JP3232599B2 - 高硬度超硬合金 - Google Patents
高硬度超硬合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高圧水流ノズル用、
切削、摺動、線引ダイス等の工具用として切削特性に優
れた高硬度、高耐摩耗、高耐食、高剛性の超硬合金に関
するものである。
切削、摺動、線引ダイス等の工具用として切削特性に優
れた高硬度、高耐摩耗、高耐食、高剛性の超硬合金に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、耐摩耗性が良く、切削特性に
優れる工具用硬質合金がＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族金属元
素の炭化物、窒化物などからなる硬質相と鉄族金属の結
合相とから得られていることは周知である。特に、ＷＣ
−Ｃｏ系超硬合金は、機械的性質に最も優れるため、切
削工具や耐摩耗工具の分野では有用である。このＷＣ−
Ｃｏ系超硬合金は、ＷＣ粉末（硬質相）とＣｏ粉末（結
合相）からなる混合粉末を、乾燥・造粒→プレス→焼結
することにより得られるが、合金の硬度向上や強度向
上、耐摩耗性向上等を図るには、合金中のＷＣ粒子を微
粒にする必要がある。この場合、使用原料のＷＣ粉末を
微粉末とする方法が採られている。しかし、微粒のＷＣ
粉末を用いれば、液相焼結下で硬質相が粒成長する。こ
れを防止するために、従来ではＷＣ粉末の製造時にＣ
ｒ，Ｖ等を添加して、上記粒成長の抑制を図っている。
優れる工具用硬質合金がＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族金属元
素の炭化物、窒化物などからなる硬質相と鉄族金属の結
合相とから得られていることは周知である。特に、ＷＣ
−Ｃｏ系超硬合金は、機械的性質に最も優れるため、切
削工具や耐摩耗工具の分野では有用である。このＷＣ−
Ｃｏ系超硬合金は、ＷＣ粉末（硬質相）とＣｏ粉末（結
合相）からなる混合粉末を、乾燥・造粒→プレス→焼結
することにより得られるが、合金の硬度向上や強度向
上、耐摩耗性向上等を図るには、合金中のＷＣ粒子を微
粒にする必要がある。この場合、使用原料のＷＣ粉末を
微粉末とする方法が採られている。しかし、微粒のＷＣ
粉末を用いれば、液相焼結下で硬質相が粒成長する。こ
れを防止するために、従来ではＷＣ粉末の製造時にＣ
ｒ，Ｖ等を添加して、上記粒成長の抑制を図っている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところが、上記従来例
のように、ＷＣの粒成長を抑制するために、Ｃｒ，Ｖを
添加すると、ＷＣ中にＣｒ2 Ｏ3 ，Ｖ2 Ｏ5 等の安定酸
化物が多く含まれることとなり、その量は例えばＷＣ原
料粉末中０．３〜０．８％となる。この安定酸化物の存
在が少量結合金属とのぬれ性を阻害し、合金の高密度化
が妨げられる。この結果、硬度、強度の面である程度の
限界を生じ、通常の粉末冶金法では製造が不可となり、
また高圧高温法や溶解法等による場合には、低強度にな
るという欠点があった。
のように、ＷＣの粒成長を抑制するために、Ｃｒ，Ｖを
添加すると、ＷＣ中にＣｒ2 Ｏ3 ，Ｖ2 Ｏ5 等の安定酸
化物が多く含まれることとなり、その量は例えばＷＣ原
料粉末中０．３〜０．８％となる。この安定酸化物の存
在が少量結合金属とのぬれ性を阻害し、合金の高密度化
が妨げられる。この結果、硬度、強度の面である程度の
限界を生じ、通常の粉末冶金法では製造が不可となり、
また高圧高温法や溶解法等による場合には、低強度にな
るという欠点があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記従来
