專利名稱：表面硬化的功能梯度硬質(zhì)合金及其制備方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種表面硬化的功能梯度硬質(zhì)合金及其制備方法，是利用液相燒結 來制備硬質(zhì)合金且該液相燒結可以是現(xiàn)有的標準方法，這些標準方法例如包括制備碳化 鎢-鈷(WC-Co)粉末且該粉末為碳化鎢、鎢、碳及鈷等粉末的混合、以及將這些粉末壓制在 一起。在其它實施例中，這些粉末可以利用一些現(xiàn)有技術來壓制，像是單軸冷壓法。
在粉末壓制完后，可以利用一些標準的燒結工藝來燒結這粉末，如在真空中保持 140(TC的溫度?，F(xiàn)有的燒結工藝可以制備出一均勻的硬質(zhì)合金，也就是碳化鎢(WC)基體 中鈷的數(shù)量是均勻分布在整個試樣中。但是在本實施例中，除了通過前述標準的燒結工 藝之外，可以多增加一個用于制備功能梯度硬質(zhì)合金(Functionally graded cemented tungsten carbide, FGM WC-Co)的步驟，這步驟其實是一種熱處理的步驟。這個熱處理步 驟可以在同一個燒結爐中施行，而無需從燒結爐中移走試樣，或者是在另一個不同的燒結 爐中施行一分開的熱循環(huán)(Thermal cycle)，也就是另一分開的熱處理流程。藉此，利用本 發(fā)明制備的功能梯度硬質(zhì)合金可以形成高度硬化及高度耐磨的表面層與韌化的核心，其中 通過10到50公斤力負荷下的標準維氏硬度試驗方法測定出該硬化表面層的硬度是高于材 料內(nèi)部中心的硬度至少30維氏硬度(VickersHardness)值。 在本實施例中，硬質(zhì)合金的高度硬化及耐磨表面層包含了具有梯度鈷含量的碳化 鴇-鈷(WC-Co)，且這表面層的鈷含量遠低于塊體的名義成分(Nominal Composition)中的 鈷含量，這名義成分是指這材料的平均成分，而不論這成分是否均勻(Homogeneous)或有 梯度。鈷含量的增加如同是表面層深度的增加，所以鈷含量的增加可以達到或甚至是優(yōu)于 復合塊體的一特定深度中的名義值。在表面層后方的復合材料內(nèi)部，也就是材料塊體，具有 鈷含量的名義平均值。表面層的鈷含量是少于鈷含量的名義平均值的90%。表面層的深度 是定義成從表面層到一特定深度之間的厚度，且在該特定深度中鈷的組成梯度上升到等于 塊體內(nèi)部的鈷組成，表面層的厚度必須大于10微米(Microns)。 為了制備前述材料，依據(jù)本發(fā)明之一實施例的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法的各 項步驟將在以下說明。 本發(fā)明可以利用現(xiàn)有的標準制備流程來制備碳化鎢_鈷(WC-Co)粉末的混合物， 其中該碳化鎢-鈷(WC-Co)粉末具有亞化學計量(Substoichiometric)的碳含量或者對于 現(xiàn)有技術而言是屬于亞化學計量中的貧碳(Carbon deficient)，這碳化鎢(WC)的亞化學 計量的碳含量配比是重量的6. 125%。在增加鈷的數(shù)量后，碳的總含量可以視鈷的含量作 比例上的減少，所以碳化鎢-鈷(WC-Co)復合材料的亞化學計量的碳含量可以表示成(VOTP =6. 125x(lit% Co/100)。舉例而言，如果該碳化鴇-鈷(WC-Co)復合材料的鈷含量是 10wt^，該碳化鎢-鈷(WC-Co)復合材料的亞化學計量的碳總含量(Cs—OTP)是5.513wt^。 但依據(jù)本發(fā)明制備的該功能梯度硬質(zhì)合金的碳化鎢-鈷(WC-Co)的起始粉末混合物的碳含 量必須小于此碳總含量(Cs—eQMP)。 依據(jù)本發(fā)明一實施例，該起始粉末的碳含量是高到足以使該硬質(zhì)合金的碳化 鴇-鈷(WC-Co)復合材料在經(jīng)過熱處理過程及燒結過程中或之后的任何時間里的任何溫度
