddaniu wzrastającemu obciążeniu, materiał odkształca się elastycznie aż dyslokacje w ziarnach rozpoczną płynięcie lub posuwanie, co prowadzi do początku trwałego ugięcia i ograniczenia użytecznej wytrzymałości. Przy wielkościach cząstek około 1 mikrometr i poniżej, w tego rodzaju materiałach powstają nadzwyczaj duże wytrzymałości, głównie skutkiem naprężeń dyslokacyjnych.
Wokół każdej dyslokacji występuje cylindryczny obszar naprężony, który rozciąga się na zewnątrz do otaczającej siatki. Teoretycznie, ten obszar naprężenia dookoła każdej dyslokacji musi być wyrównoważony przez przeciwległy obszar naprężenia, bo inaczej dyslokacja przemieści się poza te powierzchnie. Gdy wielkość kryształu jest duża w porównaniu do jego obszaru naprężeń, wówczas dookoła dyslokacji nie powstaje żadne lustrzane naprężenie o ile znajduje się ona przy powierzchni kryształu. W materiale spieczonym mającym spoiwo łączące liczne cząstki krystaliczne, lustrzane naprężenie jest dostosowane do mniejszej wytrzymałości osnowy spoiwa, jednakże dla dużych kryształów występuje oczywista korekta, ponieważ większość dyslokacji nie znajduje się w pobliżu powierzchni.
W submikrometrowych cząstkach polikrystalicznych, obszar naprężenia może rozciągać się do sąsiadujących ziaren, których siatka atomowa prawdopodobnie nie jest ustawiona w jednej linii z siatką ziarna obszaru naprężenia. To balansowanie obszaru naprężenia na zewnątrz powierzchni ziarna ogranicza ruch dyslokacji, tym samym ograniczając ugięcie. Gdy rozmiar ziaren dalej maleje, wówczas większa ilość dyslokacji znajduje się blisko powierzchni i wytrzymałość może maleć.
Uważa się, że gdy grubość warstwy pośredniej i warstwy spoiwa łączącej cząstki powleczone w spieczony materiał są wystarczająco cienkie, to obszar naprężenia w rzeczywistości przechodzi przez osnowę spoiwa i do sąsiadujących cząstek. Powoduje to powstawanie
187 539 dużej wytrzymałości, nieistotnej dla materiału wiążącego (w tym przypadku spoiwa) pomiędzy twardymi powleczonymi cząstkami. Inaczej mówiąc, własności mechaniczne spieczonego wyrobu są niezależne od własności fazy spoiwa, oczywiście zakładając, że jest to spoiwo krystaliczne i bardzo cienkie.
Grubość warstwy pośredniej powinna być wystarczająco duża w stosunku do rdzenia dla wytworzenia mechanicznej komórkowej osnowy podporowej przechodzącej poprzez i dookoła cząstek rdzeniowych. Poza tym celem i spodziewanym wzrostem wytrzymałości naprężenia lustrzanego przy proszkach rdzeniowych o średnicy 1000 nm i mniejszych, można otrzymywać zaskakujące własności wytrzymałościowe w spieczonych stopach TCHP, w sposób oczywisty jako skutek wielkości cząstek, własności materiału rdzeniowego i własności oraz grubości pośredniej warstwy i spoiwa.
Z przyczyny dotychczas nie w pełni wyjaśnionej, powłoka z węglika wolframu (WC) 0 zawartości 5 do 10% cząstek rdzeniowych 100 nm lub mniejszych jest w rzeczywistości bardzo cienka i może funkcjonować tak jakby zawierała znacznie mniejsze cząstki fazy zwięzłej (50 do 10 nm), skutecznie osiągając własności mechaniczne w skali nano przy znacznie większych i łatwiej obsługiwalnych wymiarach cząstek.
Struktura TCHP o niewielkim wymiarze twardych cząstek rdzeniowych i ciągliwych osłonach na skalę nanometrów, oddzielonych cienkimi więzadłami kobaltowymi poniżej 1 mikrometr pomiędzy ziarnami, maksymalizuje elastyczność, twardość, odporność na pękanie 1 wytrzymałość. Najbardziej interesująca jest możliwa utrata charakteru „kompozytowego” własności mechanicznych spieczonych TCHP w wyniku cienkich wiązań spoiwa. Nawet w przypadku materiału o małej twardości (takiego jak kobalt) naprężenia lustrzane pochodzące z dyslokacji w pobliżu powierzchni (wszystkie one stanowią powierzchnie bliskie w ziarnach submikrometrowych), własności kompozytowe są większe niż uzyskane w kompozytach ściernych. Może również być tak, że gdy wiązania osnowy spoiwa stają się bardzo cienkie a wytrzymałość kompozytu staje się niezależna od własności plastycznych spoiwa kobaltowego, to wytrzymałość strukturalna komórkowych powłok może dominować i w zasadzie zbliżać się do wytrzymałości WC.
Według wynalazku opracowano spiekalne metalowe materiały cząsteczkowe, które umożliwiają optymalne wyrównoważenie własności (ciągliwości, wytrzymałości, niskiego współczynnika tarcia i twardości). Spodziewane zalety robocze matryc i innych narzędzi wytworzonych z TCHP są trójskładnikowe: (a) niższy współczynnik tarcia przy powierzchni pośredniej pomiędzy przedmiotem obrabianym a narzędziem, dający zredukowane ciepło, zużycie i kraterowanie, i wymaga mniejszej mocy obróbczej i pomocniczego stosowania dostarczanych z zewnątrz smarów, co jednocześnie powoduje przedłużenie czasu użytkowania narzędzia i lepsze sterowanie procesem, (b) mała reaktywność względem żelaza, redukująca sklejanie i dyfuzję, zużycie boku lub matrycy, ale z kolei przedłużająca okres użytkowania matrycy do przeciągania i (c) spieczona mikrostruktura narzędzia w której ciągliwy, wytrzymały materiał powłokowy (WC) na cząstkach tworzy komórkową makrostrukturę podporową dla narzędzia, a jednocześnie zapewnia znakomicie osadzoną i mocno związaną warstwą ochronną dla twardych rdzeni cząsteczkowych (TiN), utrzymując je w położeniu i umożliwiając optymalne odsłonięcie i utrzymanie fazy twardej przy odpornej na zużycie powierzchni narzędzia.
Stanowi to przeciwieństwo wyrobów wytwarzanych konwencjonalnymi sposobami (gdzie stosunkowo niewielka wytrzymałość spoiwa pomiędzy cząsteczkami i spoiwem obniża poziom zwięzłości i wytrzymałość na zginanie), lub w których spieczony wyrób jest całkowicie powleczony dla nadania mu twardości, przy czym cienka powłoka ma ograniczony czas użytkowania lub ulega pęknięciom.
Umieszczenie stopów fazy twardej wewnątrz, jako cząstka rdzeniowa (zamiast na zewnątrz) powoduje rozprowadzenie stopów fazy twardej (odsłoniętych przy zewnętrznej powierzchni po finalnym oszlifowaniu) poprzez spieczoną mikrostrukturę znacznie większej proporcji (lub grubościach) niż jest możliwe w dowolnym znanym materiale konwencjonalnym. To zwiększa odporność na zużycie, redukuje współdziałanie chemiczne z przedmiotem obrabianym i znacznie obniża współczynnik tarcia. Czas użytkowania narzędzia jest przedłużony przez stałe odnawianie powierzchni ziaren, które zużywają się lub są usuwane przez
187 539 przeciwległą powierzchnię ślizgową. Tak samo, odporność na zużycie i właściwości przylegania większości zalecanych materiałów rdzeniowych są znane z ich jakości w materiałach konwencjonalnych tak, że ich jakość w zastosowaniu na cząstki rdzeniowe jest w świetle obecnego ujawnienia możliwa do przewidzenia. Ponieważ cząstki rdzeniowe są powleczone znanymi materiałami (na przykład WC), zatem mieszanie i spiekanie razem powleczonych cząstek mających kilka odmiennych materiałów rdzeniowych spowoduje ułatwienie polepszenia rozlicznych właściwości. Tak więc, koszt opracowania i testowania jest zredukowany, natomiast otrzymuje się materiał finalny o unikalnych własnościach. Tak więc projektując spieczoną mikrostrukturę w której każda cząstka ma ciągliwą osłonę (warstwę pośrednią) która bardzo silnie przylega do swych sąsiednich cząsteczek dla utworzenia ciągliwego systemu podpierania komórkowego poprzez spieczony substrat wyrobu, otrzymuje się spieczony wyrób o największej możliwej kombinacji wytrzymałości, wysokiego modułu elastyczności, odporności na pękanie i zawartości twardego stopu.
Otrzymana makrostruktura wyrobu stanowi komórkową ramę mikrostrukturalną zbudowaną z ciągliwych, wytrzymałych, mocno wzajemnie związanych powleczonych osłon cząstek, z których każda zawiera i podpiera jedną lub więcej mechanicznie i chemicznie związanych cząstek rdzeniowych, kryształów, włókien lub kryształków niklowych, odsłoniętych w przekroju przy zewnętrznych powierzchniach podczas finalnego szlifowania i polerowania. Ta zasada optymalizacji kombinacji rozmaitych materiałów na cząstki rdzeniowe i otaczającą warstwę pośrednią umożliwia połączenie zwykle przeciwstawnych właściwości jakościowych wyrobu (np. wytrzymałości i twardości) na poziomach dotychczas nie spotykanych w dziedzinie metalurgii proszków.
Pomysł ten daje projektantowi materiału rozmaite narzędzia (stosowane pojedynczo lub w połączeniu) i wartościowy sposób zapewniający łatwą i całkowitą kontrolę przystosowania struktury cząstek TCHP (grubość warstwy pośredniej, wielkość i materiały rdzeniowe) i mieszanki (łączenie rozmaitych proszków w narzędzie i strefy wyrobu) dla spełnienia wielu rozmaitych unikalnych, połączonych i szczególnie potrzebnych warunków w pojedynczym wyrobie i narzędziu.
