超硬元件、 包含其的工具和制造这种超硬元件的方法 【技术领域】
本发明涉及超硬元件、 包含其的工具和制造其的方法。本发明更特别但非排它地 涉及超硬元件和包含该超硬元件的工具， 该工具用于钻地、 破裂或钻入岩石、 路面、 沥青和 其它硬质或磨料材料。此外， 本发明更具体涉及包含接合于烧结碳化物基材的多晶金刚石 组织的多晶金刚石元件， 包含其的工具和制造其的方法。背景技术
本文中所用的硬质合金 (hard metal) 是包含分散在含金属例如钴 (Co)、 镍 (Ni) 或金属合金的粘合剂相中的金属碳化物例如碳化钨 (WC) 或碳化钛 (TiC) 的晶粒的材料。 可 认为粘合剂相将所述晶粒粘结在一起作为烧结元件， 通常具有微不足道的孔隙率。最常见 的硬质合金是 Co 粘结的 WC。
超硬材料如金刚石以多种形式用于机加工、 钻孔和破碎硬质或磨料工件材料。这 些材料可以以包含形成骨架组织的金刚石晶粒的直接烧结块 ( 其限定了金刚石晶粒间的 间隙的网络 ) 的单晶或多晶组织的形式提供。该间隙可含有填料材料， 所述填料材料可包 含用于金刚石的烧结助剂， 还可能包含硬质相， 例如金属间化合物或陶瓷材料。 该填料材料 可以完全或部分去除以改变该金刚石组织材料的某些性质。
多晶金刚石 (PCD) 是包含共格 (coherent) 烧结在一起的金刚石晶粒块的超硬材 料。金刚石含量通常可为至少约 80 体积％， 并形成限定了间隙网络的骨架块。该间隙可含 有包含钴的填料材料。 许多商业开发的 PCD 材料具有至少约 1 微米的平均金刚石晶粒尺寸。 包含平均尺寸为约 0.1 微米至约 1.0 微米的金刚石晶粒的 PCD 也是已知的， 并且已经公开 了包含平均尺寸为约 5 纳米至约 100 纳米的纳米晶粒尺寸金刚石晶粒的 PCD。
硬质合金本体可用作多晶超硬材料， 特别是多晶金刚石组织的基材。包含接合于 硬质合金基材的多晶超硬组织的超硬元件可用于攻击工具和刀具， 例如镐、 冲击钻钻头和 旋转钻钻头， 这些可用在采矿、 隧道掘进、 元件以及油气工业中加工或破碎路面或岩层， 或 钻入地中。该硬质合金本体可以通过液体钎焊料接合于刀架。
PCT 专利公开号 WO 02/14568 公开了一种包含碳化钨与粘合剂合金的切削插入 件， 该基材具有主体区和粘合剂合金富集的表面区， 所述粘合剂合金富集的表面区域具有 高于基材本体区中粘合剂合金含量的最大粘合剂合金含量。 该切削插入件在该基材上可包 含硬质涂层。
PCT 专利公开号 WO 02/42515 公开了制造烧结碳化物插入件的方法。该插入件首 先在脱碳气氛中热处理以形成含有 η- 相的表面区域， 随后在中性气体气氛中或在真空中 热处理， 以便将表面区域中的 η- 相完全再转化成 WC+Co。
美国专利申请公开号 2008/0240879 公开了用于钻头刀具的块材， 该块材已经通 过浸润法 (imbibation) 处理过。
PDC( 多晶金刚石复合片 ) 或 TSP( 热稳定多晶金刚石 ) 类型的金刚石台 (table) 可以通过高压高温法直接施加到预先通过浸润法处理过的块材。 还可将该金刚石台施加到不同的均相陶瓷支承块材， 其随后通过浸润法施加到通过浸润法处理过的第一块材。
在一个实施方案中， 用于切割和 / 或研磨岩石的钻探工具 ( 例如 PDC 钻头、 TSP 钻 头、 勘探钻头、 采矿镐、 三锥齿轮钻头、 浸渍工具 ) 的刀具包含由分散在粘合剂相 ( 尤其为 WC-Co 类型 ) 中的金属碳化物构成并任选添加有金刚石的块材， 其包含由该工具的功能决 定的形式的在该粘合剂相中的连续组成梯度， 以获得富含粘合剂相的韧性芯和具有高硬度 的贫粘合剂相的表面。