下都不會出現(xiàn)n相，n相是一種不需要的鎢及鈷的脆性復合碳化物，具有典型的Co,3C配 比，這個Co,^配比在碳總含量過低的時候會形成。沒有n相的硬質(zhì)合金復合材料的最低 碳總含量可以用cn來表示，在鈷含量增加時此最低碳總含量(cn)反而會隨之降低。舉 例而言，如果該碳化鎢-鈷(WC-Co)復合材料的鈷含量是10wt^，該碳化鎢-鈷(WC-Co)復合材料的最低碳總含量(Cn)會是5.390wt^。因此，對于鈷含量10wt^的硬質(zhì)合金，該碳 化鎢_鈷(WC-Co)起始粉末混合物的碳總含量應該是在5. 390wt^到5. 513wt^之間的范 圍內(nèi)。換句話說，依據(jù)本發(fā)明的碳化鎢-鈷(WC-Co)起始粉末混合物的碳總含量應該大于 最低總碳含量(Cn)但小于亞化學計量的碳總含量(Cs—TOMP)。 依據(jù)本發(fā)明一實施例，熱處理必須在一特定的溫度范圍內(nèi)執(zhí)行，該特定溫度范圍 是指一種三相共存溫度范圍可以使固相碳化鎢(WC)與液相鈷的共存如同與固相鈷共存一 樣，這是一個確認有取得重要鈷梯度的重要因素。一般而言，熱處理的溫度可以是125(TC到 130(TC之間的溫度范圍內(nèi)。當數(shù)種其它過渡元素如釩(V)、鉻(Cr)、鉭(Ta)、鈮、鈦(Ti)及 鉬(Mo)的碳化物加入時，加熱溫度應該偏低，因為三相共存溫度范圍變低。因此，在其它實 施例中，形成硬質(zhì)合金的碳化鎢-鈷(WC-Co)粉末可以包含鈦、鉭、鉻、鉬、鈮、釩元素及/或 鈦、鉭、鉻、鉬、鈮、釩各元素的碳化物的其中之一或組合。 依據(jù)另一發(fā)明精神的熱處理必須在滲碳氣氛(Carburizing atmosphere)中執(zhí)行， 且這滲碳氣氛可以選用多種氣體，該多種氣體可以在高于1大氣壓力(atm)到低于160乇 (torr)之間的氣壓范圍中混合。如果使用甲烷與氫氣的混合物，該混合物的(PJ7Pom分 壓比值是與該混合物的滲碳能力成反比，且分壓比值不能大于1000。所以依據(jù)本發(fā)明的實 施例，該滲碳氣氛可以是一種由(PH2)7Pc鵬分壓比范圍從1000到10的氫(H2)及甲烷(CH4) 構成的滲碳氣體混合物，也可以是一種由(PH2)7Pc鵬分壓比在范圍600到100之間的氫(H2) 及甲烷(CH4)構成的滲碳氣體混合物。 依據(jù)另一發(fā)明精神的熱處理可以作為其中一新增步驟加入一標準燒結循環(huán)中，而 無需從燒結爐中移走試樣。換句話說，所需的功能梯度硬質(zhì)合金(FGM WC-Co)復合材料可 以利用粉末在單一熱循環(huán)中生產(chǎn)出來，這是因為鈷梯度形成的動力學速率(Kinetic rate) 夠快的緣故。如果需要的話，也可以分開使用兩個熱處理流程。 以下即是本發(fā)明原理的詳細說明。圖2是一種鎢-鈷-碳(WC-Co-C)體系的三元 相圖的中間部位，該鎢-鈷-碳(WC-Co-C)體系包含10%的鈷含量且形成一碳化鎢、液相 鈷及固相鈷共存的三相區(qū)域。在形成三相相平衡(Three-phaseequilibrium)的溫度范圍 中，該液相鈷的體積分數(shù)(Volume fraction)是碳含量的函數(shù)。例如在130(TC時，H點的 液相體積分數(shù)是100% ;反之，L點的液相體積分數(shù)接近零。因此，如果有一個碳化鎢_鈷 (WC-Co)復合材料的碳含量梯度越過這兩點H和L之間的范圍，也會形成該液相體積分數(shù)的 梯度，且此種液相體積分數(shù)的梯度會造成液相鈷的相遷移。依據(jù)本發(fā)明，在一滲碳氣氛中以 熱處理充分硬質(zhì)合金(WC-Co)材料的試樣，即可形成碳梯度，且如圖2所示，此碳化鎢-鈷 (WC-Co)材料應該具有一少于Q且最好是少于(^的起始碳含量。經(jīng)由滲碳熱處理，在接近 碳化鎢-鈷(WC-Co)材料表面之處的碳含量會小幅度增加，致使該材料表面及其內(nèi)部之間 形成碳梯度，以及使接近碳化鎢-鈷(WC-Co)材料表面的液相鈷體積分數(shù)顯著的增加。材 料表面的液相鈷的增加將會破壞液相鈷的分布平衡且會誘導鈷元素從液相鈷較多的表面 區(qū)域遷移到液相鈷較少的核心區(qū)域。因此，藉由滲碳熱處理，材料表面的低鈷含量將創(chuàng)造出 連續(xù)的鈷梯度。 