JPH02221353A - 耐摩工具用超硬合金及びその製造法 - Google Patents
耐摩工具用超硬合金及びその製造法Info
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
1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法に関し、
例えば耐摩耗性のパンチ、ヘッダ等の冷間鍛造]1具、
温熱鍛造]二具に用いるソリッド工具等の靭性と耐摩耗
性を兼ね備えた工具に適用することのできる」;記合金
及びその製造法に関するものである。
例えば耐摩耗性のパンチ、ヘッダ等の冷間鍛造]1具、
温熱鍛造]二具に用いるソリッド工具等の靭性と耐摩耗
性を兼ね備えた工具に適用することのできる」;記合金
及びその製造法に関するものである。
1従来の技術]
従来、」1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W C − C o系合金では、WCの粒度やC。
の量の組合わせによって、耐摩耗性又は靭性の向上を図
ってきた。
ってきた。
1発明が解決しようとする課題]
しかし、耐摩耗性と靭性とは相反する性質故に、、]二
記のW C − C o系合金において、高靭性を付与
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。
記のW C − C o系合金において、高靭性を付与
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(ハイスビドの略、高速
度)系合金に比し、制限されていた。
用工具としての用途は、ハイス(ハイスビドの略、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。
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。
本発明は、耐摩耗性と靭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法を提供することを目
的とする。
工具等用の超硬合金及びその製造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、」1記目的を、W C−Co系等のWC−鉄
族金属系超硬合金を表面部と内部とでGo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
。
族金属系超硬合金を表面部と内部とでGo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
の表面層の鉄族金属の結合相量が、内部の鉄族金属の結
合相量より少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。
の表面層の鉄族金属の結合相量が、内部の鉄族金属の結
合相量より少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1.」1記の表面層の鉄族金属の結合相
量の減少してなる領域の幅と平均的な鉄族金属の結合相
量からなる領域の幅の比は、にあることをも特徴とする
ものである。
量の減少してなる領域の幅と平均的な鉄族金属の結合相
量からなる領域の幅の比は、にあることをも特徴とする
ものである。
更に、本発明は、WCと鉄族金属からなる超硬合金を、
1320〜1360℃の温度間で真空又は脱炭雰囲気中
で焼結し、引き続いて5℃/sin、以下の冷却速度で
1320〜1200℃の71!度間に浸炭性雰囲気中で
冷却する前工程と、1360〜1450℃の温度域を真
空又は浸炭性雰囲気中で加熱する後」1程とにより、焼
結することを特徴とする耐摩工具用超硬合金の製造法に
関するものである。
1320〜1360℃の温度間で真空又は脱炭雰囲気中
で焼結し、引き続いて5℃/sin、以下の冷却速度で
1320〜1200℃の71!度間に浸炭性雰囲気中で
冷却する前工程と、1360〜1450℃の温度域を真
空又は浸炭性雰囲気中で加熱する後」1程とにより、焼
結することを特徴とする耐摩工具用超硬合金の製造法に
関するものである。
(作用]
本発明超硬合金は、該合金表面の00等鉄族金属の結合
相が、内部の該結合相量に比して減少しているため、耐
摩耗性が維持され、内部のCo等鉄族金属の結合相量が
多い領域で靭性が付与される。
相が、内部の該結合相量に比して減少しているため、耐
摩耗性が維持され、内部のCo等鉄族金属の結合相量が
多い領域で靭性が付与される。
この時、表面層のCo等鉄族金属の結合相量の減少して
なる領域の幅と平均的なCo等鉄族金属の結合相量から
なる領域の幅との比が、1.0未満では表面部の靭性低
下が太き(、本来の目的が達成し得ない。
なる領域の幅と平均的なCo等鉄族金属の結合相量から
なる領域の幅との比が、1.0未満では表面部の靭性低
下が太き(、本来の目的が達成し得ない。
逆に、+000を超えると耐摩耗性の高い領域が狭くな
り過ぎ、k4摩耗性の向」−を図ることができなくなる
。
り過ぎ、k4摩耗性の向」−を図ることができなくなる
。
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。
するものである。
本発明方法においては、先ず、WCと鉄族金属からなる
超硬合金を1320〜1360’Cの温度間で真空又は
脱炭雰囲気中で焼結後、引き続き5℃/min。
超硬合金を1320〜1360’Cの温度間で真空又は
脱炭雰囲気中で焼結後、引き続き5℃/min。
以下の冷却速度で1320〜1200℃間に真空又は浸
炭性雰囲気中で冷却すると言う前工程を行う。
炭性雰囲気中で冷却すると言う前工程を行う。
この前工程により、50〜99%の密度の内部にボアを
有するプレ焼結体が得られる。
有するプレ焼結体が得られる。
このプレ焼結体は、このコー程の温度が1320’c未
満であっても、また1360℃を超えても得ることがで
きない。
満であっても、また1360℃を超えても得ることがで
きない。
また、真空又は脱炭雰囲気中で焼結するのは、プレ焼結
体の密度を制御するためである。
体の密度を制御するためである。
この真空rlま、10−’〜10−’Torr程度とす
ることが好ましく、脱炭雰囲気としては、例えばCOガ
ス雰囲気等が好ましく挙げられる。
ることが好ましく、脱炭雰囲気としては、例えばCOガ
ス雰囲気等が好ましく挙げられる。
なお、この焼結時間は、プレ焼結体密度に応じて、0.
