JP2760007B2 - 耐摩工具用超硬合金及びその製造方法 - Google Patents
耐摩工具用超硬合金及びその製造方法Info
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- JP2760007B2 JP2760007B2 JP1039197A JP3919789A JP2760007B2 JP 2760007 B2 JP2760007 B2 JP 2760007B2 JP 1039197 A JP1039197 A JP 1039197A JP 3919789 A JP3919789 A JP 3919789A JP 2760007 B2 JP2760007 B2 JP 2760007B2
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- alloy
- group metal
- wear
- iron group
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Description
【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] 本発明は、耐摩工具用超硬合金及びその製造方法に関
し、例えば耐摩耗性のパンチ、ヘッダ等の冷間鍛造工
具、温熱鍛造工具に用いるソリッド工具等の靱性と耐摩
耗性を兼ね備えた工具に適用することのできる上記合金
及びその製造方法に関するものである。
し、例えば耐摩耗性のパンチ、ヘッダ等の冷間鍛造工
具、温熱鍛造工具に用いるソリッド工具等の靱性と耐摩
耗性を兼ね備えた工具に適用することのできる上記合金
及びその製造方法に関するものである。
[従来の技術] 従来、上記のような耐摩、耐衝撃用工具として、WC−
Co系合金が用いられてきた。
Co系合金が用いられてきた。
このWC−Co系合金では、WCの粒度やCoの量の組合わせ
によって、耐摩耗性又は靱性の向上を図ってきた。
によって、耐摩耗性又は靱性の向上を図ってきた。
[発明が解決しようとする課題] しかし、耐摩耗性と靱性とは相反する性質故に、上記
のWC−Co系合金において、高靱性を付与するためにCoを
増加させると、必然的に耐摩耗性が低下してしまうとい
う欠点があった。
のWC−Co系合金において、高靱性を付与するためにCoを
増加させると、必然的に耐摩耗性が低下してしまうとい
う欠点があった。
このようなことから、WC−Co系合金の耐摩、耐衝撃用
工具としての用途は、ハイス(ハイスピードの略、高速
度)系合金に比し、制限されていた。
工具としての用途は、ハイス(ハイスピードの略、高速
度)系合金に比し、制限されていた。
また、CoをNi等に置き換えたり、WCを(MoW)Cで置
換した合金も検討されてきた。しかし、本質的な問題は
解決されていなかった。
換した合金も検討されてきた。しかし、本質的な問題は
解決されていなかった。
本発明は、耐摩耗性と靱性の両者を兼ね備えたソリッ
ド工具等用の超硬合金及びその製造方法を提供すること
を目的とする。
ド工具等用の超硬合金及びその製造方法を提供すること
を目的とする。
[課題を解決するための手段] 本発明は、上記目的を、WC−Co系等のWC−鉄族金属系
超硬合金を表面下特定領域部と内部とでCoの結合相量を
変えた複合構造とすることにより、達成するものであ
る。
超硬合金を表面下特定領域部と内部とでCoの結合相量を
変えた複合構造とすることにより、達成するものであ
る。
すなわち、本発明は、WCと鉄族金属からなる超硬合金
の表面下0.5〜2mmの間に鉄族金属の結合相富化層が存在
し、該合金全体にわたってη相が存在しないことを特徴
とする耐摩工具用超硬合金に関するものである。
の表面下0.5〜2mmの間に鉄族金属の結合相富化層が存在
し、該合金全体にわたってη相が存在しないことを特徴
とする耐摩工具用超硬合金に関するものである。
また、本発明は、WCと鉄族金属を結合相とする超硬合
金に予め遊離炭素を含有させ、該合金を1300℃から1200
℃までを5℃/min.以下の冷却速度で真空又は酸化性雰
囲気中で冷却した後、引き続いて1280〜1260℃の温度域
まで5℃/min.以下の昇温速度で酸化性雰囲気中で加熱
し、該1280〜1260℃の温度域で真空又は酸化性雰囲気中
で保持することを特徴とする耐摩工具用超硬合金の製造
方法に関するものである。
金に予め遊離炭素を含有させ、該合金を1300℃から1200
℃までを5℃/min.以下の冷却速度で真空又は酸化性雰
囲気中で冷却した後、引き続いて1280〜1260℃の温度域
まで5℃/min.以下の昇温速度で酸化性雰囲気中で加熱