该刀具还可以在块材一个面上覆盖 PDC 或 TSP 类型的金刚石台。
发明概述
本发明的目的在于提供具有提高的耐破裂性的多晶超硬元件。
本文中所用的 “超硬” 指的是具有至少约 25GPa 的维氏硬度。
本文中所用的 “金属” 指的是单质形式的金属或具有典型金属性能例如导电性的 合金。
本文中所用的 “粘合剂分数” 是在本体或其一部分中每单位体积粘合剂平均重量 与每单位体积硬质合金平均重量之比。
本文中所用的 “基本不含” 指的是如果在硬质合金本体中某种材料、 物质或相是可 检测的， 则该量太小以致于在提高的温度例如 700 至 800 摄氏度下对该硬质合金本体的性 能没有实质性影响。 本发明的第一方面提供一种超硬元件， 其包含在界面处接合于包含金属碳化物晶 粒和金属粘合剂的硬质合金本体的多晶超硬组织 ； 多晶超硬组织包含超硬材料 ； 该硬质合 金本体包含邻近该界面的表面区和远离该界面的芯区， 该表面区和芯区是邻接的， 芯区内 的平均粘合剂分数小于在表面区中的平均粘合剂分数。
本文中所用的 “基于” 指的是 “包含” 。
本文中所用的 “烧结助剂” 是能够促进超硬材料的晶粒烧结在一起的材料。用于 金刚石的已知烧结助剂材料包括铁、 镍、 钴、 锰和包括这些元素的某些合金。这些烧结助剂 还可以称为用于金刚石的溶剂 / 催化剂材料。
在一个实施方案中， 该金属粘合剂包含用于该超硬材料的烧结助剂。在一个实施 方案中， 该金属粘合剂基于钴或钴和镍。在一个实施方案中， 该金属碳化物是碳化钨。
本文中所用的 “多晶金刚石” (PCD) 是包含大量基本共生的金刚石晶粒， 形成限定 了金刚石晶粒之间间隙的骨架组织的材料， 该材料包含至少 80 体积％的金刚石。
本文中所用的 “多晶立方氮化硼” (PCBN) 是包含分散在基质中的立方氮化硼 (cBN) 晶粒的材料， 该材料包含至少 50 体积％的 cBN。
在一个实施方案中， 该多晶超硬组织包含多晶金刚石 (PCD)， 该金属粘合剂包含用 于金刚石的溶剂 / 催化剂材料。在另一实施方案中， 该多晶超硬组织包含多晶立方氮化硼 (PCBN)。
在一个实施方案中， 该粘合剂中的平均碳浓度在表面区中小于在芯区中。
η- 相组合物指的是具有通式 MxM’ 其中 M 是选自 W、 Mo、 Ti、 yCz 的碳化物化合物， Cr、 V、 Ta、 Hf、 Zr 和 Nb 的至少一种元素 ； M’ 是选自 Fe、 Co、 Ni 的至少一种元素， 且 C 是碳。 当 M 是钨 (W) 且 M’ 是钴 (Co) 时， 如是最典型组合那样， 那么 η- 相在本文中理解为指的是 Co3W3C(η-1) 或 Co6W6C(η-2)， 以及其份数低于和高于化学计量比的变体。
在一个实施方案中， 该表面区和该芯区基本不含 η- 相。在一个实施方案中， 该硬 质合金本体基本不含 η- 相， 并且在一个实施方案中该硬质合金本体基本不含 η- 相和游 离碳。
在某些实施方案中， 该表面区基本不含晶粒生长抑制剂或它们的前体。在某些实 施方案中， 该表面区基本不含铬或钒或它们的碳化物， 或其任何组合。
本发明的实施方案具有在表面区中不存在晶粒生长抑制剂的优点， 这将避免晶粒 生长抑制剂对该本体的硬质合金材料的某些性质尤其是断裂韧性的有害作用。
本文中所用的材料的磁矩 σ 的单位是微特斯拉 × 立方米 / 千克材料。由磁矩将 其乘以 4π 以获得该材料的磁饱和。
