DE2402518C2 - Harter Karbidhartmetall-Körper - Google Patents

Harter Karbidhartmetall-Körper

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DE2402518C2 DE2402518A DE2402518A DE2402518C2 DE 2402518 C2 DE2402518 C2 DE 2402518C2 DE 2402518 A DE2402518 A DE 2402518A DE 2402518 A DE2402518 A DE 2402518A DE 2402518 C2 DE2402518 C2 DE 2402518C2
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Description

20
Die Erfindung betrifft einen harten Karbidhartmetall-Körper auf Wolframkarbid-Basis mit einer Eisen-Nikkel-Bindelegierung.
Karbidhartmetalle sind für ihre einzigartige Kombination von Härte, Festigkeit und Abriebbeständigkeit gut bekannt und sie werden daher in großem Ausmaß für solche industriellen Anwendungen eingesetzt, wie Schneidwerkzeuge, Ziehsteine, Verschleißteile und für andere Anwendungen, die diese Eigenschaften voraussetzen (vergl. DE-OS 22 25 135; »Die Technik« 12. Jg., 736-740 [Nov. 1957]; DE-AS 21 15 999 und F. Eisenkolb »Fortschritte der Pulvermetallurgie« Bd. II, 522 [1963]).
Die Karbidhartmetalle werden nach Verfahren der Pulvermetallurgie hergestellt, die das Flüssigkeitsphasen-Sintern eines oder mehrerer hitzebeständiger Karbide der Gruppen IV, V und VI des periodischen Systems der Elemente mit einem oder mehreren der Metalle der Eisengruppe einschließen. Das Metall der Eisengruppe liegt als Bindermaterial in dem Karbidhartmetall vor und verbindet die Teilchen des hitzebeständigen Karbids miteinander.
Für Anwendungen zum Schneiden von Metallen aus Eisenlegierungen werden entweder gemischte Karbide des Systems WC-TiC-TaC (NbC) oder reines TiC verwendet, da die Anwesenheit von TiC und TaC die Verschleiß- und Deformationsbeständigkeit bei dieser Anwendungsart verbessert. Für die meisten anderen Anwendungen werden entweder reines Wolframkarbid oder Wolframkarbid mit geringen Zusätzen von TaC, NbC oder Chrom verwendet, da Wolframkarbid den Karbidhartmetallen eine hervorragende Abriebsbeständigkeit und Festigkeit verleiht.
Wird das Karbid auf der Grundlage von reinem Wolframkarbid mit oder ohne geringe Zusätze von TaC, NbC oder Chrom hergestellt, dann ist das Bindemetall fast ausschließlich Kobalt, da die Verwendung von Kobalt zu einer geringen Porosität und zu einer hervorragenden Festigkeit und Härte führt, verglichen bo mit den Ergebnissen, die erhalten werden, wenn Nickel oder Eisen als Bindemetall verwendet werden, insbesondere wenn der Gehalt an Bindematerial relativ gering ist, wie 10 Vol.-% oder weniger.