の課題に鑑みてなされたもので、焼結前のＷＣ粉末中の
酸化物量を減少して、ＷＣ−Ｃｏのぬれ性を向上させる
ことができる高密度、高強度の超硬合金を提供すること
を目的とする。
の課題に鑑みてなされたもので、焼結前のＷＣ粉末中の
酸化物量を減少して、ＷＣ−Ｃｏのぬれ性を向上させる
ことができる高密度、高強度の超硬合金を提供すること
を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】この発明者らは、鋭意研
究の末、ＷＣ粉末製造時にＣｒ，Ｖ等を添加せず、得ら
れたＷＣ粉末にＣｏ、Ｍｏ又はＭｏ2 Ｃ、及びＶＣを所
定含有量で混合して原料粉末とすることにより、安定酸
化物の量を減ずることができ、ＷＣ−Ｃｏのぬれ性が向
上し、高硬度、耐摩耗性、耐食性、高剛性に優れた硬質
合金が得られることを見出して、この発明を完成するに
至ったものである。
究の末、ＷＣ粉末製造時にＣｒ，Ｖ等を添加せず、得ら
れたＷＣ粉末にＣｏ、Ｍｏ又はＭｏ2 Ｃ、及びＶＣを所
定含有量で混合して原料粉末とすることにより、安定酸
化物の量を減ずることができ、ＷＣ−Ｃｏのぬれ性が向
上し、高硬度、耐摩耗性、耐食性、高剛性に優れた硬質
合金が得られることを見出して、この発明を完成するに
至ったものである。
【０００６】即ち、この発明は、粒径２μｍ以下のＷＣ
を主体とし、Ｍｏ又はＭｏ2Ｃ、及びＶＣを含有してな
る硬質相と、Ｃｏを主体とする結合相とからなり、焼結
後の合金組成が、０．２〜１．０重量％Ｃｏ、２．０〜
７．０重量％Ｍｏ又はＭｏ2Ｃ、０．２〜０．６重量％
ＶＣ、残部がＷＣであり、合金の密度が１４．８ｇ／ｃ
ｍ 3 以上、ビッカース硬度が２３００ｋｇ／ｍｍ 2 以上
で、かつ破壊靱性値が３．０以上であることを特徴とす
る高硬度超硬合金である。
を主体とし、Ｍｏ又はＭｏ2Ｃ、及びＶＣを含有してな
る硬質相と、Ｃｏを主体とする結合相とからなり、焼結
後の合金組成が、０．２〜１．０重量％Ｃｏ、２．０〜
７．０重量％Ｍｏ又はＭｏ2Ｃ、０．２〜０．６重量％
ＶＣ、残部がＷＣであり、合金の密度が１４．８ｇ／ｃ
ｍ 3 以上、ビッカース硬度が２３００ｋｇ／ｍｍ 2 以上
で、かつ破壊靱性値が３．０以上であることを特徴とす
る高硬度超硬合金である。
【０００７】
【作用】この発明は上記したように、ＷＣ、Ｃｏ、Ｍｏ
又はＭｏ2 Ｃ、及びＶＣを原料粉末とする。硬質相の主
体となるＷＣは、Ｃｒ，Ｖ等が添加されず、例えば９
３．８７重量／％Ｗ粉末に６１．３重量／％Ｃ粉末を混
合し、炭化炉で非酸化性雰囲気で炭化して得られる粒径
２μｍ以下のＷＣ粉末を用いる。
又はＭｏ2 Ｃ、及びＶＣを原料粉末とする。硬質相の主
体となるＷＣは、Ｃｒ，Ｖ等が添加されず、例えば９
３．８７重量／％Ｗ粉末に６１．３重量／％Ｃ粉末を混
合し、炭化炉で非酸化性雰囲気で炭化して得られる粒径
２μｍ以下のＷＣ粉末を用いる。
【０００８】結合金属としてのＣｏは、０．４重量％の
低い割合で配合される。上記ＷＣ粉末中にはＣＲ，Ｖ等
が添加されないので、安定酸化物の量が少なくなるた
め、このようにＣｏ量を減少させても、ＷＣ−Ｃｏのぬ
れ性が阻害されない。
低い割合で配合される。上記ＷＣ粉末中にはＣＲ，Ｖ等
が添加されないので、安定酸化物の量が少なくなるた
め、このようにＣｏ量を減少させても、ＷＣ−Ｃｏのぬ
れ性が阻害されない。
【０００９】ところで、上記Ｃｏ量を減じると、合金中
にＷＣ（α相）−γ（Ｗを含むＣｏ相）の他に、Ｗ3 Ｃ
ｏ3 Ｃ（ζ相）の金属間化合物や遊離炭素（Ｆｒｅｅ
Ｃａｒｂｏｎ）が出現し易くなる。これが出現すると、
合金の硬度、強度が低下する原因となる。これを防止す
るために、この発明では、Ｍｏ又はＭｏ2 Ｃを５．５重
