JP3310138B2 - 焼結硬質材 - Google Patents
焼結硬質材Info
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/64—Burning or sintering processes
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
- C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
- C04B35/5607—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on refractory metal carbides
- C04B35/5626—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on refractory metal carbides based on tungsten carbides
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、高硬度でかつ耐
摩耗性、主に耐摺動摩耗性，耐アブレッシブ摩耗性及び
耐エロージョン摩耗性等に優れた焼結硬質材に係り、高
硬度で上記のような耐摩耗性が要求される各種の耐摩耗
性工具、例えば、ウォータージェット用ノズル、線引き
ダイス、金型等の材料として好適に使用される焼結硬質
材に関するものである。
摩耗性、主に耐摺動摩耗性，耐アブレッシブ摩耗性及び
耐エロージョン摩耗性等に優れた焼結硬質材に係り、高
硬度で上記のような耐摩耗性が要求される各種の耐摩耗
性工具、例えば、ウォータージェット用ノズル、線引き
ダイス、金型等の材料として好適に使用される焼結硬質
材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、上記のような耐摩耗性工具に使用
する焼結硬質材としては、一般に、ＷＣ，ＴｉＣ，Ｔｉ
Ｎ，ＴｉＣＮ，ＴａＣ等の硬質相を、４〜２０重量％の
Ｃｏ等の鉄族金属を結合相として焼結した超硬合金が用
いられていた。
する焼結硬質材としては、一般に、ＷＣ，ＴｉＣ，Ｔｉ
Ｎ，ＴｉＣＮ，ＴａＣ等の硬質相を、４〜２０重量％の
Ｃｏ等の鉄族金属を結合相として焼結した超硬合金が用
いられていた。
【０００３】ここで、上記のように結合相として４〜２
０重量％のＣｏ等の鉄族金属を含有させた超硬合金の場
合、高強度で高靱性ではあるが、その硬さが荷重値１０
０ｇにおけるマイクロビッカース硬度（以下、「ＭＨｖ
（０．１）」と記す。）で２２００ｋｇｆ／ｍｍ2 程度
以下であり、高い耐摩耗性が要求される耐摩耗性工具、
例えばウォータージェット用ノズル等を構成する材料と
しては実用上十分な耐摩耗性能が得られなかった。
０重量％のＣｏ等の鉄族金属を含有させた超硬合金の場
合、高強度で高靱性ではあるが、その硬さが荷重値１０
０ｇにおけるマイクロビッカース硬度（以下、「ＭＨｖ
（０．１）」と記す。）で２２００ｋｇｆ／ｍｍ2 程度
以下であり、高い耐摩耗性が要求される耐摩耗性工具、
例えばウォータージェット用ノズル等を構成する材料と
しては実用上十分な耐摩耗性能が得られなかった。
【０００４】このため、従来においても、焼結硬質材に
おいて結合相として使用する鉄族金属の割合を少なく
し、例えば、特開平５−２３０５８８号公報に示される
ように、結合相として使用するＣｏの量を２重量％以下
にし、かつＷＣの平均粒径を２μｍ以下にして、硬さを
向上させた焼結硬質材が提案されている。
おいて結合相として使用する鉄族金属の割合を少なく
し、例えば、特開平５−２３０５８８号公報に示される
ように、結合相として使用するＣｏの量を２重量％以下
にし、かつＷＣの平均粒径を２μｍ以下にして、硬さを
向上させた焼結硬質材が提案されている。
【０００５】しかし、この公報に示される焼結硬質材に
おいても、軟質な鉄族金属からなる結合相がある程度含
有されるため、この焼結硬質材の硬度が上記のＭＨｖ
（０．１）の値で２７００ｋｇｆ／ｍｍ2 程度であり、
また極小的に硬さの低い部分が残るためなのか定かでは
ないが、ウォータージェット用ノズル等を構成する材料
としては実用上十分な耐摩耗性能が得られなかった。
おいても、軟質な鉄族金属からなる結合相がある程度含
有されるため、この焼結硬質材の硬度が上記のＭＨｖ
（０．１）の値で２７００ｋｇｆ／ｍｍ2 程度であり、
また極小的に硬さの低い部分が残るためなのか定かでは
ないが、ウォータージェット用ノズル等を構成する材料
としては実用上十分な耐摩耗性能が得られなかった。
【０００６】また、より高硬度な焼結硬質材を得るため
に、結合相となる鉄族金属を含有させないようにし、金
属結合相をなくした焼結硬質材が考えられた。
に、結合相となる鉄族金属を含有させないようにし、金
属結合相をなくした焼結硬質材が考えられた。
【０００７】ここで、このように金属結合相をなくす
と、余剰のＷ，Ｃを固溶する鉄族金属が存在しないた
め、Ｓａｒａ，Ｒｕｄｙ，Ｊ．Ｔ．ＮｏｒｔｏｎらのＷ
−Ｃ系の状態図が示唆するように、ＷＣ相以外にＷ2 Ｃ
や遊離炭素（Ｃ）が出現しやすく、ＷＣ単相の焼結材を
安定して得ることは非常に困難であり、ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ系
あるいはＷＣ＋Ｃ系の焼結材が得られた。
と、余剰のＷ，Ｃを固溶する鉄族金属が存在しないた
め、Ｓａｒａ，Ｒｕｄｙ，Ｊ．Ｔ．ＮｏｒｔｏｎらのＷ
−Ｃ系の状態図が示唆するように、ＷＣ相以外にＷ2 Ｃ
や遊離炭素（Ｃ）が出現しやすく、ＷＣ単相の焼結材を
安定して得ることは非常に困難であり、ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ系
あるいはＷＣ＋Ｃ系の焼結材が得られた。
【０００８】しかし、ＷＣ＋Ｃ系の焼結材の場合、遊離
炭素の硬度が著しく低いために、焼結材全体の硬度も非
常に低くなり、ウォータージェット用ノズル等を構成す
る材料としては到底使用できるものではなく、このた
め、金属結合相をなくした焼結材としては、特開平４−
３６５５５８号公報や特開平５−２０９２４８号公報に
示されるように、ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ系の焼結材について研究
がなされた。
炭素の硬度が著しく低いために、焼結材全体の硬度も非
常に低くなり、ウォータージェット用ノズル等を構成す
る材料としては到底使用できるものではなく、このた
め、金属結合相をなくした焼結材としては、特開平４−
３６５５５８号公報や特開平５−２０９２４８号公報に
示されるように、ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ系の焼結材について研究
がなされた。
【０００９】ここで、上記のように金属結合相をなくす
と、焼結過程における液相がなくなるために緻密な焼結
材を得にくくなり、またＷＣ及びＷ2 Ｃ粒子同士が直に
接することになって、粒子同士が接着し、粒界の移動消
滅により固相間で結合し、局部的に粗い粒子が形成され
てしまい、結果として焼結材全体の硬度を低下させると
いう問題があった。
と、焼結過程における液相がなくなるために緻密な焼結
材を得にくくなり、またＷＣ及びＷ2 Ｃ粒子同士が直に
接することになって、粒子同士が接着し、粒界の移動消
滅により固相間で結合し、局部的に粗い粒子が形成され
てしまい、結果として焼結材全体の硬度を低下させると
いう問題があった。
【００１０】そこで、緻密な焼結材を得るため、焼結温
度を高くしたり、加圧力を強くすると、ある程度緻密な
焼結材が得られるようになるが、このような条件の下で
は、炭化タングステンの粒成長が著しくなり、軟質の金
属結合相を有しないという利点があるにもかかわらず、