Eine bemerkenswerte Ausnahme ist die Verwendung einer Eisen-Nickel-Kohlenstoff-Legierung, wie sie in der US-PS 33 84 465 beschrieben ist. In der richtigen Zusammensetzung und nach der Behandlung, wie sie in der vorgenannten PS angegeben ist, kann die Verwendung einer Eisen-Nickel-Kohlenstoff-Legierung als Bindelegierung zu einem Karbidhartmetall auf der Grundlage von Wolframkarbid führen, das eine verbesserte Festigkeit und Härte aufweist
Für Anwendungen, bei denen eine maximale Abriebbeständigkeit gewünscht ist und lediglich geringe bis mittlere Belastungen vorkommen, wie bei Sandstrahldüsen oder Verschleißschutz-Platten, werden WC-Co-Zusammensetzungen mit 5 bis 10% Bindematerialgehalt und einer feinen Karbid-Korngröße verwindet Üblicherweise gibt man eine geringe Menge (0,1 bis 1 Gew.-%) eines der verschiedenen für die Verminderung des Kornwachstums während des Sinterns bekannten Additive (TaC, NbC oder Chrom) hinzu. Obwohl es bekannt ist, daß eine noch feinere WC-Kornstruktur zu einer höheren Abriebbeständigkeit führen würde, ist es schwierig, dies in der Praxis zu erreichen, da ein Kornwachstum stattfindet und die Geschwindigkeit des Kornwachstums während des Sinterns für feinere Ausgangs-Korngrößen größer ist
Der Erfindung lag die Aufgabe zugrunde, einen harten Karbidhartmetall-Körper der eingangs genannten Art zu schaffen, der eine ungewöhnlich hohe Abriebbeständigkeit aufweist. In .diesem Zusammenhang ist weiter eine Zusammensetzung für einen solchen Karbidhartmetall-Körper zu schaffen, die während des Sinterns eine ungewöhnliche Beständigkeit gegenüber Kornwachstum hat.
Die genannte Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch die folgende Zusammensetzung: 91 bis 97 Gew.-% Wolframkarbid-Teilchen mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 1 μιτι und weniger, und als Rest eine Bindelegierung aus 8 bis 20 Gew.-% Nickel, 5 bis 15Gew.-% Kobalt, 0,8 bis l,4Gew.-% Kohlenstoff und Eisen als Rest.
In der Erfindung wurde somit unerwarteterweise gefunden, daß das Kornwachstum der WC-Phase während des Sinterns wesentlich geringer ist, wenn das Bindematerial die genannte Legierung auf Eisenbasis ist, die in einer geringen Konzentration von 3 bis 9 Gew.-% der Gesamtzusammensetzung vorhanden ist.
Gemäß einer vorteilhaften Ausführungsform enthält das Karbid 0,5 bis 1 Gew.-°/o Tantalkarbid.
Das als Ausgangsmaterial verwendete Wolframkarbid-Pulver hat eine durchschnittliche Teilchengröße, die vorzugsweise im Bereich von 0,5 bis 0,8 μΐη liegt. Die Pulver der anderen Bestandteile sollten auch ziemlich fein sein, vorzugsweise im Bereich einer mittleren Teilchengröße von 1 bis 5 μηι.
Es ist erforderlich, Kohlenstoff in einem ausreichenden Überschuß über die gewünschte Endmenge hinzuzugeben, um damit die während der nachfolgenden Verarbeitung, insbesondere der Sinterstufe, eintretenden Kohlenstoffverluste auszugleichen. Der im Endprodukt gewünschte Kohlenstoffgehalt kann außer durch den obigen Bereich am besten als die Menge charakterisiert werden, die gerade groß genug ist, um die Bildung der ε-Phase, einer Verbindung der nominellen Zusammensetzung WaFeaC, zu verhindern. Größere Kohlenstoffmengen sind unerwünscht, da diese ein Kornwachstum verursachen. Der richtige Kohlenstoffendgehalt für die Karbidhartmetall-Körper nach der vorliegenden Erfindung liegt im Bereich von 0,8 bis l,4Gew.-% des Bindematerials der Gesamtzusammensetzung. Die Menge an überschüssigem Kohlenstoff, die notwendig ist, um die gewünschte Endmenge zu erhalten, hängt von den besonderen
verwendeten Verarbeitungstneihoden ab.
Nickel und Kobaü bringen als Bestandteile der Bindelegierung eine verbesserte Abriebbeständigkeit und Festigkeit gegenüber solchen Karbidhartmetall-Körpern hervor, die bei Verwendung einer bloßen Eisen-Kohlenstoff-Bindelegierung erhalten werden.