5〜2時間程度とすることが好ましい。
5〜2時間程度とすることが好ましい。
更に、焼結後に5℃/sin、以下の速度で冷却するの
は、プレ焼結体表面近傍を雰囲気と反応させるための反
応時間を長くするためである。
は、プレ焼結体表面近傍を雰囲気と反応させるための反
応時間を長くするためである。
冷却速度の下限は、量産性が低下する等の理由により、
0.1℃/sin、Pj度とすることが好ましい。
0.1℃/sin、Pj度とすることが好ましい。
この冷却を真空又は浸炭性雰囲気中で行うのは、表面の
カーボン値を高(するためである。
カーボン値を高(するためである。
この時の真空度は、0.1〜20Torr程度とするこ
とが好ましく、脱炭雰囲気としては、例えばCOガスや
H,ガス等が好ましく挙げられる。
とが好ましく、脱炭雰囲気としては、例えばCOガスや
H,ガス等が好ましく挙げられる。
また、を記の冷却速度で1320〜1200℃間まで冷
却するのは、プレ焼結体表面のカーボン値を高い状態に
お(ため、−旦、固相化するためである。
却するのは、プレ焼結体表面のカーボン値を高い状態に
お(ため、−旦、固相化するためである。
本発明方法では、以上の前工程の後、上記プレ焼結体を
1360〜1450℃の温度域を真空又は浸炭性雰囲気
中で加熱すると言う後工程を行う。
1360〜1450℃の温度域を真空又は浸炭性雰囲気
中で加熱すると言う後工程を行う。
この後工程は、上記のプレ焼結体を該焼結体内外にC値
の差を与えつつ焼結し、液相量の相違によって表面の結
合相を内部へ移動させるために行われる。
の差を与えつつ焼結し、液相量の相違によって表面の結
合相を内部へ移動させるために行われる。
この工程の温度が1360℃未満であると加熱(焼結)
不足となり、また1450℃を超えると加熱(焼結)過
剰となり、00等鉄族金属の結合相量が平均化され、上
記作用を得ることができな(なる。
不足となり、また1450℃を超えると加熱(焼結)過
剰となり、00等鉄族金属の結合相量が平均化され、上
記作用を得ることができな(なる。
この工程を浸炭性雰囲気中で行うのは上記のCを与える
ためであり、真空中で行うのは、前工程でのC供給が多
い場合、更に浸炭性雰囲気中で加熱すると、合金中に遊
離炭素を生じるからである。
ためであり、真空中で行うのは、前工程でのC供給が多
い場合、更に浸炭性雰囲気中で加熱すると、合金中に遊
離炭素を生じるからである。
この時の浸炭性雰囲気としては、例えば炭化水素、炭化
水素とH,ガスの混合ガス、COガス、CO,ガスとH
,ガスの混合ガス等が好ましく挙げられ、また真空度は
、0.1〜20Torr程度とすることが好ましい。
水素とH,ガスの混合ガス、COガス、CO,ガスとH
,ガスの混合ガス等が好ましく挙げられ、また真空度は
、0.1〜20Torr程度とすることが好ましい。
[実施例]
実施例I
WC−15%(重量%、以下同じ)Co合金完粉を用い
て、所定のパンチ形状にプレス成形し、1350℃で、
O,ITorrの真空雰囲気中で、30分間保持した後
、2℃/騰in、の冷却速度で1250℃まで、°5T
orrのCH,とH2の混合ガス雰囲気中で冷却した。
て、所定のパンチ形状にプレス成形し、1350℃で、
O,ITorrの真空雰囲気中で、30分間保持した後
、2℃/騰in、の冷却速度で1250℃まで、°5T
orrのCH,とH2の混合ガス雰囲気中で冷却した。
次に、この合金を1400℃で、1OTorrのCH,
の浸炭性雰囲気中で1時間保持した。
の浸炭性雰囲気中で1時間保持した。
この結果、表面下11は5%Co相当で、Hvは150
0Kg/ am’であった。
0Kg/ am’であった。
また、この表面のCo5%の領域と内部(15%Co)
の領域の幅(厚さ)の比は10であった。
の領域の幅(厚さ)の比は10であった。
上記合金を用いて、5Cr(Cr鋼)21を、断面減少
率(加工前後の素材面積の変化率)58%、押出し長さ
(押出し加工によって変化させた長さ)Ion−で加重
[シて、−[−配合金の寿命テストを行った。
率(加工前後の素材面積の変化率)58%、押出し長さ
(押出し加工によって変化させた長さ)Ion−で加重
[シて、−[−配合金の寿命テストを行った。
比較のために、通常のW C−7%Co(以下、へ合金
) 、WC−15%Co(以下、B合金)合金について
も同時にテストした。
) 、WC−15%Co(以下、B合金)合金について
も同時にテストした。
この結果、上記の本発明合金は15万個のショットが−
J能であったが、へ合金では6万個のショットで亀裂が
発生し寿命に至り、B合金では4万個のショットで摩耗
が大きくなり使用不能になった。
J能であったが、へ合金では6万個のショットで亀裂が
発生し寿命に至り、B合金では4万個のショットで摩耗
が大きくなり使用不能になった。
実施例2
実施例1と同一の完粉を用い、前工程は、1350℃で
1時間保持したもの(以下、C合金) 、1360℃で
30分間保持したもの(以下、D合゛金) 、1360
℃で2時間保持したちのく以下、E合金)とし、後工程
はC〜D合金のいずれも1380℃とした以外は実施例
1と同一とした。
1時間保持したもの(以下、C合金) 、1360℃で
30分間保持したもの(以下、D合゛金) 、1360