焼結材全体の硬度は予想よりも低く、かつ焼結材に残っ
た気孔部を起点に著しく摩耗が進む場合もあり、実用上
安定した耐摩耗性が得られないという難点があった。
度を高くしたり、加圧力を強くすると、ある程度緻密な
焼結材が得られるようになるが、このような条件の下で
は、炭化タングステンの粒成長が著しくなり、軟質の金
属結合相を有しないという利点があるにもかかわらず、
焼結材全体の硬度は予想よりも低く、かつ焼結材に残っ
た気孔部を起点に著しく摩耗が進む場合もあり、実用上
安定した耐摩耗性が得られないという難点があった。
【００１１】このため、特開平４−３６５５５８号公報
においては、Ｔｉ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｒ等の炭化物や窒化物
を添加して、炭化タングステンの粒成長を抑制し、また
焼結温度の低温度化を図ることが提案された。
においては、Ｔｉ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｒ等の炭化物や窒化物
を添加して、炭化タングステンの粒成長を抑制し、また
焼結温度の低温度化を図ることが提案された。
【００１２】このようにした場合、炭化タングステンの
うちＷＣの粒成長をある程度抑制することはできたが、
炭化タングステンにおけるＷ2 Ｃ粒子の成長をＷＣ粒子
と同程度までに抑えることは困難であり、結果として、
焼結材全体としての硬度の向上が十分ではなく、ＭＨｖ
（０．１）の値が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えるよう
な硬質の焼結材を得ることは困難であった。
うちＷＣの粒成長をある程度抑制することはできたが、
炭化タングステンにおけるＷ2 Ｃ粒子の成長をＷＣ粒子
と同程度までに抑えることは困難であり、結果として、
焼結材全体としての硬度の向上が十分ではなく、ＭＨｖ
（０．１）の値が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えるよう
な硬質の焼結材を得ることは困難であった。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、ウォータ
ージェット用ノズル等の材料として使用される焼結材に
おける上記のような様々な問題を解決することを課題と
するものであり、従来の金属結合相を有しないＷＣ＋Ｗ
2 Ｃ系の焼結材では得られない高い硬度を有し、耐摩耗
性、主に耐摺動摩耗性，耐アブレッシブ摩耗性及び耐エ
ロージョン摩耗性等に優れ、ウォータージェット用ノズ
ル等の材料として好適に使用される焼結硬質材を提供す
ることを目的とするものである。
ージェット用ノズル等の材料として使用される焼結材に
おける上記のような様々な問題を解決することを課題と
するものであり、従来の金属結合相を有しないＷＣ＋Ｗ
2 Ｃ系の焼結材では得られない高い硬度を有し、耐摩耗
性、主に耐摺動摩耗性，耐アブレッシブ摩耗性及び耐エ
ロージョン摩耗性等に優れ、ウォータージェット用ノズ
ル等の材料として好適に使用される焼結硬質材を提供す
ることを目的とするものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上記のような課題を解決するため、ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ系の焼
結材について検討を重ねた結果、Ｗ2 ＣとＷＣとを比較
すると、同一温度，同一保持時間の下では、Ｗ2 Ｃの方
がＷＣよりも粒成長しやすく、これによって焼結材全体
の硬度が低下するということがわかった。
上記のような課題を解決するため、ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ系の焼
結材について検討を重ねた結果、Ｗ2 ＣとＷＣとを比較
すると、同一温度，同一保持時間の下では、Ｗ2 Ｃの方
がＷＣよりも粒成長しやすく、これによって焼結材全体
の硬度が低下するということがわかった。
【００１５】そして、本発明者等は緻密な焼結硬質材を
得るため、金属結合相を構成する鉄族金属をなくすので
はなく、ＷＣ及びＷ2 Ｃ粒子同士が接して固相間で結合
するのを抑制するのに必要最小限の鉄族金属の量や周期
律表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移金属の炭化物，窒化物
及び炭窒化物の量を検討すると共に、Ｗ2 Ｃの著しい粒
成長を抑制するのに適した炭化タングステン中のＷ2 Ｃ
の量及びＷ2 Ｃの格子定数を調べ、この発明を完成する
に至ったのである。
得るため、金属結合相を構成する鉄族金属をなくすので
はなく、ＷＣ及びＷ2 Ｃ粒子同士が接して固相間で結合
するのを抑制するのに必要最小限の鉄族金属の量や周期
律表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移金属の炭化物，窒化物
及び炭窒化物の量を検討すると共に、Ｗ2 Ｃの著しい粒
成長を抑制するのに適した炭化タングステン中のＷ2 Ｃ
の量及びＷ2 Ｃの格子定数を調べ、この発明を完成する
に至ったのである。
【００１６】すなわち、この発明における焼結硬質材に
おいては、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの１種又は２種以上が０．
０２〜０．１０重量％、周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族
の遷移金属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の１種又は２
種以上が０．３〜３．０重量％含有され、残部が平均粒
径０．５μｍ以下の炭化タングステンで構成されるよう
にし、この炭化タングステン中におけるＷＣとＷ2 Ｃ x
（但し、１≦ｘ＜２である。）との重量割合Ｗ2 Ｃ x ／
（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）が０．０１〜０．１５の範囲になる
ようにしたのである。
おいては、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの１種又は２種以上が０．
０２〜０．１０重量％、周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族
の遷移金属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の１種又は２
種以上が０．３〜３．０重量％含有され、残部が平均粒
径０．５μｍ以下の炭化タングステンで構成されるよう
にし、この炭化タングステン中におけるＷＣとＷ2 Ｃ x
（但し、１≦ｘ＜２である。）との重量割合Ｗ2 Ｃ x ／
（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）が０．０１〜０．１５の範囲になる
ようにしたのである。
【００１７】また、この発明における焼結硬質材におい
ては、上記の炭化タングステン中におけるＷ2 Ｃ x （但
し、１≦ｘ＜２である。）の格子定数がＷ 2 Ｃに比べて
０．３〜１．５％減少するようにしたのである。
ては、上記の炭化タングステン中におけるＷ2 Ｃ x （但
し、１≦ｘ＜２である。）の格子定数がＷ 2 Ｃに比べて
０．３〜１．５％減少するようにしたのである。
【００１８】ここで、この発明における焼結硬質材にお
いて、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの１種又は２種以上を０．０２
〜０．１０重量％の範囲で含有させるようにしたのは、
この量が０．０２重量％より少ないと、焼結過程におけ
る液相の絶対量が少なくなって緻密な焼結体を得るのが
困難になると共に、一部のＷＣ及びＷ2 Ｃ x 粒子同士が