Ponadto, stosując standardowy mocny materiał (taki jak WC) jako ciągliwą zewnętrzną osłonę cząstki uzyskuje się znaczne zmniejszenie wysiłków badawczych, rozwojowych i przemysłowych, ponieważ tylko jeden gaz Prekursorowy reakcji materiału (węglika wolframu) będzie musiał być stosowany do powleczenia cząstek proszku, zamiast wielu dziesiątek skomplikowanych gazów prekursorowych i reakcyjnych stosowanych do rozmaitych zewnętrznych powłok substratu. Tego rodzaju materiały cząsteczkowe będą ulegały spiekaniu tak jakby były wykonane z cząstek węglika wolframu, które jak wiadomo wiążą się bardzo silnie z sąsiadującymi cząstkami węglika wolframu za pomocą spoiwa takiego jak kobalt. Tak więc standardowy materiał wiążący stosowany przez ponad 60 lat będzie przenikał i wzmacniał całą strukturę. Wzrost grubości węglika wolframu na cząstce dla spełnienia wymagań wytrzymałościowych lub zmniejszenie grubości w bardziej krytycznych pod względem zu-żywalności zastosowania spowoduje rozwój większości rozwiązań projektowych. Zwiększenie wielkości cząstek rdzeniowych może spowodować spełnienie większości poważnych wymagań odnośnie odporności na zużycie lub zmniejszenie jej dla zastosowań wymagających większej wytrzymałości. Stosując rozmaite materiały cząstek rdzeniowych o właściwościach (twardość, współczynnik tarcia) znanych lub stwierdzonych jako spełniające się lepiej w szczególnych zastosowaniach (takich jak zużycie boczne lub zużycie kraterowe) jest również realizowane poprzez dobór materiału rdzeniowego. Jest również możliwe mieszanie powyższych grubości, średnic i parametrów proszku materiału rdzeniowego dla rozwiązania większości rozlicznych zastosowań krytycznych.
Jest również możliwe stopniowe przechodzenie TCHP ze stref lub warstw bogatych w fazy twardsze do faz z bardziej ciągliwych materiałów warstwy pośredniej z zastosowaniem wstępnie ogrzanych sekcji wytłoczony wosk/proszek. Jest to proces bardziej elastyczny i skuteczny niż stosowany obecnie w materiałach funkcjonalnie gradientowych (FGM).
Wynalazek obecny może być również stosowany do scalania rozmaitych warstw proszku (lub mieszanek) w rozmaitych obszarach tej samej części dla lepszego przeciwdziałania
187 539 rozmaitym założeniom jakościowym. Umożliwia to otrzymanie bezpośredniego oczyszczenia projektu mikrostruktury, pozbawionego gradientu na poziomie atomowym. Współspieczone z innymi proszkami metalu dla nadania miejscowego utwardzenia w „nietwardych” spieczonych częściach, TCHP umożliwi zastąpienie części stalowych wymagających obróbki cieplnej przez części ze sproszkowanego metalu (P/M), wymagające mniejszej ilości operacji wytwórczych.
Na fig. 1 pokazano spieczony materiał w schematycznym przekroju. W tym rozwiązaniu występuje jedna lub więcej cząstek związku metalu twardego 10 z warstwą pośrednią 14 związku metalu twardego, ciągliwego, takiego jak węglik wolframu. Powleczona cząstka zawiera zewnętrzną warstwę odpowiedniego spiekającego spoiwa 16, korzystnie z metali z grupy żelaza, zwykle kobaltu Iub niklu. Otrzymany powleczony proszek 18 jest ostatecznie spiekany do postaci półgotowego Iub gotowego wyrobu, którego mikroprzekrój jest oznaczony ogólnie oznacznikiem 20.
Mikrostruktura spieczonego wyrobu 20 stanowi komórkową ramę o silnie wzajemnie związanej jednostkowej warstwie WC 14 zawierającej i podpierającej własny ciasno związany rdzeń związku metalu 10, utrzymywany w obrębie osnowy 16 i odsłonięty w przekroju przy zewnętrznych powierzchniach 22 podczas finalnego szlifowania i polerowania.
Pokazana na fig. 2 fotografia ze skanującego mikroskopu elektronowego przedstawia jednostkową cząstkę TCHP zawierającą cząstkę rdzeniową 6, 1,6 mikrometra z azotku tytanu powleczonego 7 warstwą o grubości około 0,25 mikrometra (15%) W2C. Jest to jedno z wielu ziaren TCHP umieszczonych w żywicznej próbce metalurgicznej, pokazane w tle 9 i wypolerowane. Wiadomo, że cząstki twardego stopu często nie spiekają się wystarczająco blisko do uzyskania gęstości teoretycznej w wyniku (a) nieregulamości takich ziaren (co powoduje słabą przeplywowość, wymagającą prasowania na gorąco), i (b) małej deformacji plastycznej podczas konsolidacji.
Kształt cyfry cząstki rdzeniowej 6 wykazuje wklęsłe nieregulamości typowe w próbkach. Proces powlekania CVD zwykle wypełnia wklęsłości pokazane jako 8, dając powleczone cząstki o kształcie bardziej okrągłym i gładszym niż w wyniku przepływowości i zagęszczania proszków. Powoduje to zmniejszenie kosztów obróbki, dając bardziej jednolitą i cienką warstwę spoiwa, i dopomaga w zagęszczaniu proszków, co z kolei polepsza własności mechaniczne spieczonego wyrobu.
Unikalne proszki według wynalazku wytworzono w reaktorze do chemicznego osadzania oparów (CVD). Ze względu na wielkość powlekanych cząstek, reaktor zawierał komponenty zapobiegające zbrylaniu się powlekanych cząstek. Schemat reaktora jest pokazany na fig. 3-5.
Reaktor CVD z fig. 3 składa się z obrotowej kadzi 20 reaktora CVD, zawartej wewnątrz pieca 22 do ogrzewania proszków i gazów reakcyjnych, które to gazy są dostarczane do reaktora i wyprowadzane przez odpowiednio przewody wlotowe i wylotowe gazu (36, 26) przy przeciwległych końcach. Przewód 30 dostarcza prekursor sześciofluorku wolframu WFó, zaś przewody 28 dostarczają wodór o czystości 99,999%, przy czym to są dwa gazy, które reagują w kadzi 20 reaktora dla utworzenia powłoki CVD, przyłączonej do obrotowej uszczelki i przewodu wlotowego 36 poprzez mierniki przepływu 32. Przewód 28 przechodzi również przez barboter gazu 34, zawierający benzen izopropylowy o czystości 99,9%. Przy zewnętrznej stronie reaktora 20 umieszczono filtr 38, z przodu przewodu wyprowadzającego 26, który to przewód jest przyłączony roboczo, do układu próżniowego (nie pokazanego), pułapki 40 i miernika przepływu 42. Reaktor 20 może mieć postać ogniotrwałego cylindra metalowego lub grafitowego, mogącego się obracać ze zmienną prędkością w zakresie 50 do 150 obrotów na minutę w zależności od średnicy bębna i ciężaru właściwego powlekanego proszku, a także ze zmianą jego ukierunkowania, to znaczy kąt pochylenia 24 i prędkość obrotów mogą być ustawiane dla uzyskania właściwego czasu przebywania powleczonego proszku w obrębie wytwarzanego reaktywnego środowiska gazowego o wysokiej temperaturze (500-1600°C).
Istnieją cztery istotne problemy w praktykowaniu sposobu CVD do wytwarzania submikronowego składnika cząsteczkowego TCHP: (1) bieżący koszt gazu prekursorowego sześciofluorku wolframu (WFć), (2) kontrolowanie szkodliwych właściwości WFó, (3) przedwczesna reakcja prekursorów na powierzchniach innych niż na proszku rdzeniowym i (4) rozbijanie
187 539 aglomeratów. Ostatnie trzy problemy mają rozwiązania techniczne. Jakkolwiek inne korzyści z kosztów obróbki mogą eliminować pierwszy problem, to bezpośredni sukces CVD jest określony przez jego koszt w stosunku do innych sposobów, takich jak osadzanie z zastosowaniem karbonylku metalu.
Stwierdzono, że rozwiązanie trzeciego problemu (niewydajne wykorzystanie reagentów) jest utrzymanie gazu poniżej progowej temperatury reakcji aż znajdzie się on blisko cząstek rdzeniowych. Można to dodatkowo udoskonalić przez utrzymywania gazów reakcyjnych oddzielonych, a następnie przez mieszanie ich ze sobą i z turbulentnymi ogrzanymi proszkami.
Stwierdzono, że energia mikrofalowa (ale nie częstotliwości indukcyjne) będzie powodowała ogrzewanie cząstek. Przy częstotliwości 2,45 Ghz ogrzewanie przez około 2 minuty z mocą 500 watów powodowało około 37-40°C wzrostu temperatury. Duże szybkości ogrzewania w zogniskowanym, turbulentnym przepływie reagentów ogrzanych przez sam proszek (ogrzany przez energię mikrofalową) w recyrkulacyjnej rurze kwarcowej pozwalało na uzyskiwanie jednorodnego rozbrylania, mieszania, recyrkulacji i powlekania submikronowych proszków.
Na fig. 4 przedstawiono rozwiązanie rozwiązujące problem zbrylania proszku. Proces fluidyzacji w obrotowym reaktorze zwykle nie wykorzystuje sił potrzebnych do rozbijania bryłek, które narastają w sposób ciągły. W rzeczywistości, jeżeli pozostawi się bryłki niekontrolowane, to wykazują one samoistną tendencję do klasyfikacji według rozmiaru, co dodatkowo utrudnia jednorodną obróbkę. Ponadto, konwencjonalny reaktor poziomy ma strefy końcowe, które zmniejszają jednolitość grubości powłoki w partii, jak pokazano na fig. 4, rozwiązanie problemu zbrylania i stref końcowych które powodowały niejednolite powlekanie obejmowało przechylanie reaktora i instalowanie ustalonej prowadnicy 80 grzebieniopodobnej dla (a) powodowania recyrkulacji i homogenizacji partii wsadu i (b) przykładania do proszku wystarczających sił ścinających dla spowodowania jego rozbrylania.
Wewnątrz pieca, komora reakcyjna 62 jest wykonana z grafitu, wyłożonego 60 cylindrem kwarcowym. Prędkość obrotowa 66 musi być taka, że siła ciężkości oddziałująca na proszek rdzeniowy jest większa niż siła odśrodkowa tak, że spadające ziarna proszku, tym samym sfluidyzowane dla maksymalizacji wystawienia na oddziaływanie gazów reakcyjnych, gromadzą na sobie powłokę pośrednią. Celem tego jest spowodowanie przepływu, toczenia, kaskady i bębnowania proszku rdzeniowego przez prostą kombinację siły odśrodkowej, siły ciężkości i bezwładności obrotowej pochodzącej z obrotu cylindra dla maksymalizacji wystawienia proszku na oddziaływanie gazów prekursorowych. Narzuca to praktyczną średnicę 64 jako większą niż 120 mm. Dla wspomagania rozbijania bryłek aglomeratów, które przeszkadzają osadzaniu jednorodnych warstw na każdej cząstce, gazy reakcyjne należy wprowadzać z dużą prędkością przepływu poprzez spadający proszek dla rozbijania aglomeratów w wyniku oddziaływania siły ścinania.