Um brauchbar zu sein, sollte der Nickelgehalt so groß sein, daß er eine teilweise oder vollständige Umwandlung der Bindelegierung aus ihrer austenitischen Hochtemperaturform in ihre martensitische Tieftemperaturform bei mittleren Abkühlgeschwindigkeiten (vergleichbar dem Luftkühlen) erlaubt, nicht jedoch die Bildung von Fe3C, da dies eine Festigkeitsverminderung mit sich bringt. Der brauchbare Bereich des Nickelgehaltes erstreckt sich, wie oben genannt, von 8 bis 20 Gew.-% der Bindelegierung, wobei der bevorzugte Bereich der von 10 bis 14 Gew.-% ist.
Die Anwesenheit von Kobalt ist von Bedeutung wegen seiner Fähigkeit, das Sintern des Karbidhartmetall-Körpers bis zu einem Zustand geringer Porosität zu unterstützen, der die sich daraus ergebenden vorteilhaften Wirkungen auf die Abriebbeständigkeit und Festigkeit mit sich bringt. Für diesen Zweck sind Kobaltzusätze von 5 bis 15 Gew.-% von der Bindelegierung wirksam.
Die richtig zusammengesetzten Ausgangspulver werden feucht in einer Kugelmühle gemahlen, wozu man eine mit WC-Co ausgekleidete Mühle und WC—Co-Kugeln verwendet sowie eine Flüssigkeit, wie Azeton, und es wird ausreichend lange gemahlen, um das Pulver zu einer sehr feinen Größe zu vermählen und eine gründliche Vermischung der Ausgangspulver zu bewirken. Für diese Zwecke ist für die angewendeten Ausgangsstoffe und Mahlbedingungen eine Mahldauer von zwei bis vier Tagen erforderlich. Die gemahlene Aufschlämmung wird dann in einem Ofen in einer Wasserstoffatmosphäre getrocknet und ein Schmiermittel zum Pressen, wie Paraffinwachs, in einer Menge von etwa l,5Gew.-°/o vom Pulver hinzugegeben. Dann preßt man das Pulver in Formen zu den gewünschten Körpern unter Anwendung eines Druckes von etwa 2100 bar und entfernt das Paraffin durch Erhitzen der Teile in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre oder im Vakuum bei einer Temperatur von 500 bis 600° C.
Die gepreßten und entwachsten Körper werden dann in Wasserstoff oder vorzugsweise in einem Vakuum bis zu einer Temperatur von 1350 bis 1450°C gesintert und bei dieser Temperatur 15 bis 30 Minuten gehalten.
In dem durch Sintern erhaltenen Zustand enthält die Bindelegierungs-Phase üblicherweise große Mengen Fe3C und manchmal Graphitflocken. Dies wird durch die geringe Abkühlungsgeschwindigkeit von der Sintertemperatur verursacht, die auftritt, wenn öfen für die Herstellung großer Mengen verwendet werden, insbesondere wenn die Körper vakuumgesintert sind. Um die Bindelegierungs-Phase in die erwünschtere austenitische oder auslenitische plus martensitische Form umzuwandeln, ist es erforderlich, die Körper nochmals kurz bis zu einer ausreichend hohen Temperatur (1200 bis 13000C) zu erhitzen, um das Fe3C und den Graphit aufzulösen und sie dann mit einer ziemlich großen Geschwindigkeit (1 bis 5 Minuten von 1000 bis auf 2000C) abzukühlen. In diesem durch Lösungsglühen erhaltenen Zustand sind nahezu maximale Abriebbeständigkeit und Festigkeit vorhanden, wie in einem der folgenden Beispiele gezeigt ist.
Leichte zusätzliche Gewinne können erhalten werden durch eine Tieftemperaturbehandlung, gefolgt von einer Temperaturbehandlung. Die Behandlung bei tiefen Temperaturen verursacht die Bildung zusätzlicher Mengen Martensit und das Tempern führt zum Abbau einiger Spannungen der starke Spannungen aufweisenden Martensit-Phase.