し、該1280〜1260℃の温度域で真空又は酸化性雰囲気中
で保持することを特徴とする耐摩工具用超硬合金の製造
方法に関するものである。
[作用] 本発明超硬合金は、表面部のCo等鉄族金属の結合相が
内部へ移行し、表面下0.5〜2mmの間のCo等鉄族金属の結
合相が富化した複合構造となっている。
内部へ移行し、表面下0.5〜2mmの間のCo等鉄族金属の結
合相が富化した複合構造となっている。
従って、表面のCo等鉄族金属結合相が減少し、表面の
耐摩耗性が向上する。
耐摩耗性が向上する。
一方、表面下0.5〜2mmの間では、Co等鉄族金属の結合
相が富化しているため、万一表面に亀裂が入り、該亀裂
が内部へ伝搬しても、該亀裂の伝搬はこの富化部により
遮断され、結果的に靱性向上につながる。
相が富化しているため、万一表面に亀裂が入り、該亀裂
が内部へ伝搬しても、該亀裂の伝搬はこの富化部により
遮断され、結果的に靱性向上につながる。
なお、このような構造の一例として、特開昭61−1798
46号公報において、η相を含むものが開示されている。
しかし、この公知例のものでは、靱性が不足し、本発明
の耐衝撃性工具として必要な靱性を得ることはできな
い。
46号公報において、η相を含むものが開示されている。
しかし、この公知例のものでは、靱性が不足し、本発明
の耐衝撃性工具として必要な靱性を得ることはできな
い。
この時、Co等鉄族金属の結合相富化領域を0.5〜2mmと
するのは、0.5mm未満では耐摩耗性の低下が生じ、2mmよ
り厚くても結合相富化領域の効果が生じないからであ
る。
するのは、0.5mm未満では耐摩耗性の低下が生じ、2mmよ
り厚くても結合相富化領域の効果が生じないからであ
る。
本発明方法は、以上のような複合構造の超硬合金を製
造するものである。
造するものである。
本発明方法においては、先ず、WCと鉄族金属を結合相
とする超硬合金に予め遊離炭素を含有させておく。
とする超硬合金に予め遊離炭素を含有させておく。
この遊離炭素の含有量は、以下に述べる徐冷工程でCo
等鉄族金属と反応させ融体相として表面部へ移動させ易
くする上では0.15重量%とすることが好ましいが、この
徐冷に引き続いて行われる昇温過程で脱炭され難いため
0.05〜0.10重量%程度とすることがより好ましい。
等鉄族金属と反応させ融体相として表面部へ移動させ易
くする上では0.15重量%とすることが好ましいが、この
徐冷に引き続いて行われる昇温過程で脱炭され難いため
0.05〜0.10重量%程度とすることがより好ましい。
次いで、上記の遊離炭素を含有させた超硬合金を1300
℃から1200℃まで5℃/min.以下の冷却速度で真空又は
酸化性雰囲気中で徐冷する。
℃から1200℃まで5℃/min.以下の冷却速度で真空又は
酸化性雰囲気中で徐冷する。
主として、遊離炭素とCo等鉄族金属で生じていた融体
相が固相化する温度は、遊離炭素量によって変化する
が、その最低温度は約1260℃と考えられる。従って、安
全のため、1300〜1200℃間を真空又は酸化性雰囲気で徐
冷すると、合金内外に炭素量の差を生じ、これによって
融体相量の差が生じ、合金表面部へ該融体相が移動す
る。
相が固相化する温度は、遊離炭素量によって変化する
が、その最低温度は約1260℃と考えられる。従って、安
全のため、1300〜1200℃間を真空又は酸化性雰囲気で徐
冷すると、合金内外に炭素量の差を生じ、これによって
融体相量の差が生じ、合金表面部へ該融体相が移動す
る。
この結果、合金表面部にCo等鉄族金属富化層が生じ
る。
る。
この時、5℃/min.以下の冷却速度とするのは、結合
相の拡散速度を考慮したものである。
相の拡散速度を考慮したものである。
なお、冷却速度の下限値は、量産性の低下を防止する
等の理由により、0.1℃/min.とすることが好ましい。
等の理由により、0.1℃/min.とすることが好ましい。
また、1300℃から1200℃まで冷却するのは、焼結炉は
温度分布を持ち、量産性を考慮すれば、その最低温度は
幅を持たせることが重要であり、少なくとも1200℃とす
れば、従来の焼結法と何ら変わりない量産性とすること
ができるからである。
温度分布を持ち、量産性を考慮すれば、その最低温度は
幅を持たせることが重要であり、少なくとも1200℃とす
れば、従来の焼結法と何ら変わりない量産性とすること
ができるからである。
また、真空又は酸化性雰囲気中で徐冷するのは、合金
内外で炭素量の差を与えるためである。
内外で炭素量の差を与えるためである。
この真空度は、脱炭性雰囲気を与えるために、10-5〜
10-3Torr程度とすることが好ましく、酸化性雰囲気とし