以下將以數(shù)個實施例說明本發(fā)明的技術方案，其中雖以鈷含量占整體重量10% (即10wt% )的碳化鎢-鈷(WC-Co)粉末為例加以說明但不因此限定本發(fā)明的權利范圍， 本發(fā)明的技術方案仍可應用在其它具有不同鈷含量的碳化鎢-鈷(WC-Co)材料。例如，具有6%到25%的鈷的名義成分值范圍的碳化鎢_鈷(WC-Co)材料仍可使用相同的梯度及流 程。此外，可理解到的是，其中的鈷元素可以部份或全部被其它過渡元素如鎳(Ni)及/或 鐡(Fe)所取代。 表一示范碳化鎢-鈷(WC-Co)粉末的成份，其中10Cofc—)代表經(jīng)由亞化學計量計量 出鈷的總含量是10wt^。事先將鎢粉加入工業(yè)碳化鎢(WC)及鈷粉中以降低其碳總含量。 接著通過磨碎機(Attritor mill)將這粉末混合物在庚烷(H印tane)中碾磨四小時后形 成球狀。將碾磨好的粉末置于旋轉(zhuǎn)蒸發(fā)器(Rotov即)中以8(TC干燥。然后通過冷壓法以 200Mpa的壓力將粉末壓制成數(shù)個具有2x0. 5x0. 7cm3大小的綠色致密試樣。接著將這些綠 色致密試樣置于真空中以140(TC的溫度燒結1小時。 在混合了甲烷(CH4)的氫(H2)的滲碳氣氛中，對已燒結的試樣施行數(shù)次滲碳熱處 理，且這些滲碳熱處理分別在140(TC、130(TC及125(TC三個不同溫度下施行。為了在三相 區(qū)域滲碳以得到前述所需的鈷梯度，所以選擇130(TC作為滲碳熱處理的操作溫度，但三相 區(qū)域以外的其它區(qū)域則選用另兩個溫度140(TC及125(TC來作比較。在碳化鎢-鈷(WC-Co) 試樣的兩相區(qū)域中，140(TC是典型的液相燒結溫度，但在130(TC時，該碳化鎢-鈷(WC-Co) 體系完全是固相態(tài)。在130(TC中保持15分鐘至180分鐘，可以發(fā)現(xiàn)時間會造成影響。為了 了解滲碳氣氛的影響，使用的氣體混合物的氫(H2)對甲烷(CH4)配比變化是在150到300 的(PH2)7Pc鵬分壓比范圍中。 將數(shù)個處理后的試樣與數(shù)個未經(jīng)處理的試樣作比較，可以測出滲碳氣氛的影響。 為了分析這些試樣，通過拋光以及Murakami劑10秒腐蝕這些試樣的截面，以判斷是否有 。0,3<:的成分(即n相)出現(xiàn)。通過能譜儀(Energydispersive spectroscopy,ESD)技術可 以量測出垂直于試樣表面的數(shù)個鈷濃度分布，其中掃描這些試樣截面上一個10 ii mxl40 ii m
的矩形區(qū)域來取得鈷含量的每一數(shù)據(jù)點的平均值，這些數(shù)據(jù)的標準變化值會少于測得的鈷 含量的10%。
表一
試樣起始的鈷總含量(wt% )起始的碳總含量(wt%)
10Co(c—)10. 05. 425(鈷含量10wt^的碳化鎢(WC_10wt% Co)的亞化學計量的碳含量是5. 513% )
溫度對鈷梯度形成的影響 前述燒結試樣是分別在140(TC、130(TC及125(TC三個不同溫度下施行滲碳熱處 理。圖3是一個鈷含量10% (10Co(c—))的燒結試樣的鈷分布結構圖，其中顯示在一 (PH2)7 PcM氣體分壓比為200的固定滲碳氣氛中溫度的影響，且該熱處理溫度的保持時間為60分 鐘。如圖3所示，在溫度130(TC下處理的試樣會出現(xiàn)連續(xù)的鈷梯度如同是表面層深度但未 經(jīng)處理的試樣的鈷含量分布是呈現(xiàn)扁平狀的，其中在大約80iim深度的鈷含量從4^增加 到12%，再深入該試樣內(nèi)部，可以發(fā)現(xiàn)該鈷含量是逐漸達到名義成分值的鈷含量。
在進行熱處理之前，燒結試樣的微觀結構(如圖4a所示)是不均勻的且它既非游 離碳，也不是n相。在進行熱處理后，從試樣表面向內(nèi)發(fā)展成梯度結構(如圖4b所示)。 這燒結試樣的表面區(qū)域的微觀結構是比試樣內(nèi)部的結構明顯且具有較少的鈷含量。因為沒