量％の割合で添加する。
にＷＣ（α相）−γ（Ｗを含むＣｏ相）の他に、Ｗ3 Ｃ
ｏ3 Ｃ（ζ相）の金属間化合物や遊離炭素（Ｆｒｅｅ
Ｃａｒｂｏｎ）が出現し易くなる。これが出現すると、
合金の硬度、強度が低下する原因となる。これを防止す
るために、この発明では、Ｍｏ又はＭｏ2 Ｃを５．５重
量％の割合で添加する。
【００１０】一方、上記ＷＣ粉末製造時にＣｒ，Ｖ等を
添加しないため、安定酸化物が発生防止を図れる反面、
液相焼結下で硬質相（ＷＣ）が粒成長し易くなる。これ
を防止するために、この発明では、０．４重量％のＶＣ
を配合する。このＶＣによって粒成長を抑制することが
可能であり、合金の高密度化が達成される。
添加しないため、安定酸化物が発生防止を図れる反面、
液相焼結下で硬質相（ＷＣ）が粒成長し易くなる。これ
を防止するために、この発明では、０．４重量％のＶＣ
を配合する。このＶＣによって粒成長を抑制することが
可能であり、合金の高密度化が達成される。
【００１１】この発明の超硬合金の製造の一例について
説明すると、上記ＷＣ，Ｃｏ，Ｍｏ又はＭｏ2 Ｃ，ＶＣ
からなる原料粉末を市販のボールミル湿式混合機で配合
し、この混合物を乾燥・造粒後にプレス成形し、所定条
件で予備焼結下のち、さらに液相出現温度より低い温度
以上の温度で、５０kg／cm2 以上の高圧不活性ガス中で
熱間静水圧プレス焼結（ＨＩＰ）することによって得ら
れるのである。
説明すると、上記ＷＣ，Ｃｏ，Ｍｏ又はＭｏ2 Ｃ，ＶＣ
からなる原料粉末を市販のボールミル湿式混合機で配合
し、この混合物を乾燥・造粒後にプレス成形し、所定条
件で予備焼結下のち、さらに液相出現温度より低い温度
以上の温度で、５０kg／cm2 以上の高圧不活性ガス中で
熱間静水圧プレス焼結（ＨＩＰ）することによって得ら
れるのである。
【００１２】この発明における予備焼結の条件は、真空
又は特殊雰囲気中で１３００℃〜１６００℃×１Ｈｒが
適当であり、熱間静水圧プレスによる焼結はアルゴン等
の不活性ガス雰囲気中８０kg／cm2 以上の圧力下、１３
００℃〜１６００℃×１Ｈｒが適当である。
又は特殊雰囲気中で１３００℃〜１６００℃×１Ｈｒが
適当であり、熱間静水圧プレスによる焼結はアルゴン等
の不活性ガス雰囲気中８０kg／cm2 以上の圧力下、１３
００℃〜１６００℃×１Ｈｒが適当である。
【００１３】上記製造法によって得られた超硬合金は、
超硬合金の組成範囲は、０．２〜１．０重量％Ｃｏ、
２．０〜７．０重量％Ｍｏ又Ｍｏ2 Ｃ、０．２〜０．６
重量％ＶＣ、残部がＷＣである。ここで、上記Ｃｏが
０．２重量％未満の場合、Ｃｏが硬質相の表面に均一に
ぬれずに、著しい偏析を生ずる。結果として合金的諸特
性が劣ってしまう。これに対し、Ｃｏが１．０重量％を
越えると、Ｃｏ相がほぼ均一に硬質相の表面にぬれてい
くが、合金としてはＣｏ相の特性の影響が表われる。ま
た、上記Ｍｏ又Ｍｏ2 Ｃが２．０重量％未満の場合、使
用するＷＣ粉末中の遊離炭素（Ｆ．Ｃ）と反応し、Ｍｏ
2 Ｃ生成又は／及びａＷＣ＋ｂＣ＋ｃＭｏ→ａ’ＷＣ＋
ｄＭｏ2 Ｃ＋ｅＭｏ反応に伴うＣｏ相の硬質相へのぬれ
性が促進されず、合金中のＣｏは偏析してくる。これに
対し、Ｍｏ又はＭｏ2 Ｃが７．０重量％を越えると、Ｍ
ｏ又はＭｏ2 Ｃの特性の影響が合金特性として大きく表
われ、硬度が低くなる。さらに、上記ＶＣが０．２重量
％未満の場合、ＶＣとＣｏ、硬質相とのぬれ性が悪く偏
析し、ＷＣの粒成長抑制効果が低下し、ＷＣが成長す
る。これに対し、ＶＣが０．６重量％を越えると、ＶＣ
の特性が合金特性として影響大となったり（合金硬度が
低くなる等）、他の元素との金属間化合物の生成、析出
等により、合金特性の靭性低下を招く。
