JP2666036B2 - 超硬合金 - Google Patents
超硬合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，特異微細構造を有する
超硬合金に関し，詳しくは，強度，硬度の優れた超硬合
金に関する。
超硬合金に関し，詳しくは，強度，硬度の優れた超硬合
金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来，超硬合金の強度，硬度を改善する
方法として，炭化物の粒度，結合相量，添加元素の種類
と量，炭素量などいろいろな面から検討されている。炭
化物を微粒化するために添加元素を加えると，硬度は上
昇するが靱性は減少する。この靱性は減少を防止するた
めに，結合相を増加すると，耐摩耗性が落ちたり，耐熱
性が減少したりする。このように，検討されたいずれの
超硬合金も強度や硬度という物性面から見ると未だに十
分な改善は行われていないと言える。
方法として，炭化物の粒度，結合相量，添加元素の種類
と量，炭素量などいろいろな面から検討されている。炭
化物を微粒化するために添加元素を加えると，硬度は上
昇するが靱性は減少する。この靱性は減少を防止するた
めに，結合相を増加すると，耐摩耗性が落ちたり，耐熱
性が減少したりする。このように，検討されたいずれの
超硬合金も強度や硬度という物性面から見ると未だに十
分な改善は行われていないと言える。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】特開昭６１−１２８４
７号公報（以下，従来技術１と呼ぶ）には，炭化タング
ステン・コバルト（ＷＣ−Ｃｏ合金）に，バナジウム，
クロム（Ｖ，Ｃｒ）を添加することにより，ＷＣの粒成
長抑制効果を狙った，すぐれた耐摩耗性，および高靱性
を有する超硬合金が示されている。
７号公報（以下，従来技術１と呼ぶ）には，炭化タング
ステン・コバルト（ＷＣ−Ｃｏ合金）に，バナジウム，
クロム（Ｖ，Ｃｒ）を添加することにより，ＷＣの粒成
長抑制効果を狙った，すぐれた耐摩耗性，および高靱性
を有する超硬合金が示されている。
【０００４】又，特開昭６２−４８４１３号公報（以
下，従来技術２と呼ぶ）には，炭化バナジウム，窒化ジ
ルコニウムを加えることにより，ＨＲａ９１以上，抗折
力が３５０ｋｇ／ｍｍ2 以上であるすぐれた超硬合金が
示されている。
下，従来技術２と呼ぶ）には，炭化バナジウム，窒化ジ
ルコニウムを加えることにより，ＨＲａ９１以上，抗折
力が３５０ｋｇ／ｍｍ2 以上であるすぐれた超硬合金が
示されている。
【０００５】しかし，上記従来技術１，２に示されたい
ずれの合金も，数種類の添加炭化物を多く加え，その炭
化タングステンの粒子を小さくすることによって，抗折
力，硬度のアップを図ってきた。
ずれの合金も，数種類の添加炭化物を多く加え，その炭
化タングステンの粒子を小さくすることによって，抗折
力，硬度のアップを図ってきた。
【０００６】そこで，本発明の技術的課題は，合金の組
織構造を，特異な微細構造にし，強度及び硬度の優れた
超硬合金を提供することにある。
織構造を，特異な微細構造にし，強度及び硬度の優れた
超硬合金を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは，上記課題
を解決するために検討した結果，炭化タングステン粒子
内に，クロム化合物｛（Ｗ・Ｃｒ・Ｃｏ）Ｃあるいは，
（Ｗ・Ｃｒ）Ｃのクロム炭化物と推定されるが，微粒な
ためその分子構造は同定できない。以下，このクロム化
合物をα相と呼ぶ｝が分散した特異な微細構造を有する
超硬合金を作ることによって，強度，硬度の優れた超硬
合金を得ることが出来るという知見を得，本発明を為す
に至ったものである。
を解決するために検討した結果，炭化タングステン粒子
内に，クロム化合物｛（Ｗ・Ｃｒ・Ｃｏ）Ｃあるいは，
（Ｗ・Ｃｒ）Ｃのクロム炭化物と推定されるが，微粒な
ためその分子構造は同定できない。以下，このクロム化
合物をα相と呼ぶ｝が分散した特異な微細構造を有する
超硬合金を作ることによって，強度，硬度の優れた超硬
合金を得ることが出来るという知見を得，本発明を為す
に至ったものである。
【０００８】本発明によれば，炭化物成分を含む超硬合
金において，炭化タングステン粒子と，該炭化タングス
テン粒子内に分散された炭化クロム及び炭化クロム化合
物のうちの少なくとも一種からなるクロム化合物粒子