ては、例えばCO2、CO2とH2の混合ガス等が好ましく挙げ
られる。
10-3Torr程度とすることが好ましく、酸化性雰囲気とし
ては、例えばCO2、CO2とH2の混合ガス等が好ましく挙げ
られる。
以上の徐冷の後、1200℃から引き続いて1280〜1260℃
の温度域まで5℃/min.以下の昇温速度で酸化性雰囲気
中で加熱する。
の温度域まで5℃/min.以下の昇温速度で酸化性雰囲気
中で加熱する。
この工程によって、合金中の遊離炭素が酸化脱炭さ
れ、消滅する。
れ、消滅する。
この時の加熱温度を1280〜1260℃とするのは、1260℃
未満であれば遊離炭素の酸化脱炭が充分に生ぜず、1280
℃を超えても遊離炭素の酸化脱炭の作用は飽和してしま
うため、経済的に意味がないからである。
未満であれば遊離炭素の酸化脱炭が充分に生ぜず、1280
℃を超えても遊離炭素の酸化脱炭の作用は飽和してしま
うため、経済的に意味がないからである。
この温度域への昇温速度を5℃/min.以下とするの
は、これより速いと遊離炭素の酸化脱炭が充分に進行し
ないからである。
は、これより速いと遊離炭素の酸化脱炭が充分に進行し
ないからである。
なお、あまり遅い昇温速度であると、脱炭量が大き
く、η相(Co3W3C)等の発生があるため、昇温速度の下
限値は0.1℃/min.程度とすることが好ましい。
く、η相(Co3W3C)等の発生があるため、昇温速度の下
限値は0.1℃/min.程度とすることが好ましい。
そして、上記の1280〜1260℃の温度域で真空又は酸化
性雰囲気中で保持する。
性雰囲気中で保持する。
この過程で、表面のCo等鉄族金属の富化領域部から内
部に向かって炭素量が減少し、固液界面が内部へ移動す
る。この移動に伴い、表面の富化したCo等鉄族金属が内
部へ移動して行き、表面下0.5〜2mmの間が富化層となる
と推測される。
部に向かって炭素量が減少し、固液界面が内部へ移動す
る。この移動に伴い、表面の富化したCo等鉄族金属が内
部へ移動して行き、表面下0.5〜2mmの間が富化層となる
と推測される。
この過程を真空又は酸化性雰囲気中で行うのは、合金
内外に炭素量の差を与え、液相発生温度を変化させるた
めである。
内外に炭素量の差を与え、液相発生温度を変化させるた
めである。
この時の真空度は、脱炭性雰囲気にするために、10-5
〜10-3Torr程度とすることが好ましい。
〜10-3Torr程度とすることが好ましい。
また、酸化性雰囲気としては、例えばCO2、CO2とH2の
混合ガス等が好ましく使用される。
混合ガス等が好ましく使用される。
また、この過程の保持時間は1〜100時間程度が好ま
しく、1時間未満であると表面の富化したCo等鉄族金属
の内部への移動が充分に進まず、逆に100時間より長い
と移動が進み過ぎ、上記の表面下0.5〜2mmの間での富化
が得られない。
しく、1時間未満であると表面の富化したCo等鉄族金属
の内部への移動が充分に進まず、逆に100時間より長い
と移動が進み過ぎ、上記の表面下0.5〜2mmの間での富化
が得られない。
[実施例] 実施例1 WC−10%(重量%、以下同じ)Co合金(0.10%の遊離
炭素を含む)を1400℃で30分間焼結した後、1300℃まで
10℃/min.の冷却速度で真空中で冷却し、次いで1200℃
まで2℃/min.の冷却速度で5TorrのCO2雰囲気中で冷却
した。
炭素を含む)を1400℃で30分間焼結した後、1300℃まで
10℃/min.の冷却速度で真空中で冷却し、次いで1200℃
まで2℃/min.の冷却速度で5TorrのCO2雰囲気中で冷却
した。
引き続いて、1270℃まで5℃/min.の昇温速度で昇温
し、この1270℃で30分間2TorrのCO2雰囲気中で保持し
た。
し、この1270℃で30分間2TorrのCO2雰囲気中で保持し
た。
この結果、表面下0.5mmの所に2〜3μmのCoラメラ
ー状組織が観察された。
ー状組織が観察された。
また、合金分析結果では、遊離炭素の量は0.01%で、
表面のHvは内部に比し50%向上していた。
表面のHvは内部に比し50%向上していた。
上記合金を用いて、ポンチを作製し、S35C(炭素鋼−
0.35重量%C)(初期形状φ20、長さ/径=1.3)を鍛
造(後方押出し)によって、ギアブランク(ギア素材)
を加工した。
0.35重量%C)(初期形状φ20、長さ/径=1.3)を鍛
造(後方押出し)によって、ギアブランク(ギア素材)
を加工した。
この時の、ポンチの寿命は約8万個のショットが可能
であった。
であった。
比較のために、通常のWC−10%Co合金)では2万個の
ショットで割損が発生した。
ショットで割損が発生した。