超硬合金の組成範囲は、０．２〜１．０重量％Ｃｏ、
２．０〜７．０重量％Ｍｏ又Ｍｏ2 Ｃ、０．２〜０．６
重量％ＶＣ、残部がＷＣである。ここで、上記Ｃｏが
０．２重量％未満の場合、Ｃｏが硬質相の表面に均一に
ぬれずに、著しい偏析を生ずる。結果として合金的諸特
性が劣ってしまう。これに対し、Ｃｏが１．０重量％を
越えると、Ｃｏ相がほぼ均一に硬質相の表面にぬれてい
くが、合金としてはＣｏ相の特性の影響が表われる。ま
た、上記Ｍｏ又Ｍｏ2 Ｃが２．０重量％未満の場合、使
用するＷＣ粉末中の遊離炭素（Ｆ．Ｃ）と反応し、Ｍｏ
2 Ｃ生成又は／及びａＷＣ＋ｂＣ＋ｃＭｏ→ａ’ＷＣ＋
ｄＭｏ2 Ｃ＋ｅＭｏ反応に伴うＣｏ相の硬質相へのぬれ
性が促進されず、合金中のＣｏは偏析してくる。これに
対し、Ｍｏ又はＭｏ2 Ｃが７．０重量％を越えると、Ｍ
ｏ又はＭｏ2 Ｃの特性の影響が合金特性として大きく表
われ、硬度が低くなる。さらに、上記ＶＣが０．２重量
％未満の場合、ＶＣとＣｏ、硬質相とのぬれ性が悪く偏
析し、ＷＣの粒成長抑制効果が低下し、ＷＣが成長す
る。これに対し、ＶＣが０．６重量％を越えると、ＶＣ
の特性が合金特性として影響大となったり（合金硬度が
低くなる等）、他の元素との金属間化合物の生成、析出
等により、合金特性の靭性低下を招く。
【００１４】さらに、得られた超硬合金は、密度が１
４．８g ／cm2 以上、ビッカース硬度が２３００kg／mm
2 以上で、かつ破壊靭性値が３．０以上である。
４．８g ／cm2 以上、ビッカース硬度が２３００kg／mm
2 以上で、かつ破壊靭性値が３．０以上である。
【００１５】さらに、上記超硬合金の有孔度は、ＡＳＴ
Ｍ規格でＡ０６以下、Ｂ０６以下或はＣ０２以下であ
る。このＡＳＴＭ規格は、巣の大きさがＡ型は１０μｍ
未満、Ｂ型は１０μｍ以上２５μｍ未満、Ｃ型は遊離炭
素に起因するものであり、Ａ０６は、２００倍に拡大し
た顕微鏡組織において０．２％（vol.) 、Ｂ０６は、１
００倍に拡大した顕微鏡組織においては０．２％（vo
l.) （１３００pores ／cm2)とされる。
Ｍ規格でＡ０６以下、Ｂ０６以下或はＣ０２以下であ
る。このＡＳＴＭ規格は、巣の大きさがＡ型は１０μｍ
未満、Ｂ型は１０μｍ以上２５μｍ未満、Ｃ型は遊離炭
素に起因するものであり、Ａ０６は、２００倍に拡大し
た顕微鏡組織において０．２％（vol.) 、Ｂ０６は、１
００倍に拡大した顕微鏡組織においては０．２％（vo
l.) （１３００pores ／cm2)とされる。
【００１６】
【実施例】以下、この発明を実施例により詳細に説明す
る。
る。
【００１７】表１に示す４種の配合組成（配合重量／
％）のものをそれぞれボールミルにて約８時間混合して
原料粉を作成した。
％）のものをそれぞれボールミルにて約８時間混合して
原料粉を作成した。
【００１８】
【表１】
【００１９】これらの原料粉を乾燥・造粒後、１．０Ｔ
／cm2 （２０×２０×２０mm) でプレス成形し、約１時
間１４７０℃で予備焼結を行なったのち、アルゴンガス
雰囲気下、１０００kg／cm2 の高圧力で１３２０℃、１
時間の熱間静水圧プレス焼結（ＨＩＰ）を行ない、硬質
合金を得た。
／cm2 （２０×２０×２０mm) でプレス成形し、約１時
間１４７０℃で予備焼結を行なったのち、アルゴンガス
雰囲気下、１０００kg／cm2 の高圧力で１３２０℃、１
時間の熱間静水圧プレス焼結（ＨＩＰ）を行ない、硬質
合金を得た。
【００２０】熱間静水圧プレス後の合金特性を表２に示
す。実施例Ａでは、比較例Ｂと比較して、高密度、高硬
度、さらには破壊靭性に優れていることが判る。
す。実施例Ａでは、比較例Ｂと比較して、高密度、高硬
度、さらには破壊靭性に優れていることが判る。
【００２１】