在该金属粘合剂基于钴或钴和镍的某些实施方案中， 该硬质合金的平均磁矩 σ( 以微特斯拉 × 立方米 / 千克为单位 ) 在该芯区为 0.131Y 至 0.161Y， 在该表面区为 0.110X 至 0.147X， 其中 X 和 Y 分别是在表面区和芯区的以重量％计的钴分数。在一个实施 方案中， 在芯区中的平均磁矩为至少 0.140Y， 在表面区中的平均磁矩为小于 0.140X。
在一个实施方案中， 该硬质合金在表面区中的平均磁矫顽力 Hc 为在芯区中的 5％ 以内， 或是芯区中的平均磁矫顽力的 1.05 至 1.80 倍。在一个实施方案中， 该硬质合金在表 面区中的平均磁矫顽力 Hc 为在芯区中的 5％以内。
在某些实施方案中， 该硬质合金在芯区中的平均硬度比该硬质合金在表面区中的 平均硬度高至少 2％或至少 10％。在一个实施方案中， 该硬质合金在芯区中的平均硬度比 该硬质合金在表面区中的平均硬度高最多 50％。
在一个实施方案中， 该表面区具有与 ( 邻近 ) 该芯区整体形成的层片 (stratum) 或层的形式。在某些实施方案中， 该表面区的厚度为至少约 0.2 毫米、 至少约 0.5 毫米或甚 至至少约 1 毫米。在某些实施方案中， 该表面区具有最多约 5 毫米或甚至最多约 10 毫米的 厚度。在一个实施方案中， 该表面区的厚度为 0.2 毫米至 10 毫米。在某些实施方案中并根 据表面区的厚度， 该芯区具有距离表面为约 0.5 毫米至约 15 毫米、 约 1 毫米至约 10 毫米或 约 2 毫米至约 5 毫米的最大深度。
在一个实施方案中， 芯区中的平均粘合剂分数是表面区中的平均粘合剂分数的约 5％至约 29％。
在一个实施方案中， 在表面区中的金属碳化物晶粒的平均晶粒尺寸为在芯区中的 5％以内， 或是芯区中的 1.05 至 1.50 倍。
在一个实施方案中， 表面区中的金属粘合剂分数在表面区中任何深度范围中随距 离表面的深度单调降低， 并且表面区中的硬度在表面区中任何深度范围内随距离表面的深 度单调升高。术语 “单调” 指的是该曲线是平滑的。
在一个实施方案中， 该硬质合金在芯区中的平均断裂韧性比在表面区中的高 5％ 至 50％。
在一个实施方案中， 该硬质合金以金属碳化物或粘合剂中溶体的形式包含一定浓 度的 Cr、 V、 Ta、 Ti、 Nb、 Zr、 Hf 或 Mo， 并且在一个实施方案中该浓度为 2 重量％或更低、 0.5 重量％或更低、 或甚至 0.3 重量％或更低。在一个实施方案中， 在粘合剂中的浓度在整个表 面区与芯区中基本均匀地分布。
在一个实施方案中， 该超硬元件包含多晶金刚石复合片。本发明的一个方面提供了一种包含本发明的超硬元件的实施方案的工具。
本发明的实施方案具有以下优点 ： 该硬质合金本体包含具有相对低的钴含量的相 对坚硬的芯区， 和具有相对更多钴的相对不坚硬的表面区。这使得该超硬组织在使用中具 有改善的耐破裂性， 由此延长了包含本发明的超硬元件的实施方案的工具的使用寿命。
本发明的实施方案容易钎焊到刀架上， 例如钻头， 因为表面区中过量的钴可促进 该本体表面被某些钎焊剂 (brazes) 和钎焊焊料润湿。
本文中所用的碳含量指的是在硬质合金本体或其一部分中每单位体积的总碳含 量， 包括游离的和反应的碳以及包括在金属碳化物晶粒中的碳。 “高碳含量” 理解为指的是 这样的总碳含量 ： i) 足够低， 以致基本不具有游离碳形式， 和 ii) 足够高， 以致该硬质合金 的磁矩 σ( 单位为微特斯拉 × 立方米 / 千克 ) 为 0.131Y 至 0.161Y， 其中 Y 是以重量％计 的钴分数。如本领域技术人员认识到的那样， 相应于低碳含量的碳含量范围取决于与该硬 质合金的性质与组成相关的多种因素。