（α相）とを前記炭化物成分として含んでいることを特
徴とする超硬合金が得られる。
金において，炭化タングステン粒子と，該炭化タングス
テン粒子内に分散された炭化クロム及び炭化クロム化合
物のうちの少なくとも一種からなるクロム化合物粒子
（α相）とを前記炭化物成分として含んでいることを特
徴とする超硬合金が得られる。
【０００９】ここで，本発明による超硬合金は，炭化物
相及び結合相からなるとともに，特異な微細構造を有す
る。すなわち，この超硬合金は，炭化物相を構成する炭
化タングステン粒子内に，α相を分散させた構造を有
し，この炭化タングステン粒子及びα相を構成する粒子
の熱膨張係数の差により，圧縮残留応力を生じさせる。
この残留応力により炭化物相を進むクラックの進展を防
止し，阻止したりする事が出来る。ここで，当然，タン
グステン，クロムは，炭化物相間の結合相にも多量固溶
しているので，結合相も強化されており，炭化物相，お
よび結合相がともに強化され，このため，強度，硬度の
優れた超硬合金となるものである。
相及び結合相からなるとともに，特異な微細構造を有す
る。すなわち，この超硬合金は，炭化物相を構成する炭
化タングステン粒子内に，α相を分散させた構造を有
し，この炭化タングステン粒子及びα相を構成する粒子
の熱膨張係数の差により，圧縮残留応力を生じさせる。
この残留応力により炭化物相を進むクラックの進展を防
止し，阻止したりする事が出来る。ここで，当然，タン
グステン，クロムは，炭化物相間の結合相にも多量固溶
しているので，結合相も強化されており，炭化物相，お
よび結合相がともに強化され，このため，強度，硬度の
優れた超硬合金となるものである。
【００１０】また，本発明においては，炭化タングステ
ン粒子の中にα相を分散させる方法として，あらかじ
め，炭化タングステンと炭化クロムを複合化させる事が
重要である。
ン粒子の中にα相を分散させる方法として，あらかじ
め，炭化タングステンと炭化クロムを複合化させる事が
重要である。
【００１１】つまりあらかじめ，複合化していない通常
の炭化クロム粉末と炭化タングステン粉末との混合原料
粉末を用いると，炭化クロムが炭化物相から結合相など
の焼結の際に形成される液相中，即ち，炭化タングステ
ン粒外に析出し，この炭化クロム相が，結合相の破壊の
起点となり，抗折力の低下をもたらすためである。
の炭化クロム粉末と炭化タングステン粉末との混合原料
粉末を用いると，炭化クロムが炭化物相から結合相など
の焼結の際に形成される液相中，即ち，炭化タングステ
ン粒外に析出し，この炭化クロム相が，結合相の破壊の
起点となり，抗折力の低下をもたらすためである。
【００１２】ここで，本発明において，炭化タングステ
ンの粒径は，０．１〜１．０μｍにあることが好まし
い。その理由は，０．１μｍ未満であるといまだそのよ
うな炭化タングステンを用いた超硬合金は，実用上製作
されてなく，かつα相の粒子の取込みが充分に行われな
い事，又，１．０μｍを越えてもその効果は期待される
が，現在の技術では，これ以上の粒子のものは，実験的
にも実現していないためである。
ンの粒径は，０．１〜１．０μｍにあることが好まし
い。その理由は，０．１μｍ未満であるといまだそのよ
うな炭化タングステンを用いた超硬合金は，実用上製作
されてなく，かつα相の粒子の取込みが充分に行われな
い事，又，１．０μｍを越えてもその効果は期待される
が，現在の技術では，これ以上の粒子のものは，実験的
にも実現していないためである。
【００１３】また，本発明において，炭化タングステン
粒子内のα相の分散粒子の径は，２００ｎｍ以下が好ま
しい。その理由は，炭化タングステン粒子内に取り込ま
れる最適の粒度範囲であるためである。
粒子内のα相の分散粒子の径は，２００ｎｍ以下が好ま
しい。その理由は，炭化タングステン粒子内に取り込ま
れる最適の粒度範囲であるためである。
【００１４】また，本発明において，炭化物中の炭化ク
ロムの量が０．５〜２．０重量％の範囲にあることが好
ましい。その理由は，０．５重量％以下になると炭化タ
ングステン中に分散する分散粒子の量が少なくなり，所
望の効果が発揮出来ない。一方，２．０重量％を越える
と，焼結条件によっては，タングステン相及びα相から
なる第１相である炭化物相と第２相である結合相以外の
第３相を合金中に析出する事があるためである。
ロムの量が０．５〜２．０重量％の範囲にあることが好
ましい。その理由は，０．５重量％以下になると炭化タ