Ścinanie jest podwójnie przykładane do proszków w dwóch strefach prowadnicy 80, pokazanych w przekroju 67 przy dolnym końcu bębna. Pierwsza strefa 68 powoduje przykładanie niewielkiego ciśnienia i sił ścinania do części proszku, gdy jest on zawieszony poniżej prowadnicy poprzez obrotowy bęben 60, 62. Progresywny kąt ściskania 69 wynoszący 13 stopni tworzy się pomiędzy bębnem i zawieszeniem 67, który to kąt powoduje przykładanie wystarczającej ściskającej siły ścinającej dla rozbicia aglomeratów. Druga strefa 70 składa się z podłużnych, kątowych zębów 72 tworzących samozawieszenie, wycięte kwadratowo, z niewielkim zmieszaniem przy krawędziach w stali nierdzewnej. Ta strefa 70 umożliwia ucieczkę ściskanego proszku pod oddziaływaniem niewielkiej siły ścinania która służy do dalszego rozbijania i homogenizacji cząstek dla wystawienia na oddziaływanie podczas następnego obrotu. W odległości 74 wynoszącej 5 mm od kwarcowej wykładziny 60, progresywny kąt zębów zawieszenia kończy się punktem przegięcia, który powoduje wzrost ściskania, gdy otwory zębów 72 osiągają wartość maksymalną. Niewielki prześwit 76 wynoszący 0,5-1,0 mm chroni, kwarc przed zarysowywaniem przez zawieszenie.
Śrubowa strefa 80 zawieszenia stanowi prowadnicę 78, pokazaną przy dolnym końcu reaktora (i pokazaną przy jego górnym końcu liniami przerywanymi). Ta spiralna prowadnica powoduje podnoszenie proszku dla zapewnienia recyrkulacji bocznej i jednorodności partii wsadu.
187 539
Na fig. 5 pokazano spiralne zawieszenie, ilustrujące bardziej wyraźnie spiralną prowadnicę 80. W górnej platformie są wycięte otwory 92 umożliwiające wypadanie zgromadzonego proszku dla recyrkulacji. Pokazano również wyraźniej zęby zawieszenia 90.
Jak omówiono, zalecane rozwiązanie wynalazku wykorzystuje uprzednio zmielone proszki rdzenia cząsteczkowego, wytworzone z azotku tytanu. Ten proszek jest powleczony CVD warstwą pośrednią z węglika wolframu. Zaleca się stosowanie spoiwa kobaltowego do spiekania. W układzie TiN/WC/Co, występuje dobra rozpuszczalność W w CO i wydajna reakcja pomiędzy C i TiN dla utworzenia Ti (C, N), prowadzącego do otrzymania mocnej fazy granicznej ziarna TiN/WC i znakomitych własności mechanicznych spieczonego wyrobu, chociaż wiązanie jest mniej silne niż wiązanie które może być wytworzone pomiędzy W i Co.
Faza TiN jest zlokalizowana wewnątrz materiału i nie powstaje pomniejszenie jakości w wyniku zużyciu powierzchniowego (jak dzieje się w przypadku narzędzi tradycyjnych chronionych powłoką ceramiczną). Z tego względu matryce, narzędzia lub inne twarde wyroby wykonane z tego rodzaju TCHP mogą być ponownie stosowane do większych średnic lub ponownie przeszlifowane do innych zastosowań. Jeżeli założy się, że formowanie międzywarstw Ti (C, N) musi być zminimalizowane dla zwiększenia skuteczności spoiwa, to można stosować zwiększanie grubości powłoki WC i zmniejszanie czasu spiekania i temperatury poprzez osadzanie oparów warstw spoiwa na cząstkach. Z drugiej strony, przy twardości w skali Vickers'a rzędu Hv=3200, Ti (C, N) jest znacznie twardsze niż TiN przy Hv=2400 lub TiC przy Hv=2800. Może to być korzystne przy niektórych zastosowaniach. Azotek cyrkonu, Zrn twardszy niż TiN, ma współczynnik tarcia 2/3 mniejszy niż dla TiN, i jest uważany jako lepszy przy zużyciu bocznym. Stanowi on również zalecany materiał rdzeniowy.
Na fig. 6 pokazano kompilację dziedzin roboczych licznych konwencjonalnych materiałów narzędziowych i spodziewaną dziedzinę roboczą rozwiązania według wynalazku, zastosowanego jako materiał narzędzia skrawającego. Przez stosowanie konwencjonalnych materiałów twardych jako rdzeń, redukując wielkość cząstek do pożądanego zakresu i stosując ciągliwą powłokę (taką jak WC) o odpowiedniej grubości na rdzeniu, TCHP według wynalazku poszerzają dziedziny robocze wykorzystania takich konwencjonalnych materiałów. Zasięg wzrostu szybkości podawania narzędzia, to jest granica prawej strony obszaru wyznaczającego dziedzinę roboczą TCHP według wynalazku bazuje na zwiększonej zwięzłości będącej skutkiem ciągliwej powłoki i wykorzystania twardości i innych własności materiału rdzeniowego.
Stosując układ reaktora jak pokazano na fig. 3, spiekalne kompozytowe materiały cząsteczkowe według wynalazku mogą być przygotowane z zastosowaniem każdego z następujących stopów w postaci proszku o średnicy 1000-1500 nm: azotek tytanu, węglik tytanu, azotek cyrkonu, węglik wanadu, tlenek glinu, i sześcienny azotek boru (mogą również być stosowane inne stopy takie jak dwuborek tytanu, węglik cyrkonu, azotek tantalu i węglik niobu). Składniki reakcyjne do oparów chemicznych stosowanych do osadzania WCx stanowią sześciofluorek wolframu (WF—) w obecności wodoru i alifatyczny lub aromatyczny związek węglisty, którego składniki reagują w temperaturach w zakresie 500°C do 700°C dla utworzenia powłok WCx o właściwościach wysoce powtarzalnych. W reaktorze należy zastosować niskie ciśnienie (na przykład mniejsze niż 10 kPa) dla zwiększenia dyfuzyjności substancji reakcyjnych w gazie i dla umożliwienia powstawania jednorodnej powłoki na powierzchni proszku. Technologia ta jest zwykle nazywana ,LPCVD (niskociśnieniowe osadzanie oparów chemicznych). Reaktora jest uruchamiany z prędkością wystarczającą do bębnowania proszku rdzeniowego w nieprzerwanym swobodnie spadającym przebiegu, zaś prędkość gazu reakcyjnego jest regulowana jako funkcja innych parametrów (ciśnienie i całkowita szybkość przepływu), zespół do pęcherzykowania gazu jest stosowany w tych przypadkach w których jako składnik reakcyjny jest stosowany aromatyczny związek płynny.
Docelowe grubości powłoki, bazując na pożądanej 90-95% wytrzymałości całego spieczonego węglika WCx i bazując na minimalizacji czasu przebywania CVD, jest w zakresie 2 do 25% przeciętnej średnicy cząstek. Parametry robocze CVD są regulowane z zastosowaniem programu komputerowego, tym samym umożliwiając ich optymalizację śledzącą główny „wskaźnik”, np. grubość powłoki WCx w rozmaitych miejscach reaktora. llość WCx osadzanego
187 539 na proszku jest szacowana przez mikroanalizę EDX obrobionego proszku przez porównywanie pików natężenia wolframu i tytanu i stosunku WM:TiK (gdzie M i K stanowią współczynniki stosunku atomowego), określanych na próbkach cząstek pobieranych w rozmaitych miejscach pieca i w rozmaitych czasach. Daje to wskazanie jednolitości, tempa osadzania i właściwości powierzchni WCx i powierzchni pośredniej WCx/cząstka rdzeniowa, przed spieczeniem. Przekrojowa grubość powłoki WCx jest obserwowana za pomocą mikroskopu optycznego i skanującego mikroskopu elektronowego, z zastosowaniem próbki zawierającej ziarna TCHP osadzone w żywicy i wypolerowane dla odsłonięcia przekroju ziaren, przy czym stosuje się również analizę promieniami X dla wykazania obecności fazy WCx na proszku.
Przykłady
Wykonano trzy serie spieczonych próbek: serię wytworzoną z powleczonego WCx cząsteczkowego materiału azotku tytanu (według wynalazku, formuły C, D, E i F), szereg sztabek odniesienia wykonanych z proszku węglika wolframu bez jakiejkolwiek powłoki (formuła A), porównaną serię wykonaną z mieszaniny niepowleczonego proszku węglika wolframu i dodatku TiN (formuła B) i standardowy materiał SANDVIK (patrz kolumna G na fig. 7), powleczony TiN, TiC i AI2O3 (formuła G).
Proszek węglika wolframu WC (stosowany do wytwarzania formuł jest dostępny przemysłowo z firmy H.C. Starek Company jako gatunek DS 100 mający typowy przeciętny rozmiar cząstek wynoszący około 1000 nm (±100 nm). Stosowany proszek kobaltowy stanowił Starek gatunek 11, mający typowy rozmiar cząstek 1500 nm (±200 nm), jako proszek azotku tytanu zastosowano Starek gatunek C, mający typowy rozmiar cząstek rzędu 1000 nm (w zakresie pomiędzy 800 do 1200 nm), zaś zastosowany proszek niklowy jest dostępny przemysłowo o typowym rozmiarze cząstek 2200 nm.
Formuły według wynalazku zawierały ziarna rdzeniowe TiN powleczone CVD z węglika wolframu (W2C) na grubość około 160 nm, tworząc kompozytowy materiał cząsteczkowy TCHP mający wielkość cząstek około 100 nm. Urządzenie opisane powyżej w odniesieniu do fig. 3 do 5 zastosowano dla spowodowania powlekania CVD proszku TiN. Jest ono uruchamiane przy kącie spiralnym wynoszącym 20° i przy grzebieniu przytwierdzonym pod kątem ściskania 13°. Do komory grafitowego reaktora wprowadzono odpowiednią ilość proszku TiN. Układ oczyszczono, zainicjowano przepływ wodoru i ustawiono wewnętrzne ciśnienie na 1,45 kPa. Następnie podłączono moc do pieca elektrycznego dla podniesienia temperatury bębna reaktora, obracającego się z prędkością 90 obrotów na minutę do poziomu około 550°C (około 1 godzina). Następnie otworzono mierniki przepływu dla zasilania WF), i kumenowy barboter dla otrzymania stosunku molowego reagentów odpowiednich do osadzania W2C na substratowym proszku TiN; barboter pracował przy 20°C, zaś jako gaz nośny dla płynnego kumenu zastosowano wodór gazowy. Tego rodzaju działanie kontynuowano przez okres czasu wystarczający do wytworzenia pożądanej grubości W2C na cząstkach TiN, po czym zamknięto miernik przepływu WFć i barboter kumenowy a piec ochłodzono wodorem.