直に接することになり、粒子の接着，結合による局部的
な粒成長が生じ、得られた焼結硬質材の硬度が低下する
ためである。一方、この量が０．１０重量％より多くな
ると、主構成相であるＷＣが液相に溶解し析出して、粒
成長が顕著になると共に、軟質の結合相が多くなって、
この焼結硬質材の硬度が低下するためである。なお、こ
れらＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉの鉄族金属の含有量を上記の範囲
になるように調整するにあたっては、これらの粉末を配
合時に直接添加する量の他に、他の原料粉末中に不純物
として含まれる量や、その他の工程で混入される量、例
えばボールミル法により原料を混合する場合には、混合
容器やボールからの混入量も含めて調整することが重要
である。
いて、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの１種又は２種以上を０．０２
〜０．１０重量％の範囲で含有させるようにしたのは、
この量が０．０２重量％より少ないと、焼結過程におけ
る液相の絶対量が少なくなって緻密な焼結体を得るのが
困難になると共に、一部のＷＣ及びＷ2 Ｃ x 粒子同士が
直に接することになり、粒子の接着，結合による局部的
な粒成長が生じ、得られた焼結硬質材の硬度が低下する
ためである。一方、この量が０．１０重量％より多くな
ると、主構成相であるＷＣが液相に溶解し析出して、粒
成長が顕著になると共に、軟質の結合相が多くなって、
この焼結硬質材の硬度が低下するためである。なお、こ
れらＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉの鉄族金属の含有量を上記の範囲
になるように調整するにあたっては、これらの粉末を配
合時に直接添加する量の他に、他の原料粉末中に不純物
として含まれる量や、その他の工程で混入される量、例
えばボールミル法により原料を混合する場合には、混合
容器やボールからの混入量も含めて調整することが重要
である。
【００１９】また、この発明における焼結硬質材におい
て、周期率表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移金属の炭化
物，窒化物及び炭窒化物の１種又は２種以上を含有させ
るようにしたのは、従来の超硬合金に添加した場合と同
様の効果、これら炭化物，窒化物及び炭窒化物を添加す
ることにより、例えば、焼結によって炭化タングステン
粒子が成長するのを抑制すると共に、炭化タングステン
粒子と鉄族金属結合相とのぬれ性を向上させる効果等が
あるからであり、またこれらの炭化物，窒化物及び炭窒
化物を含有させる量を０．３〜３．０重量％にしたの
は、この含有量が少ないと、上記のような効果が十分に
得られなくなる一方、この含有量が多くなり過ぎると、
これによって得られた焼結硬質材の硬度が低下するため
である。
て、周期率表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移金属の炭化
物，窒化物及び炭窒化物の１種又は２種以上を含有させ
るようにしたのは、従来の超硬合金に添加した場合と同
様の効果、これら炭化物，窒化物及び炭窒化物を添加す
ることにより、例えば、焼結によって炭化タングステン
粒子が成長するのを抑制すると共に、炭化タングステン
粒子と鉄族金属結合相とのぬれ性を向上させる効果等が
あるからであり、またこれらの炭化物，窒化物及び炭窒
化物を含有させる量を０．３〜３．０重量％にしたの
は、この含有量が少ないと、上記のような効果が十分に
得られなくなる一方、この含有量が多くなり過ぎると、
これによって得られた焼結硬質材の硬度が低下するため
である。
【００２０】そして、周期率表の第４ａ，５ａ，６ａ族
の遷移金属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の中でも特に
炭化クロムを含有させると、炭化タングステン粒子の成
長が十分に抑制されると共に、得られた焼結硬質材の耐
食性等が向上される効果があった。ここで、このように
炭化クロムを含有させる場合、その量が少ないと、上記
のような効果が十分に得られなくなる一方、この量が多
くなり過ぎると、焼結性が低下して所望の特性になった
焼結硬質材が得られなくなるため、この炭化クロムの含
有量を０．６〜２．０重量％の範囲で含有させるように
することが好ましい。
の遷移金属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の中でも特に
炭化クロムを含有させると、炭化タングステン粒子の成
長が十分に抑制されると共に、得られた焼結硬質材の耐
食性等が向上される効果があった。ここで、このように
炭化クロムを含有させる場合、その量が少ないと、上記
のような効果が十分に得られなくなる一方、この量が多
くなり過ぎると、焼結性が低下して所望の特性になった
焼結硬質材が得られなくなるため、この炭化クロムの含
有量を０．６〜２．０重量％の範囲で含有させるように
することが好ましい。
【００２１】そして、この発明における焼結硬質材にお
いては、上記のようにＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉの鉄族金属の量
を少なくしたため、炭化タングステンとしてＷＣの他に
Ｗ2Ｃ x が含有されるようになり、この発明において
は、炭化タングステン中におけるＷＣとＷ2 Ｃ x との重
量割合Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）が０．０１〜０．
１５になるようにしたのである。ここで、上記のように
Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2Ｃ x ）の値が０．０１〜０．１
５の範囲になるようにしたのは、この値が０．０１より
少ないと、遊離炭素が出現し易くなり、得られた焼結硬
質材の硬度が著しく低下する一方、この値が０．１５よ
り多いと、Ｗ2 Ｃの粒成長を抑制することが困難にな
り、必要最小限のＷ2 Ｃ x の格子定数の減少がみられな
くなると共に、緻密な焼結硬質材を得るのに必要な焼結
温度及び保持時間の下でＷ2 ＣがＷＣよりも優先的に著
しく粒成長してしまい、結果として、得られた焼結硬質
材全体の硬度が低下するためである。
いては、上記のようにＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉの鉄族金属の量
を少なくしたため、炭化タングステンとしてＷＣの他に
Ｗ2Ｃ x が含有されるようになり、この発明において
は、炭化タングステン中におけるＷＣとＷ2 Ｃ x との重
量割合Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）が０．０１〜０．
１５になるようにしたのである。ここで、上記のように
Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2Ｃ x ）の値が０．０１〜０．１
５の範囲になるようにしたのは、この値が０．０１より
少ないと、遊離炭素が出現し易くなり、得られた焼結硬
質材の硬度が著しく低下する一方、この値が０．１５よ
り多いと、Ｗ2 Ｃの粒成長を抑制することが困難にな
り、必要最小限のＷ2 Ｃ x の格子定数の減少がみられな
くなると共に、緻密な焼結硬質材を得るのに必要な焼結
温度及び保持時間の下でＷ2 ＣがＷＣよりも優先的に著
しく粒成長してしまい、結果として、得られた焼結硬質
材全体の硬度が低下するためである。
【００２２】また、この発明における焼結硬質材におい
て、上記Ｗ2 Ｃ x の格子定数がＷ 2 Ｃに比べて０．３〜
１．５％の範囲で減少するようにしたのは、Ｗ2 Ｃの粒
成長を抑制するためである。なお、このようにすること