ングステン中に分散する分散粒子の量が少なくなり，所
望の効果が発揮出来ない。一方，２．０重量％を越える
と，焼結条件によっては，タングステン相及びα相から
なる第１相である炭化物相と第２相である結合相以外の
第３相を合金中に析出する事があるためである。
【００１５】また，本発明において，結合相を主に構成
するコバルト（Ｃｏ）含有量は，合金総重量に対して，
５〜２０重量％が好ましい。というのは，Ｃｏ含有量が
５重量％未満では，超硬合金の緻密化が十分おこなわれ
ず，また，２０重量％を越えると硬度が低くなり，耐衝
撃性が低下するからである。
するコバルト（Ｃｏ）含有量は，合金総重量に対して，
５〜２０重量％が好ましい。というのは，Ｃｏ含有量が
５重量％未満では，超硬合金の緻密化が十分おこなわれ
ず，また，２０重量％を越えると硬度が低くなり，耐衝
撃性が低下するからである。
【００１６】さらに，本発明において，炭化物成分は，
１３００℃以上で，１６００℃以下の水素，又は真空の
雰囲気中で複合化処理されていることが好ましい。その
理由は，１３００℃以下の温度の場合，未反応のタング
ステン，カーボンブラックそして酸化クロムが残存する
ことがあり好ましくなく，又１６００℃以上の場合，粒
が粗くなり，強度，硬度の改善が出来ないからである。
また，水素，真空の雰囲気中で行うのは，これらの雰囲
気以外では，炭化および複合化が進行しないためであ
る。
１３００℃以上で，１６００℃以下の水素，又は真空の
雰囲気中で複合化処理されていることが好ましい。その
理由は，１３００℃以下の温度の場合，未反応のタング
ステン，カーボンブラックそして酸化クロムが残存する
ことがあり好ましくなく，又１６００℃以上の場合，粒
が粗くなり，強度，硬度の改善が出来ないからである。
また，水素，真空の雰囲気中で行うのは，これらの雰囲
気以外では，炭化および複合化が進行しないためであ
る。
【００１７】超硬合金の製造方法は，上記の方法で炭化
タングステン及び炭化クロムを複合化した粉末と，コバ
ルト粉末とを所定量湿式混合し，篩分，乾燥後，プレス
成型を行ない，真空中１３５０℃〜１４５０℃で１時間
焼結を行なう。その後１２５０〜１３５０℃，１０００
気圧で熱間静水圧プレス処理をすることにより行われ，
その結果，特異な微細構造を有する強度，硬度の優れた
超硬合金が得られる。
タングステン及び炭化クロムを複合化した粉末と，コバ
ルト粉末とを所定量湿式混合し，篩分，乾燥後，プレス
成型を行ない，真空中１３５０℃〜１４５０℃で１時間
焼結を行なう。その後１２５０〜１３５０℃，１０００
気圧で熱間静水圧プレス処理をすることにより行われ，
その結果，特異な微細構造を有する強度，硬度の優れた
超硬合金が得られる。
【００１８】
【実施例】以下，本発明の実施例について説明する。
【００１９】原料粉末として平均粒径１．０μｍおよび
２．０μｍのタングステン粉末，平均粒径１．３μｍの
炭化クロム粉末，及びカーボンブラックを表１に示した
配合組成で混合し，１５００℃で３０分間，水素雰囲気
中で複合化処理した粉末試料１〜５を得，得られた試料
１〜３の特性を表２に示した。
２．０μｍのタングステン粉末，平均粒径１．３μｍの
炭化クロム粉末，及びカーボンブラックを表１に示した
配合組成で混合し，１５００℃で３０分間，水素雰囲気
中で複合化処理した粉末試料１〜５を得，得られた試料
１〜３の特性を表２に示した。
【００２０】表３に示した配合組成で，表１及び表２で
示した試料１〜５とコバルト粉末とを配合した後，アル
コール中１２時間，湿式混合した。その後減圧乾燥し，
１トン／ｃｍ2 の圧力でプレス成形した。次に，１４０
０℃，１時間真空焼結後，１３５０℃，１０００気圧，
１時間，アルゴンガス雰囲気下で熱間静水圧プレス処理
をして，本発明合金６〜９を夫々得た。また，比較合金
１０も同様に作製した。尚，表３の試料６〜９は，表１
及び表２の試料１〜４の試料を夫々対応させて用いてお
り，表３の比較合金１０は表１及び表２の試料５を用い
て作製している。
示した試料１〜５とコバルト粉末とを配合した後，アル
コール中１２時間，湿式混合した。その後減圧乾燥し，
１トン／ｃｍ2 の圧力でプレス成形した。次に，１４０
０℃，１時間真空焼結後，１３５０℃，１０００気圧，
１時間，アルゴンガス雰囲気下で熱間静水圧プレス処理
をして，本発明合金６〜９を夫々得た。また，比較合金
１０も同様に作製した。尚，表３の試料６〜９は，表１
及び表２の試料１〜４の試料を夫々対応させて用いてお