実施例2 実施例1と同一の合金を用い、実施例1と同一の条件
で焼結、冷却、昇温し、1270℃での保持時間を1時間、
2時間、3時間として合金を製造した。
で焼結、冷却、昇温し、1270℃での保持時間を1時間、
2時間、3時間として合金を製造した。
この結果、Co富化層領域は、夫々表面下0.7mm,1.0mm,
2.3mmであった。
2.3mmであった。
また、これらの合金を実施例1と同一条件で寿命テス
トした。
トした。
この結果、夫々9万個、6万個、2.5万個のショット
が可能であった。
が可能であった。
[発明の効果] 以上詳述したように、本発明合金及び方法において
は、耐摩耗性と靱性と言う相反する両性質を、合金の表
面下特定領域のCo等鉄族金属結合相量を多くする(富化
する)ことにより、高度に付与することができる。
は、耐摩耗性と靱性と言う相反する両性質を、合金の表
面下特定領域のCo等鉄族金属結合相量を多くする(富化
する)ことにより、高度に付与することができる。
この結果、WC−Co等鉄族金属系合金の耐摩、耐衝撃用
工具としての用途を、ハイス系合金と同等若しくはそれ
以上に広げることができ、本発明は、耐摩耗性と靱性の
両者を兼ね備えたソリッド工具用の超硬合金及びその製
造方法として有益である。
工具としての用途を、ハイス系合金と同等若しくはそれ
以上に広げることができ、本発明は、耐摩耗性と靱性の
両者を兼ね備えたソリッド工具用の超硬合金及びその製
造方法として有益である。
Claims (2)
- 【請求項1】WCと鉄族金属からなる超硬合金の表面下0.
5〜2mmの間に鉄族金属の結合相富化層が存在し、該合金
全体にわたってη相が存在しないことを特徴とする耐摩
工具用超硬合金。 - 【請求項2】WCと鉄族金属を結合相とする超硬合金に予
め遊離炭素を含有させ、該合金を1300℃から1200℃まで
を5℃/min.以下の冷却速度で真空又は酸化性雰囲気中
で冷却した後、引き続いて1280〜1260℃の温度域まで5
℃/min.以下の昇温速度で酸化性雰囲気中で加熱し、該1
280〜1260℃の温度域で真空又は酸化性雰囲気中で保持
することを特徴とする耐摩工具用超硬合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1039197A JP2760007B2 (ja) | 1989-02-21 | 1989-02-21 | 耐摩工具用超硬合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1039197A JP2760007B2 (ja) | 1989-02-21 | 1989-02-21 | 耐摩工具用超硬合金及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02221354A JPH02221354A (ja) | 1990-09-04 |
JP2760007B2 true JP2760007B2 (ja) | 1998-05-28 |
Family
ID=12546398
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1039197A Expired - Lifetime JP2760007B2 (ja) | 1989-02-21 | 1989-02-21 | 耐摩工具用超硬合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2760007B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102126025B (zh) * | 2011-02-22 | 2012-12-05 | 中南大学 | 一种表层脱碳WC-Co梯度硬质合金预制体的制备工艺 |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0182759B2 (en) * | 1984-11-13 | 1993-12-15 | Santrade Ltd. | Cemented carbide body used preferably for rock drilling and mineral cutting |
-
1989
- 1989-02-21 JP JP1039197A patent/JP2760007B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH02221354A (ja) | 1990-09-04 |
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