【表２】
【００２２】この発明に係る高強度超硬質合金は、耐食
性、有孔度、耐摩耗性、耐放電加工、光沢性にも優れて
いることから、一般的なワークの切削工具（ＶB ，ＫT
広耗）、耐摩耗工具の他、Ｗ−Ｎｉ等、難加工ワークの
分野にも広範囲に活用し得る。
性、有孔度、耐摩耗性、耐放電加工、光沢性にも優れて
いることから、一般的なワークの切削工具（ＶB ，ＫT
広耗）、耐摩耗工具の他、Ｗ−Ｎｉ等、難加工ワークの
分野にも広範囲に活用し得る。
【００２３】
【発明の効果】以上説明したように、この発明によれ
ば、粒径２μm 以下のＷＣを主体とし、Ｍｏ又はＭｏ2
Ｃ、及びＶＣを含有してなる硬質相と、Ｃｏを主体とす
る結合相とからなり、焼結後の合金組成が、０．２〜
１．０重量％Ｃｏ、２．０〜７．０重量％Ｍｏ又はＭｏ
2 Ｃ、０．２〜０．６重量％ＶＣ、残部がＷＣであるの
で、ＷＣ粉末にＣｒ，Ｖ等が添加されないので、安定酸
化物の量を減ずることができ、さらに、Ｍｏ又はＭｏ2
Ｃ、及びＶＣを添加することにより、硬質相の粒成長が
抑制されると共に、ＷＣ−Ｃｏのぬれ性が向上する。そ
の結果、高圧水流ノズル用、切削、摺動、線引ダイス等
の工具用合金として切削特性に優れ、高硬度、高耐摩
耗、高耐食、高剛性の超硬合金を得ることができる。
ば、粒径２μm 以下のＷＣを主体とし、Ｍｏ又はＭｏ2
Ｃ、及びＶＣを含有してなる硬質相と、Ｃｏを主体とす
る結合相とからなり、焼結後の合金組成が、０．２〜
１．０重量％Ｃｏ、２．０〜７．０重量％Ｍｏ又はＭｏ
2 Ｃ、０．２〜０．６重量％ＶＣ、残部がＷＣであるの
で、ＷＣ粉末にＣｒ，Ｖ等が添加されないので、安定酸
化物の量を減ずることができ、さらに、Ｍｏ又はＭｏ2
Ｃ、及びＶＣを添加することにより、硬質相の粒成長が
抑制されると共に、ＷＣ−Ｃｏのぬれ性が向上する。そ
の結果、高圧水流ノズル用、切削、摺動、線引ダイス等
の工具用合金として切削特性に優れ、高硬度、高耐摩
耗、高耐食、高剛性の超硬合金を得ることができる。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−81053（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−33098（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 29/00 - 29/18
Claims (2)
- 【請求項１】 粒径２μｍ以下のＷＣを主体とし、Ｍｏ
又はＭｏ2Ｃ、及びＶＣを含有してなる硬質相と、Ｃｏ
を主体とする結合相とからなり、焼結後の合金組成が、
０．２〜１．０重量％Ｃｏ、２．０〜７．０重量％Ｍｏ
又はＭｏ2Ｃ、０．２〜０．６重量％ＶＣ、残部がＷＣ
であり、合金の密度が１４．８ｇ／ｃｍ 3 以上、ビッカ
ース硬度が２３００ｋｇ／ｍｍ 2 以上で、かつ破壊靱性
値が３．０以上であることを特徴とする高硬度超硬合
金。 - 【請求項２】 得られた硬質合金の有孔度がＡＳＴＭ規
格でＡ０６以下、Ｂ０６以下或はＣ０２以下であること
を特徴とする請求項１記載の高硬度超硬合金。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25043891A JP3232599B2 (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 高硬度超硬合金 |
| PCT/JP1992/001108 WO1993005191A1 (en) | 1991-09-02 | 1992-08-27 | Hard alloy and production thereof |