によってＷ2 Ｃの粒成長が抑制される機構の詳細は現段
階では不明であるが、ＷＣを主構成相とした時のＷ2Ｃ
の生成機構についての本発明者等の考察よると、以下の
理由に基づくものではないかと推測される。
て、上記Ｗ2 Ｃ x の格子定数がＷ 2 Ｃに比べて０．３〜
１．５％の範囲で減少するようにしたのは、Ｗ2 Ｃの粒
成長を抑制するためである。なお、このようにすること
によってＷ2 Ｃの粒成長が抑制される機構の詳細は現段
階では不明であるが、ＷＣを主構成相とした時のＷ2Ｃ
の生成機構についての本発明者等の考察よると、以下の
理由に基づくものではないかと推測される。
【００２３】ここで、Ｗ−Ｃ系状態図から示唆される通
り、Ｗ2 Ｃは化学量論組成であるＷＣにおいて炭素が不
足したとき、若しくは過剰のタングステンが存在すると
きに生成すると考えられる。そして、炭素が不足する状
態の例としては、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金において観察さ
れるη相（Ｃｏ3 Ｗ3 Ｃ）の生成原因の一つである焼結
過程での脱炭素、すなわちＣＯやＣＯ2 ガスが発生し
て、炭素が焼結材の外に放出されることによるものが考
えられ、一方タングステンが過剰となる場合としては、
高炭素で遊離炭素を含むようなＷＣ粉末を超硬合金に用
いる際に、一般的におこなわれる金属タングステンの添
加によって生じると考えられる。ここで、これらの反応
を模式的に示すと、焼結中の脱炭素による場合は、３Ｗ
Ｃ＋（Ｏ）→ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ＋ＣＯ↑で、また金属タング
ステンの添加による場合は、２ＷＣ＋Ｗ→ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ
で示される。
り、Ｗ2 Ｃは化学量論組成であるＷＣにおいて炭素が不
足したとき、若しくは過剰のタングステンが存在すると
きに生成すると考えられる。そして、炭素が不足する状
態の例としては、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金において観察さ
れるη相（Ｃｏ3 Ｗ3 Ｃ）の生成原因の一つである焼結
過程での脱炭素、すなわちＣＯやＣＯ2 ガスが発生し
て、炭素が焼結材の外に放出されることによるものが考
えられ、一方タングステンが過剰となる場合としては、
高炭素で遊離炭素を含むようなＷＣ粉末を超硬合金に用
いる際に、一般的におこなわれる金属タングステンの添
加によって生じると考えられる。ここで、これらの反応
を模式的に示すと、焼結中の脱炭素による場合は、３Ｗ
Ｃ＋（Ｏ）→ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ＋ＣＯ↑で、また金属タング
ステンの添加による場合は、２ＷＣ＋Ｗ→ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ
で示される。
【００２４】そして、これらの何れの場合においても、
Ｗ2 Ｃの生成は軽元素である炭素の拡散、移動が律速と
考えられる。つまり、脱炭素によるものは、ＷＣの一部
の炭素が酸素側へ、タングステン過剰によるものは、Ｗ
Ｃの一部の炭素がタングステン側へ拡散移動することに
より行なわれると考えられる。
Ｗ2 Ｃの生成は軽元素である炭素の拡散、移動が律速と
考えられる。つまり、脱炭素によるものは、ＷＣの一部
の炭素が酸素側へ、タングステン過剰によるものは、Ｗ
Ｃの一部の炭素がタングステン側へ拡散移動することに
より行なわれると考えられる。
【００２５】また、この反応が進む過程においては、瞬
時にＷ2 Ｃが形成されると考えるよりは一部のＷＣが、
ＷＣ1-y （ｙは０から０．５まで順次増加）なる準安定
な状態を経て最終的にＷ2 Ｃになると考えられ、すなわ
ちＷＣ→ＷＣ1-y →Ｗ2 Ｃの順に反応が進行し、また金
属タングステンの添加による場合は、タングステンから
もＷ2 Ｃが形成されると考えられ、Ｗ→ＷＣ y （ｙは０
から０．５まで順次増加）→Ｗ2 Ｃの順に反応が進行す
ると考えられる。
時にＷ2 Ｃが形成されると考えるよりは一部のＷＣが、
ＷＣ1-y （ｙは０から０．５まで順次増加）なる準安定
な状態を経て最終的にＷ2 Ｃになると考えられ、すなわ
ちＷＣ→ＷＣ1-y →Ｗ2 Ｃの順に反応が進行し、また金
属タングステンの添加による場合は、タングステンから
もＷ2 Ｃが形成されると考えられ、Ｗ→ＷＣ y （ｙは０
から０．５まで順次増加）→Ｗ2 Ｃの順に反応が進行す
ると考えられる。
【００２６】ここで、ＷＣの格子定数がａ＝２．９０６
２，ｃ＝２．８３７８（ＪＣＰＤＳカード２５−１０４
７★）、Ｗ2 Ｃの格子定数がａ＝２．９９７０４、ｃ＝
４．７２７９（ＪＣＰＤＳカード３５−７７６★）であ
ることから考察すると、Ｗ2Ｃの格子定数が減少すると
いうことは、このＷ2 Ｃ x が通常の状態におけるＷ2Ｃ
よりＷＣに近い結晶構造寸法を形成していると考えら
れ、すなわちこのＷ2 Ｃ x においては、Ｗ 2 Ｃよりも炭
素原子が多いか若しくはタングステン原子が少ない状態
を形成していると考えられ、上記のＷＣ1-y （０＜ｙ≦
０．５）、言い換えれば、Ｗ2 Ｃx （１≦ｘ＜２）の構
造になっていると考えられる。
２，ｃ＝２．８３７８（ＪＣＰＤＳカード２５−１０４
７★）、Ｗ2 Ｃの格子定数がａ＝２．９９７０４、ｃ＝
４．７２７９（ＪＣＰＤＳカード３５−７７６★）であ
ることから考察すると、Ｗ2Ｃの格子定数が減少すると
いうことは、このＷ2 Ｃ x が通常の状態におけるＷ2Ｃ
よりＷＣに近い結晶構造寸法を形成していると考えら
れ、すなわちこのＷ2 Ｃ x においては、Ｗ 2 Ｃよりも炭
素原子が多いか若しくはタングステン原子が少ない状態
を形成していると考えられ、上記のＷＣ1-y （０＜ｙ≦
０．５）、言い換えれば、Ｗ2 Ｃx （１≦ｘ＜２）の構
造になっていると考えられる。
【００２７】そして、上記のような構造になったＷ2 Ｃ
x は、ＷＣの結晶格子と一部連続的につながって、ＷＣ
と整合状態を形成していると考えられ、この発明におけ
る焼結硬質材においては、上記のように含有されるＷ2
Ｃ x が、通常のＷ2 Ｃ単独の状態で存在するよりも格子
間の歪エネルギーが存在する分だけその粒成長が抑制さ
れるようになり、これにより硬度の高い焼結硬質材が得
られるのではないかと考えられ、Ｗ 2 Ｃに対するＷ2 Ｃ
x の格子定数の減少が０．３％より低いと、Ｗ2 Ｃの粒
成長を抑制する効果が少なくなり、ＭＨｖ（０．１）の
値が３１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高い硬度が得られる
ようにするためには、Ｗ 2 Ｃに対するＷ2 Ｃ x の格子定
数の減少が０．５〜１．１％の範囲になるようにするこ
とが好ましい。
x は、ＷＣの結晶格子と一部連続的につながって、ＷＣ
と整合状態を形成していると考えられ、この発明におけ
る焼結硬質材においては、上記のように含有されるＷ2
Ｃ x が、通常のＷ2 Ｃ単独の状態で存在するよりも格子
間の歪エネルギーが存在する分だけその粒成長が抑制さ
れるようになり、これにより硬度の高い焼結硬質材が得
られるのではないかと考えられ、Ｗ 2 Ｃに対するＷ2 Ｃ
x の格子定数の減少が０．３％より低いと、Ｗ2 Ｃの粒
成長を抑制する効果が少なくなり、ＭＨｖ（０．１）の
値が３１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高い硬度が得られる
ようにするためには、Ｗ 2 Ｃに対するＷ2 Ｃ x の格子定
数の減少が０．５〜１．１％の範囲になるようにするこ
とが好ましい。
【００２８】また、この発明の焼結硬質材を製造するに
あたって、その焼結方法及び条件としては、ガス加圧焼