り，表３の比較合金１０は表１及び表２の試料５を用い
て作製している。
【００２１】また，本発明の実施例に対する比較合金と
して，表３に示すように，平均粒径０．８μｍの微粒炭
化タングステン粉末とコバルト粉末，そして平均粒径
１．３μｍの炭化クロム粉末を，アルコール中で混合
し，同様に調整して試料１０〜１４を得た。
して，表３に示すように，平均粒径０．８μｍの微粒炭
化タングステン粉末とコバルト粉末，そして平均粒径
１．３μｍの炭化クロム粉末を，アルコール中で混合
し，同様に調整して試料１０〜１４を得た。
【００２２】次に，上記の本発明合金及び比較合金の焼
結体をダイヤモンド砥石で，４ｍｍ×８ｍｍ×２５ｍｍ
の直方体状のＪＩＳ抗折片を作製し，これらの試片につ
いて抗折力，ロックウェル硬さについて測定した。合金
の粒度は，走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察するこ
とによって平均粒度を測定した。その結果を下表４に示
した。
結体をダイヤモンド砥石で，４ｍｍ×８ｍｍ×２５ｍｍ
の直方体状のＪＩＳ抗折片を作製し，これらの試片につ
いて抗折力，ロックウェル硬さについて測定した。合金
の粒度は，走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察するこ
とによって平均粒度を測定した。その結果を下表４に示
した。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】 上記のように得られた本発明合金７と比較合金１２の透
過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を図１及び図２に，ま
た，図１の本発明合金７の分散粒子およびマトリクスの
電子線回折（ＥＤＸ）分析結果を，図３（Ａ）及び
（Ｂ）に夫々示した。図１で示すように，本発明合金７
は，炭化タングステン粒子内（Ｂ）に異相（α相）の分
散粒子（Ｂ）が存在している。尚，炭化タングステン粒
子に隣接して，結合相であるコバルト相が設けられてい
る。しかし，図２の比較合金１２は，タングステン粒子
内に全く異相が見られないことがわかる。
過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を図１及び図２に，ま
た，図１の本発明合金７の分散粒子およびマトリクスの
電子線回折（ＥＤＸ）分析結果を，図３（Ａ）及び
（Ｂ）に夫々示した。図１で示すように，本発明合金７
は，炭化タングステン粒子内（Ｂ）に異相（α相）の分
散粒子（Ｂ）が存在している。尚，炭化タングステン粒
子に隣接して，結合相であるコバルト相が設けられてい
る。しかし，図２の比較合金１２は，タングステン粒子
内に全く異相が見られないことがわかる。
【００２７】また，図３の（Ａ）及び（Ｂ）の分析結果
からもわかるように，本発明合金７は，（Ｂ）炭化タン
グステン粒子内にα相である（Ｗ・Ｃｒ・Ｃｏ）Ｃの分
散粒子（Ａ）が存在している事がわかる。
からもわかるように，本発明合金７は，（Ｂ）炭化タン
グステン粒子内にα相である（Ｗ・Ｃｒ・Ｃｏ）Ｃの分
散粒子（Ａ）が存在している事がわかる。
【００２８】
【発明の効果】以上の結果より，本発明の超硬合金は，
特異な微細構造により従来の超硬合金に比較して優れた
強度，硬度を発揮するものである。
特異な微細構造により従来の超硬合金に比較して優れた
強度，硬度を発揮するものである。
【図１】本発明の実施例に係る超硬合金の結晶構造を示
すＴＥＭ写真である。
すＴＥＭ写真である。
【図２】比較例に係る超硬合金の結晶構造を示すＴＥＭ
写真である。
写真である。
【図３】（Ａ）は図１の超硬合金の分散粒子の部分のＥ
ＤＸ分析図である。（Ｂ）は図１の超硬合金のマトリク
ス部分のＥＤＸ分析図である。
ＤＸ分析図である。（Ｂ）は図１の超硬合金のマトリク
ス部分のＥＤＸ分析図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 炭化物成分を含む超硬合金において，炭
化タングステン粒子と，該炭化タングステン粒子内に分
散された炭化クロム及び炭化クロム化合物のうちの少な
くとも一種からなるクロム化合物粒子とを前記炭化物成
分として含んでいることを特徴とする超硬合金。 - 【請求項２】 請求項１記載の超硬合金において，前記
炭化タングステン粒子は，０．１〜１．０μｍの範囲内