Formuła A stanowi mieszaninę podwójną składającą się z 94% wagowych WC i 6% wagowych Co, formuła B stanowi mieszaninę potrójną składającą się z 87% wagowych WC, 6% wagowych Co i 7% wagowych TiN, formuła C składa się z 84% wagowych opisanego kompozytu TCHP i 16% wagowych Ni, formuła D składa się z 84% wagowych kompozytu TCHP i 16% wagowych Co, zaś formuła E składa się z 90% wagowych kompozytu TCHP i 10% wagowych Co.
Formułę B utworzono do postaci spieczonej kostki, o wymiarach 53 x 15 x 11 mm, 0 wadze około 130 gramów, przez zmieszanie formuły z Acrawax C (roboczy środek wspomagający w postaci bistearamidu etylenowego, dostępnego z Lonza Inc., Fair Lawn, New Jersey) i heksanem. Została ona zmielona w płynie kulowym przez 16 godzin za pomocą kul WC, osuszona w warunkach podciśnienia, przesiana przez sito 300000 nm, sprasowana izostatycznie na zimno pod ciśnieniem 200 MPa przez 5 minut i spieczona przy czasie przebywania 20 minut w 1450°C, w warunkach próżni 0,1 do 0,4 kPa. Stosowane tempa ogrzewania 1 chłodzenia wynosiły 150 do 200°C na godzinę, a całe spiekanie wymagało około 2 godzin.
Przygotowano krążki próbkowe z formuł A, C, D, E i F. Dla tego celu formułę zmieszano z makforowym spoiwem prowizorycznym i rozpuszczalnikiem alkoholowym, zmielono
187 539 w młynie planetarnym za pomocą kuł mielących z węglika wolframu, osuszono w 80°C przez 15 minut i przesiano przy 300000 nm. Dla próbek A, C i D utworzone krążki miały średnicę 10 mm i zostały spieczone w warunkach próżni opisanych powyżej dla próbek A i B. Dla wytworzenia próbek E i F, zmieloną, osuszoną i przesianą formułę poddano jednoosiowemu prasowaniu w 1400°C pod ciśnieniem 200 kg/cm2 dla utworzenia krążków o średnicy 50 mm.
Przetestowano liczne próbki każdego ze spieczonych wyrobów jak opisano powyżej dla ocenienia każdej z kilku własności. Na fig. 7 przedstawiono formułę, warunki spiekania (próżnia lub prasowanie na gorąco), postać wyrobu (kostka lub krążek), zawartość spoiwa po spieczeniu, i wartości dla kilku mierzonych własności. Pomiar zużycia bocznego i zużycia kraterowego był dokonywany na standardowym materiale (CK45) przy stycznej prędkości powierzchniowej 200 m/min, przy głębokości nacięcia 2 mm i szybkości podawania 0,2 mm/obrót. Wartości twardości, wytrzymałości na zginanie, i wartości modułu elastyczności. Próbki nr 1 są znane z literatury. Stwierdzono, że w powyższych przykładach spieczone próbki według wynalazku funkcjonują w sposób, który sprawia że składnikowy proszek metalowy jest szczególnie dobrze przystosowany do wytwarzania narzędzi i innych wyrobów.
Należy zauważyć, że zdolność do zmiany nie tylko kompozycji metali stosowanych w wytwarzaniu spiekalnych materiałów cząsteczkowych według wynalazku (włącznie z jakimkolwiek uzupełniającym czynnikiem wiążącym lub środkiem wspomagającym spiekanie), ale również względne grubości cząstki rdzeniowej i otaczającej warstwy pośredniej umożliwia duży stopień kontroli własności wykazywanych przez materiały cząsteczkowe i przez wytworzone z nich wyroby, przykładowo, przez zmianę grubości osłony (np. do wartości która zwykle ale nie koniecznie stanowi 5, 10 lub 15% cząstki TCHP), można uzyskać optymalne wyrównoważenie twardości, ciągliwości, wytrzymałości, zużywalności i zdolności przenoszenia ciepła, które nadawane są spieczonemu produktowi.
Według wynalazku otrzymano nową klasę materiałów proszkowych, to jest powlekanych ciągliwie twardych proszków TCHP, pozwalających na wytworzenie spieczonych wyrobów, które przekraczają obecnie kompromisowy poziom jakości konwencjonalnych materiałów poprzez połączenie samoistnej poprzecznej wytrzymałości mechanicznej węglików metalu (lub porównywalnych ciągliwych związków metalicznych) z lepszą odpornością na zużycie twardych związków metalicznych na poziomie cząstki rdzeniowej. Narzędzia lub wyroby wytworzone z takich materiałów sprawdzają się dobrze w daleko szerszym zakresie warunków niż pozwalają na to dotychczasowe wyspecjalizowane sposoby, a ich stosunek jakości/ceny lub wartości znacząco wzrasta.
Wynalazek ujawniono w postaci przykładów i zalecanych rozwiązań. Zakres wynalazku nie jest jednakże do nich ograniczony, ale jest określony przez załączone zastrzeżenia i ich równoważniki.
187 539
FIG. 2
187 539
Ν
Q
W (J S a?
&
II ? < S £
ΙΛ H < < TS. ~
MAŁA SZYBKOŚĆ POSUWU NARZĘDZIA MAŁA WYTRZYMAŁOŚĆ NARZĘDZIA
DUŻA SZYBKOŚĆ POSUWU NARZĘDZIA DUŻA WYTRZYMAŁOŚĆ NARZĘDZIA
FIG. 6
187 539
| 0 | Narzędzie SANDVK powleczone W/ITC, TIN, A/203 MALL GC415(P15) rodzaj SNUN 120408 | -14,9(=100%) | -1750 | ? | -1790 | -640 | 0,16 | 0,01 | 94% wag. WC | so | 5pm (na narzędziu) |
| Ś θ ν δ lal i ί - | z-— | I | n | 0 •d | U £ | ||||||
| b | I||| pi | £ | i | Φ· 8 | I | 73 cj | ’φ 00 s | £ ± obfcj | Ό rM | 1 sO | |
| |4|hs | m n, Ό | o ? | 5 m Ό* 9 | 00 Os C4 | cT | g Ϊ ~g | T | ||||
| W | Ig 1 i 8 8 p S | (p~a tfs s> 3 § hgfirf | 06 (=100%) | 1 | Ά cn o o“ | \S F”< Λ il | i (odch. stand. = 2,192) | V> cn o | o” | % wag W2C wag TIN+W2C | O | i SO f |
| so” | § Φ | W? s | <N χρ | ||||||||
| o | |||||||||||
| Q | 8»z H *& | £ m t | «Ο 3 | 00 sn Ολ | I Ł | 1 | s i | 2 <9 l | υ g obp | Ό | i SO a-M |
| Min | <N OO TT | θ’ | •s | 1 | 1 | 3 Λ | f | ||||
| £5 cl | ·φ oo | ||||||||||
| •Hlk {► V Os O vi | § | 2 | 2 | 2 | U υ £ s £ £ ± | 1 SO f | |||||
| U | Ł|a §2 M ft C Ν χ •S 8,5 8 * | 1 OO | S | r- cn o o* | i B | i Ł •s | 1 •8 | eb£l !« i 1 | O | ||
| * ° § cl | aO | .B | Λ | 2i ·φ 00 | |||||||
| m | równawTM6CO wpróżni (50°C | •h£ *iio | 1(1 | 0,12 (mierzony na próbce wytworzonej przy M3D) | 2 | brak pomiaru | 1 | i | 3 1 | ||
| Kostka po cza WCI spieczona przy 1' | «η os g g | & § i Ό B OO Ps cn £ | 1 | ł | Ai i | £ Γ- ΟΟ | Ό | & 1 | |||
| S jL g.gS | 8 £· 2 P§ | 1° | i | 1 | |||||||
| a tr^· S d fsl ssi la* a | 14,5 (·=97%) mien próbce wytworzon M3D | 93HRA=1760Hv i ręcznika ASM i d przemysłowy cl SANDVK(204 mierzone przy M3 prawdopodobnie optymistyczni | 0,088 (mierzony na wytworzonej przy _ | o Os r- | 641 GPa (z podrę ASM) | Os O* | v> <N O O | ob 5 v0 o< s | sO | bez powłoki i | |
| .a e- | sS σ | 3 'z | U 8 | 1 | i | & <3 | £ | $ 2 3 73 -n· | |||
| Próbka nr | Właściwości i < | ość w G/cm ści teoretyc: | O Ϊ | ślij Md | £ s 3 | O £“ * tri CL, gs •3 | o o 73 | § Fg .2 ® o | ot materiału twardej | i o | H! I §p·^ i 5 H je, G S S ° § |
| ii | iii s | I | i | 1 | 1 | 1 | S >ę § o |
187 539
Departament Wydawnictw UP RP. Nakład 50 egz. Cena 4,00 zł.
Claims (41)
- Zastrzeżenia patentowe1. Materiał spieczony, zawierający liczne cząstki rdzeniowe, znamienny tym, że cząstki rdzeniowe składają się zasadniczo z pierwszego związku metalu mającego formułę MaXb, gdzie M stanowi metal wybrany z grupy składającej się z tytanu, cyrkonu, hafnu, wanadu, niobu, tantalu, chromu, molibdenu, wolframu, glinu i krzemu, X stanowi jeden lub więcej pierwiastków wybranych z grupy składającej się z azotu, węgla, boru i tlenu, zaś a i b stanowią liczby większe niż zero do i włącznie z liczbą cztery, warstwę pośrednią na każdej z tych cząstek rdzeniowych, która to warstwa składa się zasadniczo z drugiego związku metalu, odmiennego pod względem kompozycji od pierwszego związku metalu i mającego większą względną odporność na pękanie, który to drugi związek metalu nadaje się do wiązania z pierwszym związkiem metalu i nadaje się do wiązania z metalem wybranym z grupy składającej się z żelaza, kobaltu i niklu, tym samym tworząc cząstki powlekane, oraz spoiwo pokrywające tę warstwę pośrednią na cząstkach powlekanych, która to warstwa zewnętrzna zawiera żelazo, kobalt, nikiel, ich mieszaniny, ich stopy lub ich związki międzymetaliczne.