結法、熱間静水圧焼結法（ＨＩＰ）、ホットプレス焼結
法等により、温度１７００〜２１００℃の範囲で、真空
若しくは窒素，アルゴン気流等の不活性雰囲気下におい
て焼結することが好ましく、特に、ホットプレス焼結法
により３００〜５００ｋｇｆ／ｃｍ2 の圧力を加えなが
ら焼結するのが、最も緻密な焼結材を得るために好まし
い。なお、温度を１７００〜２１００℃の範囲にするの
は、温度が１７００℃より低いと緻密な焼結材が得られ
にくくなる一方、温度が２１００℃を超えるとＷＣ，Ｗ
2 Ｃの粒成長が著しくなり、得られた焼結材の硬度が低
下するためである。
あたって、その焼結方法及び条件としては、ガス加圧焼
結法、熱間静水圧焼結法（ＨＩＰ）、ホットプレス焼結
法等により、温度１７００〜２１００℃の範囲で、真空
若しくは窒素，アルゴン気流等の不活性雰囲気下におい
て焼結することが好ましく、特に、ホットプレス焼結法
により３００〜５００ｋｇｆ／ｃｍ2 の圧力を加えなが
ら焼結するのが、最も緻密な焼結材を得るために好まし
い。なお、温度を１７００〜２１００℃の範囲にするの
は、温度が１７００℃より低いと緻密な焼結材が得られ
にくくなる一方、温度が２１００℃を超えるとＷＣ，Ｗ
2 Ｃの粒成長が著しくなり、得られた焼結材の硬度が低
下するためである。
【００２９】そして、この発明における焼結硬質材にお
いては、上記の構成を組み合わせることにより非常に緻
密で硬度の高い焼結体が得られるようになり、この発明
においては、この焼結硬質材における気孔率が０．０２
ｖｏｌ％以下、ＡＳＴＭ規格でＡ０２以上になるように
し、またその硬さが前記のＭＨｖ（０．１）すなわち荷
重１００ｇでのマイクロビッカース硬度で３０００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上になるようにする。ここで、上記のよう
に気孔率が０．０２ｖｏｌ％以下になるようにしたの
は、気孔率がこれ以上になると、この焼結硬質材全体の
硬度が低下し、工具として使用した際に、この部分を起
点として摩耗が著しく進行する可能性が生じるためであ
り、またＭＨｖ（０．１）の値が３０００ｋｇｆ／ｍｍ
2 より低いと、十分な耐摩耗性、主に耐摺動摩耗性，耐
アブレッシブ摩耗性及び耐エロージョン摩耗性等が得ら
れなくなるためである。
いては、上記の構成を組み合わせることにより非常に緻
密で硬度の高い焼結体が得られるようになり、この発明
においては、この焼結硬質材における気孔率が０．０２
ｖｏｌ％以下、ＡＳＴＭ規格でＡ０２以上になるように
し、またその硬さが前記のＭＨｖ（０．１）すなわち荷
重１００ｇでのマイクロビッカース硬度で３０００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上になるようにする。ここで、上記のよう
に気孔率が０．０２ｖｏｌ％以下になるようにしたの
は、気孔率がこれ以上になると、この焼結硬質材全体の
硬度が低下し、工具として使用した際に、この部分を起
点として摩耗が著しく進行する可能性が生じるためであ
り、またＭＨｖ（０．１）の値が３０００ｋｇｆ／ｍｍ
2 より低いと、十分な耐摩耗性、主に耐摺動摩耗性，耐
アブレッシブ摩耗性及び耐エロージョン摩耗性等が得ら
れなくなるためである。
【００３０】
【作用】この発明における焼結硬質材においては、上記
の構成を組み合わせることによって非常に緻密で硬度の
高い焼結材が得られるようになり、特に気孔率が０．０
２ｖｏｌ％以下で、その硬さがＭＨｖ（０．１）で３０
００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上になるようにすると、耐摩耗
性、主に耐摺動摩耗性，耐アブレッシブ摩耗性及び耐エ
ロージョン摩耗性等を要求される各種用途、例えばウォ
ータージェットノズル、線引きダイス、金型等の材料と
して好適に使用できて、優れた性能を示すようになる。
の構成を組み合わせることによって非常に緻密で硬度の
高い焼結材が得られるようになり、特に気孔率が０．０
２ｖｏｌ％以下で、その硬さがＭＨｖ（０．１）で３０
００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上になるようにすると、耐摩耗
性、主に耐摺動摩耗性，耐アブレッシブ摩耗性及び耐エ
ロージョン摩耗性等を要求される各種用途、例えばウォ
ータージェットノズル、線引きダイス、金型等の材料と
して好適に使用できて、優れた性能を示すようになる。
【００３１】
【発明の実施の形態】以下、この発明における焼結硬質
材の実施例を実験例に基づいて具体的に説明すると共
に、この発明の条件を満たしていないものと比較し、実
施例の焼結硬質材が優れていることを明らかにする。但
し、この発明の焼結硬質材は、この実施例に示したもの
に限定されるものではない。
材の実施例を実験例に基づいて具体的に説明すると共
に、この発明の条件を満たしていないものと比較し、実
施例の焼結硬質材が優れていることを明らかにする。但
し、この発明の焼結硬質材は、この実施例に示したもの
に限定されるものではない。
【００３２】（実験例１〜１２） 実験例１〜１２においては、その原料として、平均粒径
が０．２μｍでカーボン（Ｃ）量が下記の表１に示す割
合になったＷＣ粉末と、平均粒径が０．４μｍのＷ粉末
と、カーボンと、平均粒径が１．０〜１．５μｍの範囲
になったＣｒ3Ｃ2 及びＣｏを用い、これらを表１に示
す割合で配合し、それぞれステンレス製ポット及び超硬
ボールを用いてボールミル法により１６〜７２時間混合
した後、乾燥して各混合粉末を得た。
が０．２μｍでカーボン（Ｃ）量が下記の表１に示す割
合になったＷＣ粉末と、平均粒径が０．４μｍのＷ粉末
と、カーボンと、平均粒径が１．０〜１．５μｍの範囲
になったＣｒ3Ｃ2 及びＣｏを用い、これらを表１に示
す割合で配合し、それぞれステンレス製ポット及び超硬
ボールを用いてボールミル法により１６〜７２時間混合
した後、乾燥して各混合粉末を得た。
【００３３】
【表１】
【００３４】そして、上記の各混合粉末を黒鉛製のモー
ルドに充填し、不活性雰囲気下で１７００〜２１００℃
の温度、加圧力３００〜５００ｋｇｆ／ｃｍ2 の条件で
ホットプレスにより焼結して、各焼結硬質材を得た。
ルドに充填し、不活性雰囲気下で１７００〜２１００℃
の温度、加圧力３００〜５００ｋｇｆ／ｃｍ2 の条件で
ホットプレスにより焼結して、各焼結硬質材を得た。
【００３５】そして、上記のようにして得た各焼結硬質
材を研削して研磨した後、アルキメデス法によって密度
を測定すると共に、各焼結硬質材におけるカーボン量、
鉄族（Ｃｏ，Ｎｉ，Ｆｅ）元素の定量分析を行なって、
各焼結硬質材に含まれるＷＣ，Ｗ2 Ｃ x ，Ｃ，Ｃｒ3 Ｃ
2 及び鉄族の重量％と、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）
の値を求め、その結果を下記の表２に示した。
材を研削して研磨した後、アルキメデス法によって密度
を測定すると共に、各焼結硬質材におけるカーボン量、
鉄族（Ｃｏ，Ｎｉ，Ｆｅ）元素の定量分析を行なって、
各焼結硬質材に含まれるＷＣ，Ｗ2 Ｃ x ，Ｃ，Ｃｒ3 Ｃ
2 及び鉄族の重量％と、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）
の値を求め、その結果を下記の表２に示した。
【００３６】
【表２】
【００３７】また、上記の各焼結硬質材について光学顕
微鏡によって気孔率を、電子顕微鏡によりＷＣとＷ2 Ｃ
x の各粒度を測定すると共に、Ｘ線回析測定によってＷ
2 Ｃ x の格子定数の減少率を求め、さらに荷重値１００
ｇにおけるマイクロビッカース硬度［ＭＨｖ（０．
１）］及び各焼結硬質材における耐摩耗性の評価とし
て、噴射圧力１０ｋｇｆ／ｃｍ2 でＳｉＣ砥粒を１８０
秒間、各焼結硬質材に噴射させた場合における体積減量
を測定し、これらの結果を下記の表３に示した。なお、