9有從中發(fā)現(xiàn)游離碳，這代表在滲碳過程中沒有過度滲碳。 然而如圖3所示，試樣在140(TC與125(TC的兩個處理溫度中沒有形成鈷梯度。當 試樣的處理溫度為1400°C (即液相燒結溫度)且處于與130(TC熱處理相同的滲碳氣氛 中時，試樣表面會形成數(shù)量顯著的游離碳但沒有出現(xiàn)鈷梯度。此外，當試樣的處理溫度為 1250°C (即液相燒結溫度)且處于前述相同滲碳氣氛中時，試樣的微觀結構會從起始狀態(tài) 起了小變化，它既不是鈷梯度也不是游離碳相。這結果代表通過以液相鈷及固相鈷共存溫 度的滲碳熱處理，將可發(fā)展出沒有游離石墨或n相的鈷梯度結構。為了顯現(xiàn)出形成鈷梯度 的數(shù)種其它因素，可以選用130(TC作為熱處理溫度。
滲碳氣氛的氣體配比對鈷梯度形成的影響 因為試樣表面到內(nèi)部的碳含量梯度可以誘導液相遷移，滲碳氣氛中碳的化學勢相 對于試樣中碳的化學勢在邏輯上是一個重要的因子。為分析碳化學勢的影響，利用300到 150的(PJ7P,分壓比范圍來改變氫(H2)與甲烷(CH4)的配比，從而控制滲碳熱處理的氣 氛，其中以130(TC的溫度持續(xù)60分鐘熱處理該燒結試樣(如

圖1)。 圖5是一個鈷含量10% (10Co(c—))的試樣的鈷分布結構圖，其中該試樣通過各種 (Pj7PaM分壓比且保持60分鐘、125(TC溫度的滲碳氣氛來進行熱處理。如圖5所示。該 試樣在各種氣氛條件下形成的鈷梯度都顯示出類似的走向，唯這些鈷梯度的深度及幅度都 不一樣，其中需要注意的一點是，在這些通過滲碳氣氛處理的試樣上沒有發(fā)現(xiàn)游離石墨。在 每一個連續(xù)的鈷濃度分布中，鈷梯度的幅度是被定義成最高鈷含量及最低鈷含量之間的差 值。通過增加混合氣體中甲烷(CH4)的體積分數(shù)(Volume fraction)，會在較深的表面深 度中形成具較大幅度的鈷梯度。通過300或200的(PJ7P,分壓比的滲碳氣氛的處理， 從試樣的表面深度到核心的鈷含量會穩(wěn)定增加，直到鈷含量接近一名義成分值(Nominal value)。但是對于通過175及150的(PH2)2/Pffl4氣氛分壓比處理的試樣而言，鈷含量會先 逐步增加，從試様表面的最低鈷含量到達一個峰值且該峰值明顯的大于塊體的名義成分值 (如圖5所示)；接著，該鈷含量會逐步減少降到名義鈷含量。從中可以理解的是，碳擴散與 液相遷移兩過程并發(fā)下的動力學速率(kinetic rate)會限定在名義成分鈷含量以上的鈷 含量的建立。根據(jù)上述結果可理解到，滲碳氣氛的各種甲烷(CH4)的氫(H2)的氣體配比會 顯著的影響鈷梯度的形成。通過(PJ7P,分壓比為150的滲碳氣氛處理，在試樣的表面深 度大約350微米(Micros)處的鈷含量會從4%變?yōu)?0%。
保持時間對鈷梯度形成的影響 熱處理時間對鈷梯度形成的影響也是一個重要的層面。依據(jù)本發(fā)明的實施例，試 樣是通過(PH2)7Pra4分壓比為200且保持在固定溫度130(TC的固定滲碳熱處理，且保持時 間從15分鐘變成180分鐘。圖6繪出每一個處理過的試樣的鈷梯度。類似前述的走向，從 試樣的表面深度向內(nèi)到核心的鈷含量會穩(wěn)定增加，直到鈷含量接近名義值。其次，可以發(fā)現(xiàn) 到鈷梯度的深度及幅度兩者隨著熱處理時間而增加。此結果清楚的說明，通過滲碳熱處理 處理已燒結的試樣，可以創(chuàng)造出硬質(zhì)合金的試樣表面區(qū)域中的鈷梯度。鈷梯度的形成可能 會受到下列兩個處理過程的結果影響(l)由于碳含量梯度構成的碳擴散；以及(2)如同碳 含量的作用，液相鈷的體積分布梯度誘導出液相鈷的相遷移。有關鈷梯度形成的機制可以 參考圖7所示。 正如前述，依據(jù)本發(fā)明，通過滲碳熱處理處理已燒結的試樣，可以創(chuàng)造出硬質(zhì)合金的試樣表面區(qū)域中的鈷梯度。這結果類似于美國專利公告第5， 453， 241號、第5， 549， 980號 及第5，856，626號介紹的雙相結構(Dual Phase, DP)梯度硬質(zhì)合金制備過程產(chǎn)生的結果。