- 2. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że powleczone cząstki mają przeciętny rozmiar mniejszy niż około 2000 nm.
- 3. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że powleczone cząstki mają przeciętny rozmiar mniejszy niż około 1000 nm.
- 4. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych.
- 5. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że warstwa pośrednia ma taką grubość, że obszary naprężeń towarzyszące dyslokacjom w jednej powleczonej cząstce są przekazywane poprzez tę warstwę pośrednią do bezpośrednio sąsiadującej cząstki rdzeniowej.
- 6. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 3% do 200% średnicy cząstek rdzeniowych.
- 7. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że warstwa zewnętrzna ma grubość po spieczeniu w zakresie od 3% do 12% średnicy cząstek rdzeniowych.
- 8. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że warstwa zewnętrzna ma taką grubość że obszary naprężeń towarzyszące dyslokacjom w jednej powleczonej cząstce są przekazywane przez spoiwo do bezpośrednio sąsiadującej warstwy pośredniej.
- 9. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że pierwszy związek metalu składa się zasadniczo ze związku stechiometrycznego.
- 10. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że pierwszy związek metalu składa się zasadniczo ze związku metalu wybranego z grupy składającej się TiN, TiCN, TiB2, TiC, ZrC, ZrN, VC, VN, A-C-, S13N4 i A1N.
- 11. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że drugi związek metalu składa się zasadniczo ze związku metalu wybranego z grupy składającej się z WC i W2C.
- 12. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że części warstwy pośredniej i spoiwa są usunięte dla odsłonięcia wnętrza cząstek rdzeniowych.
- 13. Materiał spieczony według zastrz. 1, znamienny tym, że ma on odporność na pękanie większą niż sześcienny azotek boru.
- 14. Materiał spieczony, zawierający liczne cząstki rdzeniowe, znamienny tym, że cząstki rdzeniowe składają się zasadniczo ze związku metalu wybranego z grupy składającej się z TiN, TiCN, TiB2, TiC, ZrC, ZrN, VC, VN, AI2O3, Si3N4 i A1N, warstwę pośrednią na każdej z cząstek rdzeniowych, która to warstwa składa się zasadniczo z drugiego związku metalu, odmiennego pod względem kompozycji od pierwszego związku metalu i mającego większą względną odporność na pękanie, który to drugi związek metalu składa się zasadniczo z WC,187 539 i spoiwa pokrywającego tę warstwę pośrednią na powleczonych cząstkach, które to spoiwo zawiera kobalt lub nikiel.
- 15. Materiał spieczony, zawierający liczne cząstki rdzeniowe, znamienny tym, że cząstki rdzeniowe składają się zasadniczo z licznych związków metalu, każdy mający formułę MaXb, gdzie M stanowi metal wybrany z grupy składającej się z tytanu, cyrkonu, hafnu, wanadu, niobu, tantalu, chromu, molibdenu, wolframu, glinu i krzemu, X stanowi jeden lub więcej pierwiastków wybranych z grupy składającej się z azotu, węgla, boru i tlenu, zaś a i b stanowią liczby większe niż zero do i włącznie z liczbą cztery, warstwę pośrednią na każdej z tych cząstek rdzeniowych, która to warstwa składa się w zasadzie z odmiennego związku metalu, odmiennego pod względem kompozycji od tych licznych związków metalu tworzących cząstki rdzeniowe i mającego większą względną odporność na pękanie, który to odmienny związek metalu nadaje się do wiązania ze związkami metalu tworzącymi cząstki rdzeniowe i nadaje się do wiązania z metalem wybranym z grupy składającej się z żelaza, kobaltu i niklu, tym samym tworząc powleczone cząstki, i spoiwo pokrywające tę warstwę pośrednią na powleczonych cząstkach, które to spoiwo zawiera żelazo, kobalt, nikiel, ich mieszaniny, ich stopy lub związki międzymetaliczne.
- 16. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że powleczone cząstki mają średni rozmiar mniejszy niż około 2000 nm.
- 17. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że powleczone cząstki mają średni rozmiar mniejszy niż około 1 nm.
- 18. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych.
- 19. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że warstwa pośrednia ma taką grubość, że obszary naprężeń towarzyszące dyslokacjom w jednej powleczonej cząstce są przekazywane przez tę warstwę pośrednią do bezpośrednio sąsiadującej cząstki rdzeniowej.
- 20. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 3% do 200% średnicy cząstek rdzeniowych.
- 21. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że warstwa zewnętrzna ma taką grubość, że obszary naprężeń towarzyszące dyslokacjom w jednej powleczonej cząstce są przekazywane przez warstwę zewnętrzną do bezpośrednio sąsiadującej warstwy pośredniej.
- 22. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że związki metalu tworzące cząstki rdzeniowe stanowią zasadniczo związki stechiometryczne.
- 23. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że związki metalu tworzące cząstki rdzeniowe składają się zasadniczo ze związków metalu wybranych z grupy składającej się z TiN, TiCN, TiB2, TiC, ZrC, ZrN, VC, VN, A12O3, Si3N4 i A1N.
- 24. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że ten odmienny związek metalu stanowi zasadniczo WC.
- 25. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że części warstwy pośredniej i spoiwa są usunięte dla odsłonięcia wnętrza cząstek rdzeniowych.
- 26. Materiał spieczony według zastrz. 15, znamienny tym, że ten materiał spieczony ma odporność na pękanie większą niż sześcienny azotek boru.
- 27. Materiał spieczony, zawierający liczne cząstki rdzeniowe, znamienny tym, że cząstki rdzeniowe składają się zasadniczo z sześciennego azotku boru, z warstwy pośredniej na każdej z tych cząstek rdzeniowych, która to warstwa składa się zasadniczo z WC, przy czym ta warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych, i spoiwo zawierające żelazo, kobalt, nikiel, ich mieszaniny, ich stopy lub związki międzymetaliczne przykrywające warstwę pośrednią, przy czym to spoiwo ma grubość po spieczeniu w zakresie od 3% do 12% średnicy powleczonych cząstek, przy czym kombinacja cząstek rdzeniowych, warstwy pośredniej i spoiwa tworzy powleczoną cząstkę.
- 28. Materiał spieczony według zastrz. 27, znamienny tym, że powleczone cząstki mają przeciętny rozmiar mniejszy niż około 1000 nm.
- 29. Materiał spieczony zawierający liczne cząstki rdzeniowe, znamienny tym, że cząstki rdzeniowe składają się zasadniczo z diamentu i/lub sześciennego azotku boru z warstwy pośredniej na każdej z cząstek rdzeniowych, która to warstwa składa się zasadniczo ze związku187 539 metalu mającego większą większa odporność względną na pękanie niż cząstki rdzeniowe oraz spoiwo zawierające żelazo, kobalt, nikiel, ich mieszaniny, ich stopy lub ich związki międzymetaliczne, przy czym warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych, kombinacje cząstek rdzeniowych, warstwy wewnętrznej i spoiwa kształtującego powleczone cząstki.
- 30. Proszek składający się zasadniczo z licznych powleczonych cząstek, znamienny tym, że główna część tych powleczonych cząstek zawiera cząstki rdzeniowe składające się zasadniczo z pierwszego związku metalu mającego formułę MaXb, gdzie M stanowi metal wybrany z grupy składającej się z tytanu, cyrkonu, hafnu, wanadu, niobu, tantalu, chromu, molibdenu, wolframu, glinu i krzemu, X stanowi jeden lub więcej pierwiastków wybranych z grupy składającej się z azotu, węgla, boru i tlenu, zaś a i b stanowią liczby większe niż zero do i włącznie z liczbą cztery, oraz warstwę na każdej z tych cząstek rdzeniowych, która to warstwa składa się zasadniczo z drugiego związku metalu, odmiennego pod względem kompozycji od pierwszego związku metalu i mającego większą względną odporność na pękanie, który to drugi związek metalu ma zdolność wiązania z pierwszym związkiem metalu i ma zdolność wiązania z metalem wybranym z grupy składającej się z żelaza, kobaltu i niklu.
- 31. Proszek według zastrz. 30, znamienny tym, że powleczone cząstki mają średni rozmiar mniejszy niż około 2000 nm.
- 32. Proszek według zastrz. 30, znamienny tym, że powleczone cząstki mają średni rozmiar mniejszy niż około 1000 nm.
- 33. Proszek według zastrz. 30, znamienny tym, że warstwa ma grubość w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych.
- 34. Proszek według zastrz. 30, znamienny tym, że warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 3% do 200% średnicy cząstek rdzeniowych.
- 35. Proszek według zastrz. 30, znamienny tym, że pierwszy związek metalu składa się zasadniczo ze związku stechiometrycznego.
- 36. Proszek według zastrz. 30, znamienny tym, że pierwszy związek metalu składa się zasadniczo ze związku metalu wybranego z grupy składającej się z TiN, TiCN, T1B2, TiC, ZrC, ZrN, VC, VN, AhCty S13N4 i A1N.
- 37. Proszek według zastrz. 30, znamienny tym, że drugi związek metalu składa się zasadniczo z WC lub W2C.
- 38. Proszek według zastrz. 30, znamienny tym, że zawiera zewnętrzną warstwę spoiwa składającą się zasadniczo z metalu wybranego z grupy składającej się z żelaza, kobaltu, niklu, ich mieszanin, ich stopów, lub ich związków międzymetalicznych, przy czym ta warstwa spoiwa jest osadzona na zewnętrznej powierzchni warstwy drugiego związku metalu w postaci warstwy ciągłej.
- 39. Proszek według zastrz. 38, znamienny tym, że ciągła warstwa spoiwa jest osadzona poprzez chemiczne osadzanie oparów, rozpylanie katodowe, osadzanie karbonylowe, bezprądowe platerowanie przez natryskiwanie roztworu, elektroplaterowanie lub fizyczne osadzanie oparów.