上記のＸ線回析測定においては、Ｃｕターゲットを用い
て測定を行ない、Ｗ2Ｃ x の各結晶面の２θを詳細に求
め格子定数を計算した。
微鏡によって気孔率を、電子顕微鏡によりＷＣとＷ2 Ｃ
x の各粒度を測定すると共に、Ｘ線回析測定によってＷ
2 Ｃ x の格子定数の減少率を求め、さらに荷重値１００
ｇにおけるマイクロビッカース硬度［ＭＨｖ（０．
１）］及び各焼結硬質材における耐摩耗性の評価とし
て、噴射圧力１０ｋｇｆ／ｃｍ2 でＳｉＣ砥粒を１８０
秒間、各焼結硬質材に噴射させた場合における体積減量
を測定し、これらの結果を下記の表３に示した。なお、
上記のＸ線回析測定においては、Ｃｕターゲットを用い
て測定を行ない、Ｗ2Ｃ x の各結晶面の２θを詳細に求
め格子定数を計算した。
【００３８】
【表３】
【００３９】また、上記の表３の結果に基づき、Ｗ2 Ｃ
x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）の値とマイクロビッカース硬度
（ＭＨｖ）との関係を図１に、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2
Ｃ x ）の値とＷ2 Ｃ x における格子定数の減少率との関
係を図２に、Ｗ2 Ｃ x における格子定数の減少率とマイ
クロビッカース硬度（ＭＨｖ）との関係を図３に示し
た。
x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）の値とマイクロビッカース硬度
（ＭＨｖ）との関係を図１に、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2
Ｃ x ）の値とＷ2 Ｃ x における格子定数の減少率との関
係を図２に、Ｗ2 Ｃ x における格子定数の減少率とマイ
クロビッカース硬度（ＭＨｖ）との関係を図３に示し
た。
【００４０】この結果、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）
の値が０．０１〜０．１５の範囲にあってこの発明の条
件を満たしている実験例４〜８，１１，１２のものは、
いずれもＭＨｖ（０．１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ
2 を超えていると共に、体積減量も１．０ｍｍ3 以下に
なっており、硬度及び耐摩耗性が高くなっていたのに対
して、遊離炭素を含む実験例１，２のものは、この遊離
炭素によってその硬度が著しく低下し、またＷ2 Ｃ x を
含まない実験例３のものもその硬度が若干低下し、さら
にＷ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）の値が０．１５より大
きい実験例９，１０のものにおいては、Ｗ2 Ｃの粒成長
が激しくて、Ｗ2 Ｃ x の平均粒径が０．５μｍより大き
くなり、これらいずれの実験例のものもＭＨｖ（０．
１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 より低く、また体積
減量も１．０ｍｍ3 以上になっており、硬度及び耐摩耗
性がこの発明の条件を満たしている実験例のものより低
くなっていた。
の値が０．０１〜０．１５の範囲にあってこの発明の条
件を満たしている実験例４〜８，１１，１２のものは、
いずれもＭＨｖ（０．１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ
2 を超えていると共に、体積減量も１．０ｍｍ3 以下に
なっており、硬度及び耐摩耗性が高くなっていたのに対
して、遊離炭素を含む実験例１，２のものは、この遊離
炭素によってその硬度が著しく低下し、またＷ2 Ｃ x を
含まない実験例３のものもその硬度が若干低下し、さら
にＷ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）の値が０．１５より大
きい実験例９，１０のものにおいては、Ｗ2 Ｃの粒成長
が激しくて、Ｗ2 Ｃ x の平均粒径が０．５μｍより大き
くなり、これらいずれの実験例のものもＭＨｖ（０．
１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 より低く、また体積
減量も１．０ｍｍ3 以上になっており、硬度及び耐摩耗
性がこの発明の条件を満たしている実験例のものより低
くなっていた。
【００４１】また、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）の値
とＷ2 Ｃ x における格子定数の減少率との関係を見る
と、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）の値が０．０１〜
０．１５の範囲にある場合には、Ｗ2 Ｃ x における格子
定数の減少率も０．３〜１．５％の範囲になっていた。
とＷ2 Ｃ x における格子定数の減少率との関係を見る
と、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ2 Ｃ x ）の値が０．０１〜
０．１５の範囲にある場合には、Ｗ2 Ｃ x における格子
定数の減少率も０．３〜１．５％の範囲になっていた。
【００４２】（実験例１３〜２５） ここで、実験例１３〜１８においては、焼結硬質材中に
含有される鉄族の量を変化させるようにし、その原料と
して、平均粒径が０．２μｍでカーボン（Ｃ）が６．２
１重量％含有されたＷＣ粉末と、平均粒径が１．０〜
１．５μｍの範囲になったＣｒ3 Ｃ2 及びＣｏを用い、
また実験例１９〜２３においては、原料に使用する周期
律表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移金属の炭化物の種類又
はその量を変化させ、その原料として、平均粒径が０．
２μｍでカーボン（Ｃ）が６．２１重量％含有されたＷ
Ｃ粉末と、平均粒径が１．０〜１．５μｍの範囲になっ
たＣｒ3 Ｃ2 ，ＴａＣ，ＶＣ及びＣｏを用い、また実験
例２４，２５においては、原料に使用するＷＣ粉末の粒
径を変化させ、その原料として、平均粒径が０．６μｍ
と１．２μｍになったＷＣ粉末と、平均粒径が１．０〜
１．５μｍの範囲になったＣｒ3 Ｃ2 ，及びＣｏを用
い、これらの各原料を下記の表４に示す割合で配合し、
それぞれ上記実験例１〜１２の場合と同様にしてボール
ミルにより１６〜７２時間混合した後、乾燥して各混合
粉末を得た。但し、上記実験例１３及び実験例１４にお
いては、混合時に混合粉末中に鉄族の金属が混入するの
を抑制するため、実験例１３においてはテフロン製ポッ
トを、実験例１４においては超硬製ポットを用いるよう
にした。
含有される鉄族の量を変化させるようにし、その原料と
して、平均粒径が０．２μｍでカーボン（Ｃ）が６．２
１重量％含有されたＷＣ粉末と、平均粒径が１．０〜
１．５μｍの範囲になったＣｒ3 Ｃ2 及びＣｏを用い、
また実験例１９〜２３においては、原料に使用する周期
律表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移金属の炭化物の種類又
はその量を変化させ、その原料として、平均粒径が０．
２μｍでカーボン（Ｃ）が６．２１重量％含有されたＷ
Ｃ粉末と、平均粒径が１．０〜１．５μｍの範囲になっ
たＣｒ3 Ｃ2 ，ＴａＣ，ＶＣ及びＣｏを用い、また実験
例２４，２５においては、原料に使用するＷＣ粉末の粒
径を変化させ、その原料として、平均粒径が０．６μｍ
と１．２μｍになったＷＣ粉末と、平均粒径が１．０〜
１．５μｍの範囲になったＣｒ3 Ｃ2 ，及びＣｏを用
い、これらの各原料を下記の表４に示す割合で配合し、
それぞれ上記実験例１〜１２の場合と同様にしてボール
ミルにより１６〜７２時間混合した後、乾燥して各混合
粉末を得た。但し、上記実験例１３及び実験例１４にお