生坯 (green body) 是本领域中已知的术语， 是指计划烧结但还未烧结的制品。其 通常是自支承的， 并具有计划的成品的一般形状。
按照本发明的第二方面， 提供了制造本发明第一方面的用于超硬元件的硬质合金 本体的方法， 该方法包括 ： 提供包含分散在金属粘合剂中的金属碳化物晶粒的未烧结生坯， 并且在该生坯中具有起始的高碳含量 ； 该生坯包含邻近表面的表面区和远离该表面并邻接 该表面区的芯区 ； 在真空或惰性气氛中在低于 1,280℃的温度下热处理该生坯一段时间， 该温度足够低以避免金属粘合剂显著熔融， 该温度和时间足以保持在生坯表面区中的开口 孔隙率 ； 向孔隙中引入气态脱碳剂以便在该生坯中形成脱碳的表面区， 并在该芯区的至少 一部分中保持起始的高碳含量 ； 和液相烧结该生坯。 该方法的一个实施方案包括 ：
(1) 提供包含分散在金属粘合剂中的金属碳化物晶粒的未烧结多孔生坯， 该粘合 剂具有高的总碳含量 ；
(2) 在低于 1,280℃的特定温度下， 在真空或保护性 ( 惰性 ) 气氛中预烧结该生坯 以便在表面区中获得所需开口孔隙率和在芯区中获得基本封闭的孔隙 ；
(3) 在脱碳气氛中在低于 1,280℃的温度下将该预烧结生坯选择性脱碳一段时间 以仅将表面层脱碳并在芯区基本保持该高碳含量， 和
(4) 在高于 1,300℃的温度下在真空或保护性气氛中最终烧结该预烧结和渗碳的 生坯以获得全密度。
本方法的实施方案具有以下优点 ： 因受控的开口孔隙率， 碳可以以有规律的方式 由相当大的深度渗透该硬质合金， 并因此避免在芯中的 η- 相以及避免在表面区中的游离 碳。
本方法的实施方案具有以下优点 ： 通过碳含量和通过设计表面区与芯区中的 WC 平均晶粒尺寸来控制表面区与芯区的钴含量。这可以避免对局部引入晶粒生长抑制剂 ( 这 在技术上是困难的， 并容易降低该硬质合金本体的断裂韧性 ) 的需要。
本发明的第三方面提供制造包含接合到硬质合金本体的 PCD 组织的本发明的多 晶金刚石 (PCD) 元件的方法， 该方法包括 ： 提供包含碳化钨晶粒的硬质合金本体和包含选 自钴、 镍、 铁、 锰及包含任何这些的合金的用于金刚石的溶剂 / 催化剂材料的粘合剂材料，
该硬质合金本体包含邻近表面的表面区和远离该表面的芯区， 该表面区和该芯区是邻接 的， 芯区中的粘合剂分数小于表面区中的粘合剂分数 ； 使金刚石晶粒的聚集块与该硬质合 金本体的表面接触以形成预烧结组件 ； 使该预烧结组件经受金刚石热力学稳定的压力与温 度以烧结该金刚石晶粒并形成整体结合到该硬质合金本体的 PCD 组织。
该方法的一个实施方案包括除去该硬质合金本体的表面区的至少一部分。 在一个 实施方案中， 除去足够的表面区以暴露该芯区。
本发明的实施方案具有以下优点 ： 提供接合于具有提高的坚硬度的硬质合金本体 的充分烧结的超硬组织， 该硬质合金本体的至少部分表面具有提高的耐磨性。
本发明的一些实施方案具有以下优点 ： 促进超硬组织形成的烧结助剂材料可以从 该硬质合金本体的表面区 ( 其与芯区相比该表面区相对富含烧结助剂 ) 提取， 而不要求烧 结助剂材料含量在整个硬质合金本体中都高。 这允许优异地烧结超硬组织的实施方案以整 体形成到基材本体上。 例如， 当该超硬材料是金刚石， 且该硬质合金本体包含钴粘结碳化钨 时， 可以在高于约 5GPa 的超高压力和温度下进行的烧结步骤中形成 PCD 组织并整体结合 于该硬质合金本体的表面， 用于该金刚石的钴烧结助剂从该硬质合金本体的富钴表面区提 取。 附图说明 现在参照下列附图描述非限制性优选实施方案， 其中