- 40. Proszek składający się zasadniczo z licznych powleczonych cząstek, znamienny tym, że zawiera liczne cząstki rdzeniowe składające się zasadniczo z sześciennego azotku boru, z warstwy pośredniej na każdej z cząstek rdzeniowych, która to warstwa składa się zasadniczo z WC, przy czym ta warstwa pośrednia ma grubość po spieczeniu w zakresie od 5% do 25% średnicy cząstek rdzeniowych, i warstwę zewnętrzną zawierającą kobalt lub nikiel, przykrywającą tę warstwę pośrednią, przy czym kombinacja cząstek rdzeniowych, warstwy pośredniej i warstwy zewnętrznej tworzy proszek.
- 41. Proszek według zastrz. 40, znamienny tym, że cząstki stanowiące ten proszek mają średni rozmiar mniejszy niż około 1000 nm.187 539
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US4688597P | 1997-05-13 | 1997-05-13 | |
| PCT/US1998/009767 WO1998051419A1 (en) | 1997-05-13 | 1998-05-13 | Tough-coated hard powders and sintered articles thereof |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| PL336720A1 PL336720A1 (en) | 2000-07-03 |
| PL187539B1 true PL187539B1 (pl) | 2004-07-30 |
Family
ID=21945926
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| PL98336720A PL187539B1 (pl) | 1997-05-13 | 1998-05-13 | Materiał spieczony zawierający liczne cząstki rdzeniowe i proszek składający się zasadniczo z licznych powleczonych cząstek |
Country Status (22)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6372346B1 (pl) |
| EP (2) | EP1009545B1 (pl) |
| JP (3) | JP4945814B2 (pl) |
| KR (2) | KR100769157B1 (pl) |
| CN (2) | CN1077457C (pl) |
| AT (1) | ATE491528T1 (pl) |
| AU (1) | AU725818B2 (pl) |
| BR (1) | BR9809615A (pl) |
| CA (1) | CA2289200C (pl) |
| CZ (1) | CZ302016B6 (pl) |
| DE (1) | DE69842049D1 (pl) |
| DK (1) | DK1009545T3 (pl) |
| EA (1) | EA002903B1 (pl) |
| EE (1) | EE9900525A (pl) |
| ES (2) | ES2526604T3 (pl) |
| HU (1) | HU222859B1 (pl) |
| IL (1) | IL132807A0 (pl) |
| NO (1) | NO995498L (pl) |
| PL (1) | PL187539B1 (pl) |
| TW (1) | TW413644B (pl) |
| UA (1) | UA57080C2 (pl) |
| WO (1) | WO1998051419A1 (pl) |
Families Citing this family (125)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19924683C2 (de) * | 1999-05-28 | 2002-02-28 | Betek Bergbau & Hartmetall | Verfahren zur Bestückung eines Meißelkopfes eines Schaftmeißels und Meißel |
| DE10124866A1 (de) * | 2001-05-22 | 2002-12-05 | Peter Schuele | Werkzeug für Biegemaschine |
| CA2473923C (en) * | 2002-02-15 | 2009-11-10 | Nanophase Technologies Corporation | Composite nanoparticle materials and method of making the same |
| KR100797731B1 (ko) * | 2002-11-25 | 2008-01-24 | 삼성전자주식회사 | 합금 패턴 형성을 위한 유기 금속화합물의 조성물 및 이를이용한 합금 패턴 형성방법 |
| US8403037B2 (en) | 2009-12-08 | 2013-03-26 | Baker Hughes Incorporated | Dissolvable tool and method |
| US9079246B2 (en) * | 2009-12-08 | 2015-07-14 | Baker Hughes Incorporated | Method of making a nanomatrix powder metal compact |
| US9109429B2 (en) | 2002-12-08 | 2015-08-18 | Baker Hughes Incorporated | Engineered powder compact composite material |
| US8327931B2 (en) | 2009-12-08 | 2012-12-11 | Baker Hughes Incorporated | Multi-component disappearing tripping ball and method for making the same |
| US9682425B2 (en) | 2009-12-08 | 2017-06-20 | Baker Hughes Incorporated | Coated metallic powder and method of making the same |
| US9101978B2 (en) * | 2002-12-08 | 2015-08-11 | Baker Hughes Incorporated | Nanomatrix powder metal compact |
| US20050014010A1 (en) * | 2003-04-22 | 2005-01-20 | Dumm Timothy Francis | Method to provide wear-resistant coating and related coated articles |
| CN100358669C (zh) * | 2003-05-12 | 2008-01-02 | 宋健民 | 披覆焊料的钻石或立方氮化硼及其集结体及其制法 |
| JP2005305449A (ja) * | 2004-04-16 | 2005-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間加工用工具 |
| US9428822B2 (en) | 2004-04-28 | 2016-08-30 | Baker Hughes Incorporated | Earth-boring tools and components thereof including material having hard phase in a metallic binder, and metallic binder compositions for use in forming such tools and components |
| US20050211475A1 (en) * | 2004-04-28 | 2005-09-29 | Mirchandani Prakash K | Earth-boring bits |
| US7736582B2 (en) * | 2004-06-10 | 2010-06-15 | Allomet Corporation | Method for consolidating tough coated hard powders |
| CN1997475B (zh) * | 2004-06-10 | 2010-09-29 | 阿洛梅特公司 | 固结坚韧涂覆的硬质粉体的方法 |
| DE102005003755C5 (de) * | 2005-01-27 | 2011-04-07 | Ivoclar Vivadent Ag | Beschichtete Dentalpulver |
| EP1874972A4 (en) * | 2005-04-01 | 2010-03-24 | Univ Southern Illinois | INTERMETALLICALLY BOUND DIAMOND COMPOSITION COMPOSITION AND METHOD FOR FORMING OBJECTS THEREOF |
| US8637127B2 (en) | 2005-06-27 | 2014-01-28 | Kennametal Inc. | Composite article with coolant channels and tool fabrication method |
| CN101273151B (zh) * | 2005-08-16 | 2011-12-28 | 六号元素（产品）（控股）公司 | 细粒状多晶磨蚀材料 |
| US7687156B2 (en) | 2005-08-18 | 2010-03-30 | Tdy Industries, Inc. | Composite cutting inserts and methods of making the same |
| WO2007095376A2 (en) * | 2006-02-15 | 2007-08-23 | Kennametal Inc. | Method and apparatus for coating particulates utilizing physical vapor deposition |
| CN100396405C (zh) * | 2006-02-28 | 2008-06-25 | 天津大学 | 能够使熔覆层产生压缩应力的合金粉 |
| AU2007244947B2 (en) | 2006-04-27 | 2013-10-10 | Kennametal Inc. | Modular fixed cutter earth-boring bits, modular fixed cutter earth-boring bit bodies, and related methods |
| DE102006024486A1 (de) * | 2006-05-26 | 2007-11-29 | Schaeffler Kg | Kupplungsausrücklager mit einem Einstellring |
| US7757396B2 (en) * | 2006-07-27 | 2010-07-20 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Raw material powder for laser clad valve seat and valve seat using the same |
| US20080096479A1 (en) * | 2006-10-18 | 2008-04-24 | Chien-Min Sung | Low-melting point superabrasive tools and associated methods |
| MX2009003114A (es) * | 2006-10-25 | 2009-06-08 | Tdy Ind Inc | Articulos que tienen resistencia mejorada al agrietamiento termico. |
| US8512882B2 (en) * | 2007-02-19 | 2013-08-20 | TDY Industries, LLC | Carbide cutting insert |
| US7846551B2 (en) | 2007-03-16 | 2010-12-07 | Tdy Industries, Inc. | Composite articles |
| US8790439B2 (en) | 2008-06-02 | 2014-07-29 | Kennametal Inc. | Composite sintered powder metal articles |
| BRPI0913591A8 (pt) | 2008-06-02 | 2017-11-21 | Tdy Ind Inc | Carboneto cimentado - compósitos de liga metálica |
| US8137747B2 (en) | 2008-07-30 | 2012-03-20 | Honeywell International Inc. | Components, turbochargers, and methods of forming the components |
| US8322465B2 (en) | 2008-08-22 | 2012-12-04 | TDY Industries, LLC | Earth-boring bit parts including hybrid cemented carbides and methods of making the same |
| US8025112B2 (en) | 2008-08-22 | 2011-09-27 | Tdy Industries, Inc. | Earth-boring bits and other parts including cemented carbide |
| WO2010033559A1 (en) | 2008-09-16 | 2010-03-25 | Diamond Innovations, Inc. | Abrasive grains having unique features |
| US8272816B2 (en) | 2009-05-12 | 2012-09-25 | TDY Industries, LLC | Composite cemented carbide rotary cutting tools and rotary cutting tool blanks |
| US8201610B2 (en) | 2009-06-05 | 2012-06-19 | Baker Hughes Incorporated | Methods for manufacturing downhole tools and downhole tool parts |
| US8308096B2 (en) | 2009-07-14 | 2012-11-13 | TDY Industries, LLC | Reinforced roll and method of making same |
| US8440314B2 (en) * | 2009-08-25 | 2013-05-14 | TDY Industries, LLC | Coated cutting tools having a platinum group metal concentration gradient and related processes |
| US9643236B2 (en) | 2009-11-11 | 2017-05-09 | Landis Solutions Llc | Thread rolling die and method of making same |
| US8893828B2 (en) * | 2009-11-18 | 2014-11-25 | Smith International, Inc. | High strength infiltrated matrix body using fine grain dispersions |
| US8950518B2 (en) * | 2009-11-18 | 2015-02-10 | Smith International, Inc. | Matrix tool bodies with erosion resistant and/or wear resistant matrix materials |
| US10240419B2 (en) | 2009-12-08 | 2019-03-26 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Downhole flow inhibition tool and method of unplugging a seat |
| US9243475B2 (en) | 2009-12-08 | 2016-01-26 | Baker Hughes Incorporated | Extruded powder metal compact |
| US8528633B2 (en) | 2009-12-08 | 2013-09-10 | Baker Hughes Incorporated | Dissolvable tool and method |
| US9127515B2 (en) | 2010-10-27 | 2015-09-08 | Baker Hughes Incorporated | Nanomatrix carbon composite |
| US9227243B2 (en) | 2009-12-08 | 2016-01-05 | Baker Hughes Incorporated | Method of making a powder metal compact |
| MX340467B (es) | 2010-05-20 | 2016-07-08 | Baker Hughes Incorporated * | Métodos para formar al menos una porción de herramientas para perforar la tierra y artículos formados por tales métodos. |