℃で2時間保持したちのく以下、E合金)とし、後工程
はC〜D合金のいずれも1380℃とした以外は実施例
1と同一とした。
この結果、第1表に示す構造の合金が得られた。
第 1 表
また、C,D、E合金を次ぎの条件で寿命テストした。
テスト条件(ギアブランク(ギア素材))SI5C(炭
素鋼);加工前素材径−φ32加]二後の素材の長さ/
径=1.5 加工法;前方押出し法(加コ〕中の木材を工具の動(方
向(前方)へ移動させて加工す る) この結果、C合金では10万個ショットが可能であり、
■)合金では8万個、E合金では6万個のショットが夫
々可能であった。
素鋼);加工前素材径−φ32加]二後の素材の長さ/
径=1.5 加工法;前方押出し法(加コ〕中の木材を工具の動(方
向(前方)へ移動させて加工す る) この結果、C合金では10万個ショットが可能であり、
■)合金では8万個、E合金では6万個のショットが夫
々可能であった。
なお、比較のために、実施例1のA (WC−7%Co
) 、 B (WC−15%Co)合金についても1
.1−記と同一の寿命テストをしたところ、いずれも2
万個のショットで割損が生じ、2000個のショットで
摩耗寿命が尽きた。
) 、 B (WC−15%Co)合金についても1
.1−記と同一の寿命テストをしたところ、いずれも2
万個のショットで割損が生じ、2000個のショットで
摩耗寿命が尽きた。
[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、
耐摩耗性と靭性と言う相反する両性質を、合金の表面部
と内部とでCo等鉄族金属結合相量を変えることにより
、高度に付与することができる。
耐摩耗性と靭性と言う相反する両性質を、合金の表面部
と内部とでCo等鉄族金属結合相量を変えることにより
、高度に付与することができる。
この結果、W C−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(ハイスピードの略、
高速度)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、耐摩耗性と靭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法として有益であ
る。
撃用工具としての用途を、ハイス(ハイスピードの略、
高速度)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、耐摩耗性と靭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法として有益であ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (1)WCと鉄族金属からなる超硬合金の表面層の鉄族
金属の結合相量が、内部の鉄族金属の結合相量より少な
いことを特徴とする耐摩工具用超硬合金。 (2)表面層の鉄族金属の結合相量の減少してなる領域
の幅と平均的な鉄族金属の結合相量からなる領域の幅の
比が、 1.0≦平均的結合相量を有する領域の幅/結合相量の
減少してなる領域の幅≦1000にあることを特徴とす
る第1請求項記載の耐摩工具用超硬合金。 (3)WCと鉄族金属からなる超硬合金を、1320〜
1360℃の温度間で真空又は脱炭雰囲気中で焼結し、
引き続いて5℃/min.以下の冷却速度で1320〜
1200℃の温度間に浸炭性雰囲気中で冷却する前工程
と、1360〜1450℃の温度域を真空又は浸炭性雰
囲気中で加熱する後工程とにより、焼結することを特徴
とする耐摩工具用超硬合金の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1039196A JPH02221353A (ja) | 1989-02-21 | 1989-02-21 | 耐摩工具用超硬合金及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1039196A JPH02221353A (ja) | 1989-02-21 | 1989-02-21 | 耐摩工具用超硬合金及びその製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02221353A true JPH02221353A (ja) | 1990-09-04 |
Family
ID=12546369
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1039196A Pending JPH02221353A (ja) | 1989-02-21 | 1989-02-21 | 耐摩工具用超硬合金及びその製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02221353A (ja) |
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-
1989
- 1989-02-21 JP JP1039196A patent/JPH02221353A/ja active Pending
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