Die hervorragende Härte und Abriebbeständigkeit, die durch die erfindungsgemäßen Karbidhartmetall-Körper erhalten werden kann, wird durch die folgenden Beispiele näher veranschaulicht:
Beispiel 1
Es wurde eine Zusammensetzung hergestellt aus insgesamt 4000 g Pulvermischung, die 94 Gew.-% WC mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 1,0 μπι, 1 Gew.-% TuC und 5Gew.-°/o Bindematerial enthielt, das zusammengesetzt war aus 75 Gew.-% Karbonyleisen, das 0,8 Gew.-% Kohlenstoff enthielt, 15Gew.-% Nickel und 10 Gew.-% Kobalt 9 g Kohlenstoff wurden zu dieser Mischung hinzugegeben, um den gewünschten Endkohlenstoffgehalt festzulegen. Die Pulvermischung wurde dann drei Tage in einer Kugelmühle mit einem Durchmesser von etwa 18 cm, die mit WC-Co ausgekleidet war und 12 kg WC—Co-Kugeln mit einem Durchmesser von etwa 6 mm und 2000 ml Azeton enthielt, gemahlen. Die kugelgemahlene Mischung wurde getrocknet, paraffinisiert und zu Körpern gepreßt, in Wasserstoff auf 500°C vorerhitzt, um das Paraffin zu entfernen und dann 30 Minuten bei 1400°C im Vakuum gesintert.
Nach dem Sintern wurden einige der Körper •5 Minuten bei 1300° C lösungsgeglüht, gefolgt von einem raschen Abkühlen, dann auf die Temperatur von flüssigem Stickstoff gekühlt und dann eine Stunde bei etwa 150° C in Luft getempert.
In jeder Verarbeitungsstufe nach dem Sintern wurde die Härte, die Abriebbeständigkeit und die Querbruch-Festigkeit untersucht, um die Wirkung der thermischen Behandlungen zu bestimmen.
Die Apparatur zur Bestimmung des Abriebs bestand aus einer rotierenden Stahlscheibe mit einem Durchmesser von etwa 16,5 cm und einer Dicke von etwa 12 mm, die auf ihrer Peripherie Teilchen von Aluminiumoxyd-Gries aufwies, die durch Eintauchen des unteren Teils der Scheibe in eine Aufschlämmung des Aluminiumoxyds in Wasser aufgebracht wurden. Die Peripherie der rotierenden Scheibe wurde unter Anwendung einer Kraft von etwa 180 N gegen einen flachen Puffer aus dem Karbidhartmetall gedrückt, das untersucht werden sollte. Die Testdauer bestand aus 1500 Umdrehungen (U) der Scheibe bei einer Geschwindigkeit von 100 U/min. Für jeden Test wurde eine frische Aufschlämmung verwendet. Das Volumen des abgeriebenen Materials wurde dann durch Feststellen des Gewichtsverlustes des Puffers bestimmt.
Die erhaltenen Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 1 zusammengefaßt. Die Ergebnisse der Abriebuntersuchungen sind als der reziproke Wert des Volumenverlustes angegeben, da die so erhaltene Zahl von einer brauchbaren Größe und direkt proportional der Abriebbeständigkeit des untersuchten Materials ist.
In der Tabelle sind auch die Ergebnisse für ein
Karbidhartmetall aus 93,5 Gew.-% WC - 0,5 Gew.-% TaC — 6 Gew.-% Co enthalten, das zusammengesetzt war aus den gleichen Ausgangsteilchengrößen, die für die Zusammensetzung mit einem Bindemittel auf der Grundlage von Eisen verwendet wurden und das vergleichbaren Verarbeitungsbedingungen ausgesetzt
Tabelle I
Zusammensetzung
Verarbeitungssture
Härte
Abrieb-
besiändig-
keit
1/Volumenverlust (cm"3)
Querbruch-Festiglreit
N/mm2
94 Gew.-% WC gesintert
- 1 Gfw.-%TaC
- 5 Gew.-% Bindelegierung aus
74 Gew.-% Fe ·
-15 Gew.-% Ni
-10 Gfcw.-% Co
- 1 Gew.-% C
desgl.
desgl.
desgl.