いては、混合時に混合粉末中に鉄族の金属が混入するの
を抑制するため、実験例１３においてはテフロン製ポッ
トを、実験例１４においては超硬製ポットを用いるよう
にした。
【００４３】
【表４】
【００４４】そして、上記のようにして得られた各焼結
硬質材を研削して研磨した後、上記実験例１〜１３の場
合と同様にして、各焼結硬質材の密度と、各焼結硬質材
に含まれるＷＣ，Ｗ2 Ｃ x ，Ｃ，Ｃｒ3 Ｃ2 ，ＴａＣ，
ＶＣ及び鉄族の重量％と、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ
2 Ｃ x ）の値を求め、その結果を下記の表５に示した。
硬質材を研削して研磨した後、上記実験例１〜１３の場
合と同様にして、各焼結硬質材の密度と、各焼結硬質材
に含まれるＷＣ，Ｗ2 Ｃ x ，Ｃ，Ｃｒ3 Ｃ2 ，ＴａＣ，
ＶＣ及び鉄族の重量％と、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ＋Ｗ
2 Ｃ x ）の値を求め、その結果を下記の表５に示した。
【００４５】
【表５】
【００４６】さらに、これらの実験例においても、上記
の実験例１〜１２の場合と同様にして、各焼結硬質材に
おける気孔率、Ｗ2 Ｃ x の格子定数の減少率、荷重値１
００ｇにおけるマイクロビッカース硬度［ＭＨｖ（０．
１）］及び体積減量を測定し、これらの結果を下記の表
６に示した。
の実験例１〜１２の場合と同様にして、各焼結硬質材に
おける気孔率、Ｗ2 Ｃ x の格子定数の減少率、荷重値１
００ｇにおけるマイクロビッカース硬度［ＭＨｖ（０．
１）］及び体積減量を測定し、これらの結果を下記の表
６に示した。
【００４７】
【表６】
【００４８】この結果、実験例１３〜１８において、焼
結硬質材中における鉄族の含有量が０．０２〜０．１０
重量％の範囲にあり、ＷＣ及びＷ2 Ｃ x の平均粒径が
０．５μｍ以下になったこの発明の条件を満たしている
実験例１４〜１６のものは、いずれもＭＨｖ（０．１）
硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、体積減量が１．０
ｍｍ3 以下で、硬度及び耐摩耗性が高くなっていたのに
対し、焼結硬質材中における鉄族の含有量が０．０２重
量％より少ない実験例１３のものは、その気孔率が０．
０６ｖｏｌ％と高くなり、また焼結硬質材中における鉄
族の含有量が０．１０重量％より多い実験例１７，１８
のものは、ＷＣ及びＷ2 Ｃ x の粒成長が大きくてこれら
の平均粒径が０．５μｍより大きくなっており、いずれ
もＭＨｖ（０．１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 より
低く、体積減量も１．０ｍｍ3 以上になっており、硬度
及び耐摩耗性がこの発明の条件を満たしている実験例の
ものより低くなっていた。
結硬質材中における鉄族の含有量が０．０２〜０．１０
重量％の範囲にあり、ＷＣ及びＷ2 Ｃ x の平均粒径が
０．５μｍ以下になったこの発明の条件を満たしている
実験例１４〜１６のものは、いずれもＭＨｖ（０．１）
硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、体積減量が１．０
ｍｍ3 以下で、硬度及び耐摩耗性が高くなっていたのに
対し、焼結硬質材中における鉄族の含有量が０．０２重
量％より少ない実験例１３のものは、その気孔率が０．
０６ｖｏｌ％と高くなり、また焼結硬質材中における鉄
族の含有量が０．１０重量％より多い実験例１７，１８
のものは、ＷＣ及びＷ2 Ｃ x の粒成長が大きくてこれら
の平均粒径が０．５μｍより大きくなっており、いずれ
もＭＨｖ（０．１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 より
低く、体積減量も１．０ｍｍ3 以上になっており、硬度
及び耐摩耗性がこの発明の条件を満たしている実験例の
ものより低くなっていた。
【００４９】また、実験例１９〜２３において、焼結硬
質材中におけるＣｒ3 Ｃ2 ，ＴａＣ及びＶＣの含有量が
０．３〜３．０重量％の範囲にあってこの発明の条件を
満たしている実験例２０〜２２のものは、いずれもＭＨ
ｖ（０．１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、体積
減量が１．０ｍｍ3 以下で、硬度及び耐摩耗性が高くな
っていたのに対し、焼結硬質材中にＣｒ3 Ｃ2 ，ＴａＣ
及びＶＣが含まれていない実験例１９のものは、ＷＣ及
びＷ2 Ｃ x の粒成長が激しくてこれらの平均粒径が０．
５μｍより大きくなり、またＣｒ3 Ｃ2 の含有量が３．
０重量％以上になった実験例２３のものは、Ｃｒ3 Ｃ2
が多く含まれるため硬度が低下し、また焼結性も悪くな
り、これらの実験例のものはいずれもＭＨｖ（０．１）
硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 より低く、また体積減量
も１．０ｍｍ3 以上になっており、硬度及び耐摩耗性が
この発明の条件を満たしている実験例のものより低くな
っていた。
質材中におけるＣｒ3 Ｃ2 ，ＴａＣ及びＶＣの含有量が
０．３〜３．０重量％の範囲にあってこの発明の条件を
満たしている実験例２０〜２２のものは、いずれもＭＨ
ｖ（０．１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、体積
減量が１．０ｍｍ3 以下で、硬度及び耐摩耗性が高くな
っていたのに対し、焼結硬質材中にＣｒ3 Ｃ2 ，ＴａＣ
及びＶＣが含まれていない実験例１９のものは、ＷＣ及
びＷ2 Ｃ x の粒成長が激しくてこれらの平均粒径が０．
５μｍより大きくなり、またＣｒ3 Ｃ2 の含有量が３．
０重量％以上になった実験例２３のものは、Ｃｒ3 Ｃ2
が多く含まれるため硬度が低下し、また焼結性も悪くな
り、これらの実験例のものはいずれもＭＨｖ（０．１）
硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 より低く、また体積減量
も１．０ｍｍ3 以上になっており、硬度及び耐摩耗性が
この発明の条件を満たしている実験例のものより低くな
っていた。
【００５０】また、原料のＷＣ粉末に平均粒径が０．６
μｍと１．２μｍの大きなＷＣ粉末を用いた実験例２
４，２５のものにおいては、焼結硬質材中においてもＷ
Ｃ及びＷ2 Ｃ x の粒径が大きくなり、いずれもＭＨｖ
（０．１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 より低く、ま
た体積減量も１．０ｍｍ3 以上になっており、硬度及び
耐摩耗性がこの発明の条件を満たしている実験例のもの
より低くなっていた。
μｍと１．２μｍの大きなＷＣ粉末を用いた実験例２
４，２５のものにおいては、焼結硬質材中においてもＷ
Ｃ及びＷ2 Ｃ x の粒径が大きくなり、いずれもＭＨｖ
（０．１）硬度が３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 より低く、ま
た体積減量も１．０ｍｍ3 以上になっており、硬度及び
耐摩耗性がこの発明の条件を満たしている実験例のもの
より低くなっていた。
【００５１】
【発明の効果】以上詳述したように、この発明における
焼結硬質材においては、金属結合相を構成するＦｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉの量及び周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移
金属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の量を所定の量に調
整すると共に、炭化タングステンの平均粒径が０．５μ