在現(xiàn)有雙相結構(Dual Phase,DP)梯度硬質(zhì)合金制備過程中需要n相的出現(xiàn)，n 相存在于滲碳熱處理之前與之后，經(jīng)由n相與碳產(chǎn)生反應以形成碳化鎢(WC)及鈷(Co)，這 反應會釋放很多液相鈷，造成局部區(qū)域中鈷含量的瞬態(tài)增加，瞬態(tài)增加的鈷含量會遷移且
形成一鈷梯度層。如同之前的說明，若碳化鎢-鈷(wc-co)復合材料出現(xiàn)n相會導致脆性
的問題，特別是不利于成品。為了消除整個碳化鎢-鈷(WC-Co)復合材料的脆性問題，表面
層要作得夠厚，依次限制表面層結構的影響。利用現(xiàn)有雙相結構梯度硬質(zhì)合金制備過程的 制備品具有一硬化表面及一較硬且較脆的核心。相反的，依據(jù)本發(fā)明之制備的碳化鎢-鈷
(WC-Co)復合材料具有一硬化表面及一個較軟且較有韌性的核心。此外，依據(jù)本發(fā)明之制備
的硬質(zhì)合金不需要將其表面層加到很厚。事實上，為了獲得耐磨性及韌性的最佳結合，具有
梯度鈷成份的表面層厚度應該少于整個厚度或復合材料相關尺寸的io%。
此外，依據(jù)本發(fā)明的起始粉末混合物的碳含量是高于最低碳總含量(cn)且此碳
化鎢-鈷(WC-Co)復合材料在燒結處理及/或熱處理過程中或之后的任何時間及任何溫度
下不包含n相。 此外，依據(jù)本發(fā)明的硬質(zhì)合金的碳化鎢-鈷(WC-Co)復合材料是在三相共存溫度
范圍中施行滲碳熱處理，但現(xiàn)有雙相結構(Dual Phase, DP)梯度硬質(zhì)合金制備技術是依靠
使用液相燒結溫度的熱處理，其中液相燒結溫度是一種二相共存溫度范圍。 本發(fā)明已由上述相關實施例加以描述，然而上述實施例僅為實施本發(fā)明的范例。
必需指出的是，已公開的實施例并未限制本發(fā)明的范圍。在本發(fā)明權利要求書的基礎上所
做的任何的等效修改或變更均應該包括于本發(fā)明的范圍內(nèi)。
權利要求
一種硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，包括下列步驟制備碳化鎢-鈷(WC-Co)粉末；壓制該碳化鎢-鈷粉末；燒結該碳化鎢-鈷粉末；以及在具有滲碳氣氛的爐中熱處理該已燒結的碳化鎢-鈷粉末以形成硬質(zhì)合金，且其特征在于熱處理步驟后的硬質(zhì)合金具有一表面層，表面層的鈷含量低于硬質(zhì)合金的一塊體的名義成分值的鈷含量，以及前述熱處理步驟的溫度范圍是一個固相碳化鎢、液相鈷及固相鈷三相共存的溫度范圍。
2. 如權利要求1所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該碳 化鎢_鈷粉末具有亞化學計量的碳含量。
3. 如權利要求1所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該碳 化鎢-鈷粉末具有的亞化學計量的碳含量是高于該碳化鎢-鈷粉末在前述燒結步驟或熱處理步驟中或之后的任何時間及任何溫度下會導致n相的一碳含量。
4. 如權利要求1所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該滲 碳氣氛是一種由(Pj7PcM分壓比范圍從1000到10的氫(H2)及甲烷(CH4)構成的滲碳氣 體混合物。
5. 如權利要求1所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該滲碳氣氛是一種由(PH2)7PCH4分壓比在范圍600到100之間的氫(H2)及甲烷(CH4)構成的滲 碳氣體混合物。
6. 如權利要求1所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該已 燒結的碳化鎢-鈷粉末是以125(TC及130(TC之間的溫度范圍進行熱處理。
7. 如權利要求1所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該燒 結步驟及熱處理步驟皆在同一爐的熱循環(huán)中施行，且在該燒結步驟后無需從該爐中移走此 該已燒結的碳化鎢-鈷粉末。