图 1 显示了 PCD 元件的实施方案的示意性横截面视图。
图 2 显示了 PCD 元件的实施方案的示意性横截面视图。
图 3A 显示了梯度 (graded) 硬质合金实施方案的粘合剂含量与距离表面的深度的 函数关系示意图。
图 3B 显示了梯度硬质合金实施方案的硬度与距离表面的深度的函数关系示意 图。
图 3C 显示了梯度硬质合金实施方案的碳化物晶粒尺寸与距离表面的深度的函数 关系示意图。
图 3D 显示了梯度硬质合金实施方案的碳含量与距离表面的深度的函数关系的示 意图。
图 4A 和图 4B 分别显示了烧结碳化物本体的实施方案的表面区与芯区的显微照 片， 放大率为 1000 倍。
相同附图标记在所有附图中指代相同特征。
实施方案详述
参照图 1 和图 2， 超硬元件的实施方案 10 各自包含在界面 14 处结合于硬质合金本 体 16 的多晶超硬组织 12， 该硬质合金本体 16 包含通过金属粘合剂 ( 未显示 ) 结合到一起 的金属碳化物晶粒 ( 未显示 )。 金属粘合剂的固有功能是结合晶粒， 尽管该晶粒不能直接结 合在一起。该多晶超硬组织 12 各自包含超硬材料。该硬质合金本体 16 各自包含邻近界面 14 的表面区 18 和远离该界面 14 的芯区 19， 该表面区和芯区 18 和 19 是邻接的， 芯区 19 中 的平均粘合剂分数低于表面区 18 中的平均粘合剂分数。
参照图 3A， 在该本体的钴含量轴 120 与距表面深度轴 130 的示意图上绘制了硬质
合金本体的实施方案的钴粘合剂分数 120。对于硬质合金本体的距表面的深度 ( 轴 130)， 钴粘合剂分数 120 单调降低， 其具有经过表面区 18 和芯区 19 的平均钴粘合剂分数 122。
参照图 3B， 在该本体的硬度轴 140 与距表面的深度轴 130 的示意图上绘制了硬质 合金本体的实施方案的硬度 140。随着距表面深度的增加 ( 轴 130)， 硬度 140 增加， 在表面 区 18 中的平均硬度小于在芯区 19 中的平均硬度。
参照图 3C， 在该本体的碳含量轴 150 与距表面的深度轴 130 的示意图上绘制了硬 质合金本体的实施方案的平均碳化钨晶粒尺寸 150。 在表面区 18 和芯区 19 之间， 平均碳化 钨晶粒尺寸 150 的变化不超过约 ±5％。
参照图 3D， 在该本体的硬度轴 160 与距表面的深度轴 130 的示意图上绘制了硬质 合金本体的实施方案的平均碳含量 160。通过表面区 18 和芯区 19， 平均碳含量 160 通常随 距表面的深度 ( 轴 130) 而提高， 在表面区 18 中的平均碳含量小于在芯区 19 中的平均碳含 量。该表面区 18 和芯区 19 不含 η- 相和游离碳。
参照图 4A 和图 4B， 硬质合金本体的实施方案的表面区中 WC 晶粒的平均尺寸基本 上与其在芯区中的相同。显微照片的白色部分代表 WC 晶粒， 黑色部分代表钴粘合剂。