93,5 Gew.-%WC gesintert
- 0,5 Gew.-%TaC
- 6 Gew.-% Co
Es kann festgstellt werden, daß nach jeder Verarbeitungsstufe der erfindungsgemäße Karbidhartmetall-Körper eine höhere Härte und Abriebbeständigkeit hat, als der Körper mit Kobalt als Bindemetall.
Es ist auch ersichtlich, daß bei dem erfindungsgemäßen Körper eine deutliche Zunahme der Abriebbeständigkeit durch Lösungsglühen erhalten wird, obwohl dabei eine Verminderung der Querbruch-Festigkeit auftritt.
Die weiteren thermischen Behandlungen ergaben 93,5
-1810
wie vorhergehend
+ lösungsgeglüht		 93,5 111 -1320
wie vorhergehend
+ mit flüssigem N2
behandelt		 93,7 100 -1340
wie vorhergehend
+ bei-150° C
getempert		 93,7 113 -1440
92,9
-1830
eine leichte weitere Verbesserung in Form einer Optimalisierung der Kombination von Querbruch-Festigkeit und Abriebbeständigkeit.
Bei Betrachtung der Gefüge der beiden verglichenen Körper mit 1500facher Vergrößerung wurde festgestellt, daß der erfindungsgemäße Körper eine merklich feinere WC-Kornstruktur aufwies, die offensichtlich verursacht war durch die hervorragende Fähigkeit der eisenhaltigen Bindelegierung, das WC-Kornwachstum während des Sinterns zu verhindern.
Beispiel 2
Eine Zusammensetzung aus 94 Gew.-°/o WC — 1 Gew.-% TaC - 5 Gew.-% Bindematerial aus 74Gew.-% Fe - 15Gew.-°/o Ni - 10Gew.-% Co 1 Gew.-% C wurde, wie in Beispiel 1 beschrieben, hergestellt, mit der Ausnahme, daß das Ausgangs-WC-Pulver eine etwas feinere Teilchengröße hatte, die im Durchschnitt bei etwa 0,85 μπι lag.
Es wurden Puffer für die Abriebuntersuchungen und Teststäbe für die Ermittlung der Querbruch-Festigkeit hergestellt und durch alle in Beispiel 1 genannten Stufen der thermischen Behandlung geführt.
Tabelle II
Für Vergleichszwecke wurde eine Zusammensetzung hergestellt, die unter Verwendung des gleichen WC-PuI-vers aus 93 Gew.-% WC — 1 Gew.-% TaC — 6 Gew.-% Co bestand.
Es wird darauf hingewiesen, daß der Bindematerialgehalt der beiden Zusammensetzungen auf Volumenbasis gleich war. Sie unterscheiden sich auf Gewichtsbasis so wegen ihrer verschiedenen Dichten.
Die erhaltenen Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle Il zusammengefaßt.
Zusammensetzung
Härte
Ra
Abrieb Querbruch
beständigkeit Festigkeit
l/Volumen N/mm2
verlust (cm"3)
94 Gew.-% WC - 1 Gew.-% TaC
- 5 Gew.-% Bindelegierung aus
74 Gew.-% Fe - 15 Gew.-% Ni
- 10 Gew.-% Co - 1 Gew.-% C
93 Gew.-% WC - 1 Gew.-% TaC
- 6 Gew.-% Co
94,1
93,4
191
-1300
-1350
In diesem Falle war die Abriebbeständigkeit beider Körper, offensichtlich wegen der Verwendung des feineren WC-Pulvers, größer als die der entsprechenden Körper in Tabelle I. Die erfindungsgemäß verwendete Bindelegierung nutzt jedoch das feinere Ausgangs-WC-Pulver weit mehr aus als das bekannte Bindemetall-Kobalt, was zu einer nahezu doppelt so großen Abriebbeständigkeit, verglichen mit der 30%igen Zunahme für den Körper mit Kobalt als Bindemetall führt.