ｍ以下になるようにし、さらに炭化タングステン中にお
けるＷ2 Ｃ x の量を調整し、またＷ2 Ｃ x の格子定数が
一定の範囲で減少するようにしたため、非常に緻密で硬
度の高い焼結硬質材が得られ、気孔率が０．０２ｖｏｌ
％以下、その硬さがＭＨｖ（０．１）で３０００ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上になり、耐摺動摩耗性，耐アブレッシブ摩
耗性及び耐エロージョン摩耗性等に優れ、ウォータージ
ェットノズル、線引きダイス、金型等の材料として好適
に使用できる優れた性能の焼結硬質材が得られた。
焼結硬質材においては、金属結合相を構成するＦｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉの量及び周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移
金属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の量を所定の量に調
整すると共に、炭化タングステンの平均粒径が０．５μ
ｍ以下になるようにし、さらに炭化タングステン中にお
けるＷ2 Ｃ x の量を調整し、またＷ2 Ｃ x の格子定数が
一定の範囲で減少するようにしたため、非常に緻密で硬
度の高い焼結硬質材が得られ、気孔率が０．０２ｖｏｌ
％以下、その硬さがＭＨｖ（０．１）で３０００ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上になり、耐摺動摩耗性，耐アブレッシブ摩
耗性及び耐エロージョン摩耗性等に優れ、ウォータージ
ェットノズル、線引きダイス、金型等の材料として好適
に使用できる優れた性能の焼結硬質材が得られた。
【図１】実験例１〜１２に基づいて、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ
＋Ｗ2 Ｃ x ）の値とマイクロビッカース硬度（ＭＨｖ）
との関係を示した図である。
＋Ｗ2 Ｃ x ）の値とマイクロビッカース硬度（ＭＨｖ）
との関係を示した図である。
【図２】実験例１〜１２に基づいて、Ｗ2 Ｃ x ／（ＷＣ
＋Ｗ2 Ｃ x ）の値とＷ2 Ｃ x における格子定数の減少率
との関係を示した図である。
＋Ｗ2 Ｃ x ）の値とＷ2 Ｃ x における格子定数の減少率
との関係を示した図である。
【図３】実験例１〜１２に基づいて、Ｗ2 Ｃ x における
格子定数の減少率とマイクロビッカース硬度（ＭＨｖ）
との関係を示した図である。
格子定数の減少率とマイクロビッカース硬度（ＭＨｖ）
との関係を示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 29/00 - 29/18 C22C 1/04 - 1/05
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの１種又は２種以上が
０．０２〜０．１０重量％、周期律表第４ａ，５ａ，６
ａ族の遷移金属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の１種又
は２種以上が０．３〜３．０重量％含有され、残部が平
均粒径０．５μｍ以下の炭化タングステンで構成され、
この炭化タングステン中におけるＷＣとＷ2 Ｃ x （但
し、１≦ｘ＜２である。）との重量割合Ｗ2 Ｃ x ／（Ｗ
Ｃ＋Ｗ2Ｃ x ）が０．０１〜０．１５の範囲にあること
を特徴とする焼結硬質材。 - 【請求項２】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの１種又は２種以上が
０．０２〜０．１０重量％、周期律表第４ａ，５ａ，６
ａ族の遷移金属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の１種又
は２種以上が０．３〜３．０重量％含有され、残部が平
均粒径０．５μｍ以下の炭化タングステンで構成され、
この炭化タングステン中におけるＷ2Ｃ x （但し、１≦
ｘ＜２である。）の格子定数がＷ 2 Ｃに比べて０．３〜
１．５％減少していることを特徴とする焼結硬質材。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載した焼結硬質材に
おいて、上記の周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族の遷移金
属の炭化物，窒化物及び炭窒化物の１種として炭化クロ
ムが０．６〜２．０重量％含有されていることを特徴と
する焼結硬質材。 - 【請求項４】 請求項１〜３の何れか１項に記載した焼
結硬質材において、気孔率が０．０２ｖｏｌ％以下であ
ることを特徴とする焼結硬質材。 - 【請求項５】 請求項１〜４の何れか１項に記載した焼
結硬質材において、荷重値１００ｇにおける硬さが、マ
イクロビッカース硬度で３０００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上で
あることを特徴とする焼結硬質材。
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| DE102014204277B4 (de) | 2014-03-07 | 2023-06-15 | Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. | VERSCHLEIßFESTE WOLFRAMCARBID-KERAMIKEN UND VERFAHREN ZU IHRER HERSTELLUNG |
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| US4808862A (en) * | 1987-10-20 | 1989-02-28 | Joseph J. Carvalho | Motorized tool with easily replaceable switch |
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| JP2599044B2 (ja) * | 1991-06-11 | 1997-04-09 | 川崎重工業株式会社 | 高圧噴射ノズル |
| US5089447A (en) * | 1990-10-09 | 1992-02-18 | The Dow Chemical Company | High hardness, wear resistant materials |
| JPH05230588A (ja) * | 1992-02-24 | 1993-09-07 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 硬質合金 |
| US5880382A (en) * | 1996-08-01 | 1999-03-09 | Smith International, Inc. | Double cemented carbide composites |
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1995
- 1995-07-11 JP JP19918095A patent/JP3310138B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1998
- 1998-01-23 US US09/012,576 patent/US6030912A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JPH0925535A (ja) | 1997-01-28 |
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