| KR1019930700591A KR100231267B1 (ko) | 1991-09-02 | 1992-08-27 | 경질합금 |
| AT92918325T ATE173030T1 (de) | 1991-09-02 | 1992-08-27 | Hartlegierung und deren herstellung |
| EP92918325A EP0559901B1 (en) | 1991-09-02 | 1992-08-27 | Hard alloy and production thereof |
| US07/969,816 US5421852A (en) | 1991-09-02 | 1992-08-27 | Hard alloy and its manufacturing method |
| DE69227503T DE69227503T2 (de) | 1991-09-02 | 1992-08-27 | Hartlegierung und deren herstellung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25043891A JP3232599B2 (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 高硬度超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559481A JPH0559481A (ja) | 1993-03-09 |
| JP3232599B2 true JP3232599B2 (ja) | 2001-11-26 |
Family
ID=17207883
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25043891A Expired - Lifetime JP3232599B2 (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 高硬度超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3232599B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20190144973A1 (en) * | 2016-12-09 | 2019-05-16 | Ugel Corporation | Method for manufacturing fine free carbon dispersion type cemented carbide, cutting tip with exchangeable cutting edge, machined product formed from alloy, and method for manufacturing same |
| JP6213935B1 (ja) * | 2016-12-09 | 2017-10-18 | ユーゲル株式会社 | 微細遊離炭素分散型の超硬合金と被覆超硬合金の製造方法 |
| JP6344807B2 (ja) * | 2017-08-09 | 2018-06-20 | ユーゲル株式会社 | 微細遊離炭素分散型の高精度超硬合金を用いた刃先交換型切削チップおよび超硬合金の加工品 |
-
1991
- 1991-09-02 JP JP25043891A patent/JP3232599B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0559481A (ja) | 1993-03-09 |
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