| CA2799987A1 (en) | 2010-05-20 | 2011-11-24 | Baker Hugues Incorporated | Methods of forming at least a portion of earth-boring tools |
| WO2011146760A2 (en) | 2010-05-20 | 2011-11-24 | Baker Hughes Incorporated | Methods of forming at least a portion of earth-boring tools, and articles formed by such methods |
| US8776884B2 (en) | 2010-08-09 | 2014-07-15 | Baker Hughes Incorporated | Formation treatment system and method |
| US9090955B2 (en) | 2010-10-27 | 2015-07-28 | Baker Hughes Incorporated | Nanomatrix powder metal composite |
| CN102534277B (zh) * | 2010-12-07 | 2014-01-08 | 北京有色金属研究总院 | 一种粗颗粒及超粗颗粒硬质合金的制备方法 |
| US8631876B2 (en) * | 2011-04-28 | 2014-01-21 | Baker Hughes Incorporated | Method of making and using a functionally gradient composite tool |
| US9080098B2 (en) | 2011-04-28 | 2015-07-14 | Baker Hughes Incorporated | Functionally gradient composite article |
| US8778259B2 (en) | 2011-05-25 | 2014-07-15 | Gerhard B. Beckmann | Self-renewing cutting surface, tool and method for making same using powder metallurgy and densification techniques |
| US9139928B2 (en) | 2011-06-17 | 2015-09-22 | Baker Hughes Incorporated | Corrodible downhole article and method of removing the article from downhole environment |
| RU2470083C1 (ru) * | 2011-06-27 | 2012-12-20 | Александр Юрьевич Вахрушин | Способ получения твердого сплава на основе литого эвтектического карбида вольфрама и твердый сплав, полученный этим способом |
| US20130000985A1 (en) * | 2011-06-30 | 2013-01-03 | Gaurav Agrawal | Reconfigurable downhole article |
| US9707739B2 (en) | 2011-07-22 | 2017-07-18 | Baker Hughes Incorporated | Intermetallic metallic composite, method of manufacture thereof and articles comprising the same |
| US8783365B2 (en) | 2011-07-28 | 2014-07-22 | Baker Hughes Incorporated | Selective hydraulic fracturing tool and method thereof |
| US9643250B2 (en) | 2011-07-29 | 2017-05-09 | Baker Hughes Incorporated | Method of controlling the corrosion rate of alloy particles, alloy particle with controlled corrosion rate, and articles comprising the particle |
| US9833838B2 (en) | 2011-07-29 | 2017-12-05 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Method of controlling the corrosion rate of alloy particles, alloy particle with controlled corrosion rate, and articles comprising the particle |
| US9057242B2 (en) | 2011-08-05 | 2015-06-16 | Baker Hughes Incorporated | Method of controlling corrosion rate in downhole article, and downhole article having controlled corrosion rate |
| US9033055B2 (en) | 2011-08-17 | 2015-05-19 | Baker Hughes Incorporated | Selectively degradable passage restriction and method |
| US9856547B2 (en) | 2011-08-30 | 2018-01-02 | Bakers Hughes, A Ge Company, Llc | Nanostructured powder metal compact |
| US9109269B2 (en) | 2011-08-30 | 2015-08-18 | Baker Hughes Incorporated | Magnesium alloy powder metal compact |
| US9090956B2 (en) | 2011-08-30 | 2015-07-28 | Baker Hughes Incorporated | Aluminum alloy powder metal compact |
| US8800848B2 (en) | 2011-08-31 | 2014-08-12 | Kennametal Inc. | Methods of forming wear resistant layers on metallic surfaces |
| US9643144B2 (en) | 2011-09-02 | 2017-05-09 | Baker Hughes Incorporated | Method to generate and disperse nanostructures in a composite material |
| US9187990B2 (en) | 2011-09-03 | 2015-11-17 | Baker Hughes Incorporated | Method of using a degradable shaped charge and perforating gun system |
| US9951419B2 (en) * | 2011-09-03 | 2018-04-24 | Ying-Bing JIANG | Apparatus and method for making atomic layer deposition on fine powders |
| US9347119B2 (en) | 2011-09-03 | 2016-05-24 | Baker Hughes Incorporated | Degradable high shock impedance material |
| US9016406B2 (en) | 2011-09-22 | 2015-04-28 | Kennametal Inc. | Cutting inserts for earth-boring bits |
| US9010416B2 (en) | 2012-01-25 | 2015-04-21 | Baker Hughes Incorporated | Tubular anchoring system and a seat for use in the same |
| US9068428B2 (en) | 2012-02-13 | 2015-06-30 | Baker Hughes Incorporated | Selectively corrodible downhole article and method of use |
| JP5906813B2 (ja) * | 2012-02-29 | 2016-04-20 | 住友電気工業株式会社 | 硬質材料、並びに切削工具 |
| US9605508B2 (en) | 2012-05-08 | 2017-03-28 | Baker Hughes Incorporated | Disintegrable and conformable metallic seal, and method of making the same |
| TWI649294B (zh) * | 2012-09-27 | 2019-02-01 | 美商艾洛米特公司 | 形成具有功能梯度材料之新穎組合物的金屬或陶瓷物件的方法及含該組合物的物件 |
| EP3012336B1 (en) * | 2012-11-08 | 2019-04-03 | Hyperion Materials & Technologies (Sweden) AB | Low carbon steel and cemented carbide wear part |
| EA024836B1 (ru) * | 2012-12-20 | 2016-10-31 | Государственное Научное Учреждение "Физико-Технический Институт Национальной Академии Наук Беларуси" | Способ вакуумного нанесения металлического покрытия на частицы порошка абразивного материала |
| EA024886B1 (ru) * | 2012-12-20 | 2016-10-31 | Государственное Научное Учреждение "Физико-Технический Институт Национальной Академии Наук Беларуси" | Устройство для вакуумного нанесения металлического покрытия на частицы порошка абразивного материала |
| JP5807850B2 (ja) * | 2013-06-10 | 2015-11-10 | 住友電気工業株式会社 | サーメット、サーメットの製造方法、および切削工具 |
| RU2537678C1 (ru) * | 2013-06-19 | 2015-01-10 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт химии твердого тела Уральского отделения Российской академии наук | Способ получения нанодисперсных порошков |
| US9816339B2 (en) | 2013-09-03 | 2017-11-14 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Plug reception assembly and method of reducing restriction in a borehole |
| JP5843171B2 (ja) * | 2013-09-25 | 2016-01-13 | 住友電気工業株式会社 | 硬質材料、及び切削工具 |
| CN104707996B (zh) * | 2013-12-11 | 2017-06-16 | 宁波晶钻工业科技有限公司 | 一种金刚石复合体以及金刚石表面金属化方法 |
| JP2014122425A (ja) * | 2013-12-26 | 2014-07-03 | Allomet Corp | 堅い被覆硬質粉体の圧密方法 |
| WO2015127174A1 (en) | 2014-02-21 | 2015-08-27 | Terves, Inc. | Fluid activated disintegrating metal system |
| US10865465B2 (en) | 2017-07-27 | 2020-12-15 | Terves, Llc | Degradable metal matrix composite |
| US11167343B2 (en) | 2014-02-21 | 2021-11-09 | Terves, Llc | Galvanically-active in situ formed particles for controlled rate dissolving tools |
| US10689740B2 (en) | 2014-04-18 | 2020-06-23 | Terves, LLCq | Galvanically-active in situ formed particles for controlled rate dissolving tools |
| RU2016136079A (ru) * | 2014-03-03 | 2018-04-04 | Пикосан Ой | Защита внутренней части контейнера для газа покрытием, полученным методом атомно-слоевого осаждения |
| JP5807851B1 (ja) * | 2014-04-10 | 2015-11-10 | 住友電気工業株式会社 | サーメット、および切削工具 |
| WO2015195766A1 (en) * | 2014-06-20 | 2015-12-23 | Borgwarner Inc. | Turbocharger with adjustable vanes |
| CN104259787B (zh) * | 2014-09-28 | 2017-02-01 | 哈尔滨工业大学（威海） | 一种粉末形变钨铜复合材料细管的制备方法 |
| WO2016118551A1 (en) * | 2015-01-21 | 2016-07-28 | Sikorsky Aircraft Corporation | Cold spray process using treated metal powder |
| US9910026B2 (en) | 2015-01-21 | 2018-03-06 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | High temperature tracers for downhole detection of produced water |
| US10378303B2 (en) | 2015-03-05 | 2019-08-13 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Downhole tool and method of forming the same |
| CN106031948A (zh) * | 2015-03-11 | 2016-10-19 | 南京中科煜宸激光技术有限公司 | 一种激光熔覆粉末及制备方法 |
| US10221637B2 (en) | 2015-08-11 | 2019-03-05 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Methods of manufacturing dissolvable tools via liquid-solid state molding |
| US10227827B2 (en) | 2015-09-09 | 2019-03-12 | Baker Hughes Incorporated | Methods of forming polycrystalline diamond compacts and earth-boring tools |
| US10016810B2 (en) | 2015-12-14 | 2018-07-10 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Methods of manufacturing degradable tools using a galvanic carrier and tools manufactured thereof |
| WO2017161282A1 (en) * | 2016-03-18 | 2017-09-21 | Baker Hughes Incorporated | Methods of forming a cutting element including a multi-layered cutting table, and related cutting elements and earth-boring tools |
| CN106001550B (zh) * | 2016-06-03 | 2018-10-19 | 广东工业大学 | 一种以TiC-Ni-Mo2C合金为耐磨相的耐磨金属陶瓷及其制备方法与应用 |
| DE102016111122A1 (de) | 2016-06-17 | 2017-12-21 | Hoerbiger Antriebstechnik Holding Gmbh | Gesinterter Reibwerkstoff für einen Reibbelag |
| FR3055813B1 (fr) | 2016-09-09 | 2020-06-26 | H.E.F | Poudre multimateriaux a grains composites pour la synthese additive |
| CN110546120A (zh) | 2017-04-20 | 2019-12-06 | 劳力士有限公司 | 陶瓷组件的制造 |
| US10815748B1 (en) | 2017-05-19 | 2020-10-27 | Jonathan Meeks | Dissolvable metal matrix composites |