该硬质合金的磁性质与重要的组织和组成特征有关。测量烧结碳化物中碳含 量的最常见技术是间接地通过测量与其间接成比例的溶解在该粘合剂中的钨浓度 ： 溶 解在粘合剂中的碳含量越高， 溶解在粘合剂中的钨浓度就越低。在粘合剂中的钨含量可 以由磁矩 σ 或磁饱和 μ ＝ 4πσ 的测量值来确定， 这些值具有与钨含量成反比的关系 (Roebuck(1996)， “Magnetic moment(saturation)measurements on hard-metals” ， Int. J.Refractory Met.， 卷 14， 页 419-424)。 硬质合金中粘合剂钴的含量可以通过本领域公知的多种方法测得， 包括间接法， 例如硬质合金的磁性质， 或更直接地通过 EDX， 但是最精确的方法基于 Co 的化学浸出。 碳化 物晶粒例如 WC 晶粒的平均晶粒尺寸可通过采用例如平均线性截距技术检查硬质合金本体 冶金学制备的横截面的 SEM( 扫描电子显微镜照片 ) 或光学显微术图像来确定。或者， 可以 通过测量该硬质合金的磁矫顽力来间接测得该 WC 晶粒的平均尺寸， 该磁矫顽力显示晶粒 间 Co 的平均自由程， 由此可以用本领域公知的简单式子计算该 WC 晶粒尺寸。该式子量化 了 Co 粘结的 WC 硬质合金的磁矫顽力与 Co 平均自由程之间及因此与 WC 晶粒尺寸之间的反 比关系。
优选和新颖的制造梯度硬质合金的方法包括下列步骤 ：
1. 如本领域已知的那样， 通过合适方法制备包含 WC 和 Co 粉末的生坯， 确保碳含量 是成品本体的芯区所需的碳含量 ；
2. 在真空或者惰性或保护性气氛中使未烧结的硬质合金生坯经受热处理一段时 间。重要的是， 该温度足够低以便不会导致钴粘合剂熔融， 即该温度必须低于约 1,280℃。 为了保持特定的所需生坯开口孔隙率而选择温度与时间的组合。 开口孔隙率允许气体以取 决于开口孔隙的组织与数量和气体压力的速率渗透该本体， 所述气体压力为 1 至 2 巴。已 经经受预烧结热处理的多孔生坯具有特定的所需开口孔隙率。 将导致所需孔隙率的热处理 温度与时间周期的关系最好试错法经验地确定， 因为其取决于多种因素， 例如钴分数和气 体渗透的所需深度， 并因此取决于表面区的厚度 ；
3. 在包含脱碳剂例如 H2 或 CO2 的气氛中使多孔的、 未烧结的生坯经受进一步的热
处理一段时间， 以便将其在表面区内部分地脱碳。气压应为约 1 至 2 巴。另外重要的是， 该 温度足够低， 不会导致钴粘合剂熔融， 即该温度必须低于约 1,280 摄氏度。通过开口孔隙令 气体渗透该本体， 渗透深度由时间段控制。 在该脱碳阶段后， 多孔本体在表面区内部分耗尽 碳， 碳浓度在表面区内较低， 随进入本体的深度而单调升高。
4. 在脱碳阶段后， 如本领域已知那样， 在高于 1,320℃的温度下烧结该制品。在该 烧结阶段过程中， 钴液化并填充孔隙， 碳因碳梯度而从芯区向表面区扩散。 该扩散与公知的 称为 “钴迁移 (cobalt drift)” 的现象相关， 其中钴倾向于在碳移动的方向中由高碳浓度区 域向较低碳浓度区域迁移， 并使得钴以及碳由芯区向表面移动。 如本领域中已知的那样， 选 择用于液相烧结的温度和时间的组合以实现细 WC 晶粒在表面和芯区中溶解和再析出的特 定所需速率。
通过烧结与本发明的钴粘结碳化钨硬质合金基材接触的金刚石晶粒层以形成整 体结合到该硬质合金本体的 PCD 元件来形成多晶金刚石 (PCD) 元件的实施方案。在使用超 高压力和温度 (HpHT) 烧结金刚石的领域中的技术人员容易认识到采用本领域已知的超高 压设备如何实现这一点。该硬质合金基材包含表面区和芯区， 在 HpHT 烧结步骤之前， 表面 区中的钴分数高于在芯区中的钴分数。 在该烧结步骤过程中， 当基材中的钴熔融时， 来自于 邻近金刚石晶粒层的表面区的某些钴渗透到金刚石晶粒层中并充当烧结助剂， 促进金刚石 晶粒的共生以形成整体结合于该基材的共格结合金刚石块。