8. 如權利要求1所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該燒結步驟及熱處理步驟是在兩個分開的爐中施行，所以有兩個分開的熱循環(huán)。
9. 如權利要求1所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該碳化鎢-鈷粉末包含鈦、鉭、鉻、鉬、鈮、釩元素及/或鈦、鉭、鉻、鉬、鈮、釩各元素的碳化物的其中之一或組合。
10. 如權利要求l所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金的制備方法，其特征在于該碳化鎢-鈷粉末包含鎳(Ni)及/或鐡(Fe)以取代部份或全部的鈷。
11. 一種硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金，通過一制備方法制成，該制備方法下列步驟制備碳化鎢-鈷(WC-Co)粉末、壓制該碳化鎢_鈷粉末、燒結該碳化鎢_鈷粉末、以及在具 有滲碳氣氛的爐中熱處理該已燒結的碳化鎢-鈷粉末以形成硬質(zhì)合金，且該硬質(zhì)合金的特征在于熱處理后的硬質(zhì)合金形成一表面層，且表面層的鈷含量低于硬質(zhì)合金的一塊體的名義 成分值的鈷含量，以及在熱處理的一溫度范圍中，形成硬質(zhì)合金的該已燒結的碳化鎢-鈷 粉末具有固相碳化鎢、液相鈷及固相鈷三相共存。
12. 如權利要求11所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金，其特征在于該已燒結的碳化鎢_鈷粉末是通過一種(PH2)7PCH4分壓比范圍從1000到10的氫(H2)及甲烷(CH4)構成 的滲碳氣氛。
13. 如權利要求11所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金，其特征在于該已燒結的碳 化鎢-鈷粉末具有亞化學計量的碳含量且是以125(TC及130(TC之間的溫度范圍進行熱處理。
14. 如權利要求11所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金，其特征在于該硬質(zhì)合金具有一硬化表面層與一韌化核心，其中通過10到50公斤力負荷下的標準維氏硬度試驗方法 測定出該硬化表面層的硬度是高于材料內(nèi)部中心的硬度至少30維氏硬度值。
15. 如權利要求14所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金，其特征在于該硬質(zhì)合金的 表面層的鈷含量低于名義平均成分值的鈷含量的90%。
16. 如權利要求14所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金，其特征在于該硬質(zhì)合金中 增加的鈷含量如同是增加表面層的深度，所以鈷含量的增加可以達到或甚至是優(yōu)于硬質(zhì)合 金的名義平均成分值的鈷含量。
17. 如權利要求14所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金，其特征在于該硬質(zhì)合金的表面層的一個厚度可以大于10微米。
18. 如權利要求14所述的硬化表面的功能梯度硬質(zhì)合金，其特征在于該硬質(zhì)合金的表面層的一個厚度可以小于該材料整個厚度的10%。
全文摘要
本發(fā)明公開一種表面硬化的功能梯度硬質(zhì)合金及其制備方法，其中該硬質(zhì)合金具有一鈷含量較少的硬化表面層與一韌化核心以取得一結合硬化、耐磨性及韌性的最佳機械性能。該制備方法通過現(xiàn)有液相燒結處理以及通過一滲碳熱處理以制備出不含有η相的梯度硬質(zhì)合金及梯度硬質(zhì)合金的硬化表面層。
文檔編號C22C1/04GK101724760SQ200910127618
公開日2010年6月9日 申請日期2009年3月13日 優(yōu)先權日2008年10月28日
發(fā)明者房志剛, 范鵬, 郭軍 申請人:猶他大學研究基金會