| US10344717B2 (en) * | 2017-07-31 | 2019-07-09 | Phillips & Temro Industries Inc. | Intake air heater assembly having insulated bushing |
| DE102018103319A1 (de) * | 2018-02-14 | 2019-08-14 | Iwis Motorsysteme Gmbh & Co. Kg | Metallbauteil |
| US11167375B2 (en) | 2018-08-10 | 2021-11-09 | The Research Foundation For The State University Of New York | Additive manufacturing processes and additively manufactured products |
| CN109439973B (zh) * | 2018-12-27 | 2020-08-14 | 吉林大学 | 一种基于多相混杂尺度陶瓷颗粒的铝硅合金及其制备方法 |
| US12331397B2 (en) * | 2019-05-29 | 2025-06-17 | Oerlikon Surface Solutions Ag, Pfäffikon | Coated forming tools with enhanced performance and increased service life |
| US11043352B1 (en) | 2019-12-20 | 2021-06-22 | Varex Imaging Corporation | Aligned grain structure targets, systems, and methods of forming |
| CN111041321A (zh) * | 2019-12-24 | 2020-04-21 | 浙江恒大数控装备有限公司 | 一种用于机床导轨的金属陶瓷及其制备工艺 |
| ES2843747B2 (es) * | 2020-01-20 | 2023-05-24 | Mecanizacion Ind Astillero S A | Cilindros para laminacion con un recubrimiento de aleaciones de carburo de tungsteno y procedimiento de obtencion de los mismos |
| CN113307630B (zh) * | 2021-04-28 | 2023-03-24 | 中国有色桂林矿产地质研究院有限公司 | 一种超细复合粉体及其制备方法 |
| CN114231817B (zh) * | 2021-11-22 | 2023-04-07 | 佛山骏隆科技有限公司 | 一种高温耐氧化导电的超硬复合材料及其制备方法 |
| CN115283669B (zh) * | 2022-08-08 | 2023-10-13 | 洛阳金鹭硬质合金工具有限公司 | 一种高温炉辊表面防护涂层用热喷涂粉末及其制备方法 |
| CN115517535B (zh) * | 2022-09-30 | 2025-11-07 | 武汉苏泊尔炊具有限公司 | 用于锅具的导磁材料、其制备方法和包括导磁材料的锅具 |
| CN116393695A (zh) * | 2023-02-02 | 2023-07-07 | 西安稀有金属材料研究院有限公司 | 一种壳核结构钛基复合粉体及复合材料制备方法 |
| CN117655339B (zh) * | 2023-10-31 | 2025-09-23 | 广东省科学院新材料研究所 | 一种适用于3d打印的纳米颗粒增强1050铝丝材及其制备方法 |
Family Cites Families (30)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE329799B (pl) * | 1969-02-07 | 1970-10-19 | Nordstjernan Rederi Ab | |
| US3871840A (en) * | 1972-01-24 | 1975-03-18 | Christensen Diamond Prod Co | Abrasive particles encapsulated with a metal envelope of allotriomorphic dentrites |
| US3971656A (en) * | 1973-06-18 | 1976-07-27 | Erwin Rudy | Spinodal carbonitride alloys for tool and wear applications |
| US4063907A (en) * | 1975-07-28 | 1977-12-20 | General Electric Company | Modifying the surface of diamond particles |
| ZA781390B (en) * | 1978-03-09 | 1979-04-25 | De Beers Ind Diamond | The metal coating of abrasive particles |
| EP0012631B1 (en) * | 1978-12-18 | 1983-01-12 | De Beers Industrial Diamond Division (Proprietary) Limited | Coated abrasive pellets and method of making same |
| JPS59229431A (ja) * | 1983-05-20 | 1984-12-22 | Mitsubishi Metal Corp | 切削工具用高靭性サ−メツトの製造法 |
| DE3546113A1 (de) * | 1985-12-24 | 1987-06-25 | Santrade Ltd | Verbundpulverteilchen, verbundkoerper und verfahren zu deren herstellung |
| JPH0617531B2 (ja) * | 1986-02-20 | 1994-03-09 | 日立金属株式会社 | 強靭性サ−メツト |
| US5062865A (en) * | 1987-12-04 | 1991-11-05 | Norton Company | Chemically bonded superabrasive grit |
| JP2909744B2 (ja) * | 1988-06-09 | 1999-06-23 | 日新製鋼株式会社 | 微粉末を被覆する方法と装置 |
| EP0448572B1 (de) * | 1988-12-16 | 1993-06-09 | Krupp Widia GmbH | Hartmetallverbundkörper und verfahren zu seiner herstellung |
| US5167943A (en) * | 1989-06-06 | 1992-12-01 | Norton Company | Titanium nitride coated silicon carbide materials with an interlayer resistant to carbon-diffusivity |
| DE69028360T2 (de) | 1989-06-09 | 1997-01-23 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Verbundmaterial sowie Verfahren zu seiner Herstellung |
| EP0417333B1 (en) * | 1989-09-11 | 1996-12-27 | Mitsubishi Materials Corporation | Cermet and process of producing the same |
| GB2242443B (en) | 1990-03-28 | 1994-04-06 | Nisshin Flour Milling Co | Coated particles of inorganic or metallic materials and processes of producing the same |
| SE9004123D0 (sv) * | 1990-12-21 | 1990-12-21 | Sandvik Ab | Diamantimpregnerat haardmaterial |
| KR100260367B1 (ko) * | 1991-03-14 | 2000-12-01 | 제이 엘. 차스킨 | 멀티그레인 연마 입자 |
| US5211726A (en) * | 1991-03-14 | 1993-05-18 | General Electric Company | Products and process for making multigrain abrasive compacts |
| US5106392A (en) * | 1991-03-14 | 1992-04-21 | General Electric Company | Multigrain abrasive particles |
| US5614320A (en) | 1991-07-17 | 1997-03-25 | Beane; Alan F. | Particles having engineered properties |
| US5453293A (en) | 1991-07-17 | 1995-09-26 | Beane; Alan F. | Methods of manufacturing coated particles having desired values of intrinsic properties and methods of applying the coated particles to objects |
| JPH05186844A (ja) * | 1992-01-09 | 1993-07-27 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 高密度相窒化ホウ素基焼結体 |
| US5232469A (en) | 1992-03-25 | 1993-08-03 | General Electric Company | Multi-layer metal coated diamond abrasives with an electrolessly deposited metal layer |
| US5250086A (en) | 1992-03-25 | 1993-10-05 | General Electric Company | Multi-layer metal coated diamond abrasives for sintered metal bonded tools |
| ZA934588B (en) * | 1992-06-29 | 1994-02-01 | De Beers Ind Diamond | Abrasive compact |
| JP4016091B2 (ja) * | 1993-08-12 | 2007-12-05 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 被覆セラミックス粒子、セラミックス基焼結体及びその製造法 |
| CH686888A5 (fr) | 1993-11-01 | 1996-07-31 | Ufec Universal Fusion Energy C | Matériau composite céramo-métallique à haute tenacité et procédé pour sa fabrication. |
| JPH0881271A (ja) * | 1994-09-14 | 1996-03-26 | Hitachi Tool Eng Ltd | ３相構造を有する超高圧相の焼結体及びその製法 |
| JP3007284B2 (ja) * | 1995-07-03 | 2000-02-07 | 株式会社不二越 | 代替フロン用耐摩耗サーメット合金製ベーン |
-
1998
- 1998-05-13 BR BR9809615-0A patent/BR9809615A/pt not_active IP Right Cessation
- 1998-05-13 WO PCT/US1998/009767 patent/WO1998051419A1/en not_active Ceased
- 1998-05-13 UA UA99126786A patent/UA57080C2/uk unknown
- 1998-05-13 JP JP54949398A patent/JP4945814B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1998-05-13 ES ES08007312.5T patent/ES2526604T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1998-05-13 EP EP98922257A patent/EP1009545B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-05-13 EA EA199901033A patent/EA002903B1/ru not_active IP Right Cessation
- 1998-05-13 KR KR1019997010526A patent/KR100769157B1/ko not_active Expired - Fee Related
- 1998-05-13 PL PL98336720A patent/PL187539B1/pl unknown
- 1998-05-13 CN CN98805014A patent/CN1077457C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1998-05-13 DK DK98922257.5T patent/DK1009545T3/da active
- 1998-05-13 EP EP08007312.5A patent/EP2009124B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-05-13 EE EEP199900525A patent/EE9900525A/xx unknown
- 1998-05-13 AU AU74846/98A patent/AU725818B2/en not_active Ceased
- 1998-05-13 CA CA002289200A patent/CA2289200C/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-05-13 CZ CZ0403199A patent/CZ302016B6/cs not_active IP Right Cessation
- 1998-05-13 KR KR1020067026183A patent/KR100813431B1/ko not_active Expired - Fee Related
- 1998-05-13 AT AT98922257T patent/ATE491528T1/de active
- 1998-05-13 ES ES98922257T patent/ES2357806T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1998-05-13 DE DE69842049T patent/DE69842049D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-05-13 HU HU0002738A patent/HU222859B1/hu not_active IP Right Cessation
- 1998-05-13 US US09/423,229 patent/US6372346B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-05-13 IL IL13280798A patent/IL132807A0/xx not_active IP Right Cessation
- 1998-08-19 TW TW087113672A patent/TW413644B/zh not_active IP Right Cessation
-
1999
- 1999-11-10 NO NO995498A patent/NO995498L/no unknown
-
2001
- 2001-03-27 CN CNB011124121A patent/CN1196540C/zh not_active Expired - Fee Related
-
2011
- 2011-02-10 JP JP2011027681A patent/JP2011168891A/ja not_active Withdrawn
-
2014
- 2014-01-17 JP JP2014007115A patent/JP2014132117A/ja active Pending
Also Published As
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| PL187539B1 (pl) | Materiał spieczony zawierający liczne cząstki rdzeniowe i proszek składający się zasadniczo z licznych powleczonych cząstek | |
| CN102548932B (zh) | 固结在韧性基质材料中的韧性经涂布硬质颗粒 | |
| JPH10512624A (ja) | 超微粒子の固溶体粉末からつくられたセメント接合されたセラミックス工具、その製造法、およびその材料 | |
| CN102286744A (zh) | 耐磨和低摩擦涂层以及涂有所述涂层的制品 | |
| EP1801248A2 (en) | Wear resistant low friction coating composition, coated components, and method for coating thereof | |
| JP2020510540A (ja) | 被覆工具 | |
| JP2001179507A (ja) | 切削工具 | |
| HK1127629A (en) | Tough-coated hard powders and sintered articles thereof | |
| MXPA99010407A (en) | Tough-coated hard powders and sintered articles thereof | |
| Toth et al. | Tough-coated hard powders for hardmetals of novel properties | |
| HK1028368B (en) | A kind of material | |
| JPS63286551A (ja) | 超硬質炭窒化物合金 |