Dies zeigt noch deutlicher die hervorragende Fähigkeit der erfin^ungsgemäß verwendeten Bindelegierung, das Kornwachstum während des Sinterns zu verhindern.
Beispiel 3
Es wurden 4000 g — Mischungen von Zusammenset-Tabelle IH
10
zungen hergestellt, die aus WC mit einer mittleren Teilchengröße von 0,85 μηι und verschiedenen Mengen Bindematerial-Pulver bestanden, um eine Bindelegierung von 15 Gew.% Ni — 10 Gew.-% Co — 1 Gew.-% C und Eisen als Rest herzustellen, wobei der Bindelegierungsgehalt von 3 bis 9 Gew.-% betrug, und die so erhaltenen Zusammensetzungen wurden, wie in Beispiel 1 beschrieben, verarbeitet.
Die erhaltene Härte, Querbruch-Festigkeit und Abriebbeständigkeit wurde dann für jeden Körper bestimmt, um den brauchbaren Bereich für den Bindelegierungsgehalt zu ermitteln.
Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle HI zusammengefaßt, in der auch die Meßergebnisse mit einem vergleichbar hergestellten Körper aufgeführt sind, der aus 93 Gew.-% WC — 1 Gew.-% TaC — 6 Gew.-% Co bestand.
Zusammensetzung
Härte RA
Abrieb Querbruch
beständigkeit Festigkeit
1/Volumen N/mm2
verlust (cm"3)
96 Gew.-% WC - 1 Gew.-% TaC
- 3 Gew.-% Bindelegierung aus
74 Gew.-% Fe - 15 Gew.-% Ni
- 10 Gew.-% Co - 1 Gew.-% C
94 Gew.-% WC - 1 Gew.-% TaC
- 5 Gew.-% Bindelegierung aus
74 Gew.-% Fe - 15 Gew.-% Ni
- 10 Gew.-% Co - 1 Gew.-% C
92 Gew.-% WC - 1 Gew.-% TaC
- 7 Gew.-% Bindelegierung aus
74 Gew.-% Fe - 15 Gew.-% Ni
- 10 Gew.-% Co - 1 Gew.-% C
90 Gew.-% WC - 1 Gew.-% TaC
- 9 Gew.-% Bindelegierung aus
74 Gew.-% Fe - 15 Gew.-% Ni
- 10 Gew.-% Co - 1 Gew.-% C
93 Gew.-% WC - 1 Gew.-% TaC
- 6 Gew.-% Co
94,0
94,0
93,2
93,0
93,4 135
175
-1230
-1265
-1340
-1690
-1340
Den Werten der Tabelle III kann entnommen 50 dann unter einen Wert fällt, der mit dem üblichen werden, daß die Abriebbeständigkeit als Funktion der Bindemetall Kobalt erhä'tüch ist. Menge der vorhandenen Bindelegierung einen optima- Ein bevorzugter Bereich für den Bindelegierungs-An-
len Wert bei etwa 5 Gew.-% hat und daß kein Vorteil damit verbunden ist, den Bindelegierungsgehalt auf mehr als 9% zu erhöhen, da die Abriebbeständigkeit teil ist der zwischen 3 und 7 Gew.-% der gesamten Zusammensetzung.

Claims (3)

Patentansprüche:
1. Harter Karbidhartmetall-Körper auf Wolframkarbid-Basis mit einer Eisen-Nickel-Bindelegierung, gekennzeichnet durch die folgende Zusammensetzung: 91 bis 97 Gew.-% Wolframkarbid-Teilchen mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 1 μπι und weniger, und als Rest eine Bindelegierung aus 8 bis 20 Gew.-% Nickel, 5 bis 15 Gew.-% Kobalt, 0,8 bis 1,4 Gew.-% Kohlenstoff und Eisen als Rest.