尽管不想被特定假设束缚， 但认为该方法利用了称为 “钴迁移” 的已知现象， 其中 被烧结的硬质合金中的液体钴倾向于在与碳移动的相同方向中迁移。 因此可以通过建立碳 梯度并令碳由高浓度区域扩散到低浓度区域来控制钴的移动。 可以通过另一种公知的可能 机理促进钴的这种移动， 该机理与这样的事实有关 ： 低碳含量倾向于导致更细的 WC 晶粒尺 寸， 这会导致在低碳区域中更高的毛细管力以及随之发生的液态钴向该区域中的迁移。 实施例 参照下面的实施例更详细地描述本发明的实施方案， 这不是为了限制本发明。
实施例 1
将 碳 化 钨 粉 末 在 球 磨 机 中 在 醇 中 以 6 ∶ 1 的 球 与 粉 末 之 比 进 行 碾 磨 120 小 时， 在 该 碳 化 钨 粉 末 中， WC 晶 粒 具 有 约 30 至 50 微 米 的 平 均 晶 粒 尺 寸 和 6.13 重 量 ％ (MAS3000-5000， H.C.Starck) 的碳含量。在随后的干燥后， 碾磨的 WC 粉末在 Turbular 干 式混合机中与 10 重量％的钴粉末和 0.1 重量％的炭黑掺混， 在所述钴粉末中钴晶粒具有约 1 微米的平均晶粒尺寸。
在干燥该掺混物后， 压制柱形生坯， 并在 1,000℃下在真空中热处理 1 小时。
随后在氢气气氛中在 700℃下热处理多孔生坯一小时以便将表面区部分脱碳。
渗碳的生坯随后在 1420℃下烧结 75 分钟， 包括 45 分钟的真空烧结阶段和在氩气 氛中在 50 巴压力下进行的 30 分钟的高等静压 (HIP) 烧结阶段。
烧结的硬质合金本体具有 26 毫米的直径和 30 毫米的高度。通过如下方式准备径 向横截表面 ： 通过 EDM 从本体切割 4 毫米厚盘状物并随后按照标准冶金学方法抛光该横截 表面。
通过光学显微镜检查抛光的横截面的显微组织。 该盘状物不含可观察到的游离碳
或 η- 相。采用平均线性截距法分析表面区和芯区内的平均 WC 晶粒尺寸。
为了测量该表面区和芯区中的钴含量， 从该盘状物切割厚度 3 毫米的两个环状 物。最外面的环状物相应于表面区， 内部的环状物相应于芯区。直径为 14 毫米的残余盘状 物相应于芯区的内部主体。通过各种方法检查该环状物和盘状物， 包括 Co 的化学浸出。还 计算了比磁饱和 SMS( 磁饱和与标称纯 Co 的磁饱和相比的百分数 ) 的值。结果显示在表 1 中。表面区和芯区的显微组织分别显示在图 2(a) 和 (b) 中。如本领域公知的那样， 由于钴 粘合剂中碳的浓度与比磁饱和 (SMS) 正相关 (positively related)， 后者给出了在区域中 粘合剂的相对碳浓度的指示。 在该实施例中， 碳含量随距表面的深度而提高， 由比磁饱和随 距表面的深度而提高的事实表示。在该硬质合金的任何部分中没有可检测的 η- 相。
表1
实施例 2
如实施例 1 中那样制造了柱形本体， 并用作烧结并支承整体结合到其平坦端部之 一 ( 将其称为工作端 ) 的 PCD 层的基材。除使用梯度基材之外， PCD 元件制造的其它方面 如常规上采用的那样。
在 PCD 烧结步骤后， 分析该 PCD 元件。PCD 层与基材之间的结合是优异的。来自本 体表面区的一些钴已经如所需那样渗透到 PCD 层中， 在邻近基材与 PCD 层之间界面处的表 面区的层中略微降低了钴含量。如所需那样， 基材的芯中的钴含量测得为约 8.9 重量％， 低 于常规 PCD 基材。