の平均粒径を有し，前記クロム化合物粒子は，２００ｎ
ｍ以下の平均粒径を有することを特徴とする超硬合金。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の超硬合金におい
て，更に，コバルトを含み，前記炭化物成分が９５〜８
０重量％で，前記コバルト成分が５〜２０重量％である
組成を有し，前記炭化物成分は，０．５〜２．０重量％
の炭化クロムと残部が炭化タングステンとからなる組成
を有することを特徴とする超硬合金。 - 【請求項４】 請求項１乃至３のいずれか記載の超硬合
金において，前記炭化物は，１３００℃〜１６００℃の
温度範囲で，タングステン，カーボンブラック，及びク
ロム成分を水素又は真空雰囲気で複合化処理した粉末に
よって，形成され，前記クロム成分は酸化クロム及び炭
化クロムの内の少なくとも一種からなることを特徴とす
る超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5141242A JP2666036B2 (ja) | 1993-05-21 | 1993-05-21 | 超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5141242A JP2666036B2 (ja) | 1993-05-21 | 1993-05-21 | 超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06330220A JPH06330220A (ja) | 1994-11-29 |
| JP2666036B2 true JP2666036B2 (ja) | 1997-10-22 |
Family
ID=15287401
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5141242A Expired - Fee Related JP2666036B2 (ja) | 1993-05-21 | 1993-05-21 | 超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2666036B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6037287A (en) * | 1997-11-26 | 2000-03-14 | Praxair S.T. Technology, Inc. | Laser clad pot roll sleeves and bushings for galvanizing baths |
| US6554548B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-04-29 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented carbide body having a surface zone of binder enrichment |
| US6575671B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-06-10 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented tungsten carbide body |
| US6612787B1 (en) | 2000-08-11 | 2003-09-02 | Kennametal Inc. | Chromium-containing cemented tungsten carbide coated cutting insert |
| CN111218576B (zh) * | 2020-02-25 | 2022-01-18 | 自贡硬质合金有限责任公司 | 一种非均匀合金的制备方法 |
-
1993
- 1993-05-21 JP JP5141242A patent/JP2666036B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06330220A (ja) | 1994-11-29 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
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