2. Karbidhartmetall-Körper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Karbid 0,5 bis 1 Gew.-% Tantalkarbid enthält
3. Karbidhartmetall-Körper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Bindelegierung aus 15Gew.-% Nickel, 10Gew.-% Kobalt, 0,8 Gew.-°/o Kohlenstoff und Eisen als Rest besteht.
DE2402518A 1973-01-26 1974-01-19 Harter Karbidhartmetall-Körper Expired DE2402518C2 (de)

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Families Citing this family (39)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5075511A (de) * 1973-11-09 1975-06-20
SE392482B (sv) * 1975-05-16 1977-03-28 Sandvik Ab Pa pulvermetallurgisk veg framstelld legering bestaende av 30-70 volymprocent
SE415199B (sv) * 1977-09-28 1980-09-15 Sandvik Ab Med borerad ytzon forsedd sintrad hardmetallkropp
SE420844B (sv) * 1979-05-17 1981-11-02 Sandvik Ab Sintrad hardmetall av nickelbaserad bindemetall och volframkarbid
US4339272A (en) * 1979-06-29 1982-07-13 National Research Development Corporation Tungsten carbide-based hard metals
US4417906A (en) * 1980-07-09 1983-11-29 General Electric Company Process for production of silicon carbide composite
US4453951A (en) * 1980-07-09 1984-06-12 General Electric Co. Process for the production of silicone carbide composite
US4448591A (en) * 1981-01-21 1984-05-15 General Electric Company Cutting insert having unique cross section
US4497639A (en) * 1981-12-16 1985-02-05 General Electric Company Silicon carbide cutting insert with pre-pressed core center piece and sintered diamond envelope
US4483892A (en) * 1981-12-16 1984-11-20 General Electric Company Wear resistant annular insert and process for making same
US4698070A (en) * 1981-12-16 1987-10-06 General Electric Company Cutting insert for interrupted heavy machining
US4460382A (en) * 1981-12-16 1984-07-17 General Electric Company Brazable layer for indexable cutting insert
US4544517A (en) * 1981-12-16 1985-10-01 General Electric Co. Automatic composite press technique for producing cutting inserts
ZA818744B (en) * 1982-02-01 1982-12-30 Gec Cemented carbide compositions
SE453649B (sv) * 1984-11-09 1988-02-22 Santrade Ltd Verktyg i form av en kompoundkropp bestaende av en kerna och ett holje
US4671685A (en) * 1985-07-24 1987-06-09 Gte Products Corporation Printer wire
US4770701A (en) * 1986-04-30 1988-09-13 The Standard Oil Company Metal-ceramic composites and method of making
SE462182B (sv) * 1986-09-01 1990-05-14 Sandvik Ab Foerfarande foer framstaellning av en skyddsplatta i kompoundutfoerande saasom splitterskydd, kompoundpansar o d
US4743512A (en) * 1987-06-30 1988-05-10 Carpenter Technology Corporation Method of manufacturing flat forms from metal powder and product formed therefrom
US4950328A (en) * 1988-07-12 1990-08-21 Mitsubishi Metal Corporation End mill formed of tungsten carbide-base sintered hard alloy
JPH06506502A (ja) * 1991-04-10 1994-07-21 サンドビック　アクティエボラーグ セメンテッドカーバイド物品の製造方法
ATE173030T1 (de) * 1991-09-02 1998-11-15 Sumitomo Electric Industries Hartlegierung und deren herstellung
US5281260A (en) * 1992-02-28 1994-01-25 Baker Hughes Incorporated High-strength tungsten carbide material for use in earth-boring bits
GB2273301B (en) * 1992-11-20 1996-10-30 Smith International Improved cage protection for rock bits
EP0600421B1 (de) * 1992-11-30 1997-10-08 Sumitomo Electric Industries, Limited Niedrig legierter Sinterstahl und Verfahren zu dessen Herstellung
US5945167A (en) * 1994-10-27 1999-08-31 Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha Method of manufacturing composite material
US5653299A (en) * 1995-11-17 1997-08-05 Camco International Inc. Hardmetal facing for rolling cutter drill bit
US5992546A (en) * 1997-08-27 1999-11-30 Kennametal Inc. Rotary earth strata penetrating tool with a cermet insert having a co-ni-fe-binder
US6024776A (en) * 1997-08-27 2000-02-15 Kennametal Inc. Cermet having a binder with improved plasticity
US6010283A (en) * 1997-08-27 2000-01-04 Kennametal Inc. Cutting insert of a cermet having a Co-Ni-Fe-binder
US6170917B1 (en) 1997-08-27 2001-01-09 Kennametal Inc. Pick-style tool with a cermet insert having a Co-Ni-Fe-binder
US6022175A (en) * 1997-08-27 2000-02-08 Kennametal Inc. Elongate rotary tool comprising a cermet having a Co-Ni-Fe binder
US8323372B1 (en) * 2000-01-31 2012-12-04 Smith International, Inc. Low coefficient of thermal expansion cermet compositions
DE10300420A1 (de) * 2003-01-09 2004-07-22 Ceratizit Horb Gmbh Hartmetallformkörper
DE102007017306A1 (de) * 2007-04-11 2008-10-16 H.C. Starck Gmbh Längliches Hartmetallwerkzeug mit Eisenbasis-Binder
CN103938049A (zh) * 2014-03-18 2014-07-23 界首市创力生产力促进中心有限公司 搅拌机用高强度高耐磨圆环
CN104998966B (zh) * 2015-05-18 2017-03-22 株洲固纳特硬质合金有限公司 一种红冲模类硬质合金模具基体形成及制作方法
WO2020131596A1 (en) 2018-12-20 2020-06-25 Exxonmobil Chemical Patents Inc. Erosion resistant alloy for thermal cracking reactors
CN118202077A (zh) * 2021-11-20 2024-06-14 海博锐材料科技公司 改进的硬质合金

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB429650A (en) * 1932-08-29 1935-05-29 Fansteel Prod Co Inc Improvements in hard metal alloys
US2731711A (en) * 1954-05-13 1956-01-24 Gen Electric Sintered tungsten carbide composition
US3301645A (en) * 1962-04-03 1967-01-31 Exxon Production Research Co Tungsten carbide compositions, method and cutting tool
SE301725B (de) * 1963-07-01 1968-06-17 Sandvikens Jernverks Ab
US3165822A (en) * 1963-08-07 1965-01-19 Metal Carbides Corp Tungsten carbide tool manufacture
US3384465A (en) * 1967-06-22 1968-05-21 Ford Motor Co Iron bonded tungsten carbide
US3698878A (en) * 1969-12-29 1972-10-17 Gen Electric Sintered tungsten carbide-base alloys
US3713789A (en) * 1970-04-02 1973-01-30 Nordstjernan Rederi Ab Cemented carbide compositions and process for producing the same
DE2225135C3 (de) * 1971-05-26 1987-10-22 General Electric Co., Schenectady, N.Y. Schneideinsatz

Also Published As

Publication number Publication date
ATA64374A (de) 1977-12-15
ZA74169B (en) 1974-11-27
BE810171A (fr) 1974-05-16
US3816081A (en) 1974-06-11
DE2402518A1 (de) 1974-08-01
AT345003B (de) 1978-08-25
NL7400704A (de) 1974-07-30
IT1007065B (it) 1976-10-30
AU6435174A (en) 1975-07-10
FR2215482B1 (de) 1981-08-07
FR2215482A1 (de) 1974-08-23
JPS5519973B2 (de) 1980-05-30
LU69234A1 (de) 1974-04-10
GB1450654A (en) 1976-09-22
JPS49104811A (de) 1974-10-03

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