JPH0776750A - 超硬合金及びその製造方法 - Google Patents
超硬合金及びその製造方法Info
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- JPH0776750A JPH0776750A JP5224824A JP22482493A JPH0776750A JP H0776750 A JPH0776750 A JP H0776750A JP 5224824 A JP5224824 A JP 5224824A JP 22482493 A JP22482493 A JP 22482493A JP H0776750 A JPH0776750 A JP H0776750A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 靱性を低下させることなく、耐摩耗性、耐熱
性を向上させる。 【構成】 ＷＣ，Ｃｏ粉末に、固溶体の（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ
Ｎを添加する。更に、Ｔａを炭化物、窒化物、炭窒化物
等の形で単独添加して、弱窒化雰囲気で焼結して、超硬
合金を得る。得られた超硬合金は、固溶体からなる（Ｔ
ｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮ粒子中の各元素について、粒子中心
部の各濃度に対する周辺部の各濃度比率を、Ｔａは１０
０％を越えるようにし、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎはそれぞれ５
０〜１５０％の範囲内にする。
性を向上させる。 【構成】 ＷＣ，Ｃｏ粉末に、固溶体の（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ
Ｎを添加する。更に、Ｔａを炭化物、窒化物、炭窒化物
等の形で単独添加して、弱窒化雰囲気で焼結して、超硬
合金を得る。得られた超硬合金は、固溶体からなる（Ｔ
ｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮ粒子中の各元素について、粒子中心
部の各濃度に対する周辺部の各濃度比率を、Ｔａは１０
０％を越えるようにし、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎはそれぞれ５
０〜１５０％の範囲内にする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐摩耗性と耐熱性に優
れていて、例えば切削工具等に用いて好適な超硬合金に
関するものである。
れていて、例えば切削工具等に用いて好適な超硬合金に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】超硬合金は、その優れた耐摩耗性と靱性
により、切削工具や耐摩耗工具等やその他の材料として
様々な産業分野で用いられている。例えば、一般に切削
工具等に用いられる超硬合金は、その用途の特性からし
て、耐摩耗性と靱性に加えて耐熱性（さらには耐溶着
性、耐酸化性）を兼ね備える必要がある。そのために、
その組成中にＴｉＣやＴａＣが含有されている。しかし
ながら、ＴｉＣやＴａＣを含有することによって、超硬
合金の靱性が低下する傾向にある為に、炭窒化物を添加
して超硬合金の靱性を向上させる試みがなされている。
により、切削工具や耐摩耗工具等やその他の材料として
様々な産業分野で用いられている。例えば、一般に切削
工具等に用いられる超硬合金は、その用途の特性からし
て、耐摩耗性と靱性に加えて耐熱性（さらには耐溶着
性、耐酸化性）を兼ね備える必要がある。そのために、
その組成中にＴｉＣやＴａＣが含有されている。しかし
ながら、ＴｉＣやＴａＣを含有することによって、超硬
合金の靱性が低下する傾向にある為に、炭窒化物を添加
して超硬合金の靱性を向上させる試みがなされている。
【０００３】このような試みがなされた超硬合金の一例
として、特公昭５６ー１７４２３号公報に記載されたも
のがある。この超硬合金は、ＷＣ，炭窒化物及びＦｅ族
金属を混合して、所望形状の圧粉体を真空焼結すること
により、スピノーダル分解を起こさせることで、Ｔｉ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ及びＮに富む相が、Ｗ，Ｍｏ，Ｃ
ｒに富むがＮに乏しい相に包囲された構造を有する炭窒
化物を含有するものとなっている。この超硬合金は、炭
窒化物粒子の周辺部のＮの量が少ないために結合材であ
るＦｅ族元素との濡れ性が良く、そのために靱性が向上
するのである。
として、特公昭５６ー１７４２３号公報に記載されたも
のがある。この超硬合金は、ＷＣ，炭窒化物及びＦｅ族
金属を混合して、所望形状の圧粉体を真空焼結すること
により、スピノーダル分解を起こさせることで、Ｔｉ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ及びＮに富む相が、Ｗ，Ｍｏ，Ｃ
ｒに富むがＮに乏しい相に包囲された構造を有する炭窒
化物を含有するものとなっている。この超硬合金は、炭
窒化物粒子の周辺部のＮの量が少ないために結合材であ
るＦｅ族元素との濡れ性が良く、そのために靱性が向上
するのである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところで、上述のよう
な超硬合金で製造された切削工具は優れた切削性能を有
するが、近年ますます高速切削が要求されており、この
ような高度な切削条件のもとでは、耐摩耗性や耐熱性が
依然として不十分であった。なぜなら、この超硬合金
は、Ｔｉ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖに富む相が炭窒化物粒
子の中心部にあるために、Ｔｉ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ
の持つ耐摩耗性や耐熱衝撃性を十分に発揮できない。し
かも、この超硬合金の炭窒化物粒子の周辺部は上述のよ
うにＷ，Ｍｏ，Ｃｒに富むがＮに乏しい相で包囲されて
いるために、靱性には富むが、耐摩耗性や耐熱性に富む
特性を有するＴｉやＴａの濃度が低いために、その耐摩
耗性や耐熱性が不十分であるという問題点があった。
な超硬合金で製造された切削工具は優れた切削性能を有
するが、近年ますます高速切削が要求されており、この
ような高度な切削条件のもとでは、耐摩耗性や耐熱性が
依然として不十分であった。なぜなら、この超硬合金
は、Ｔｉ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖに富む相が炭窒化物粒
子の中心部にあるために、Ｔｉ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ
の持つ耐摩耗性や耐熱衝撃性を十分に発揮できない。し
かも、この超硬合金の炭窒化物粒子の周辺部は上述のよ
うにＷ，Ｍｏ，Ｃｒに富むがＮに乏しい相で包囲されて
いるために、靱性には富むが、耐摩耗性や耐熱性に富む
特性を有するＴｉやＴａの濃度が低いために、その耐摩
耗性や耐熱性が不十分であるという問題点があった。
【０００５】本発明は、このような実情に鑑みて、靱性
を劣化させることなく優れた耐摩耗性や耐熱性を備えた
超硬合金を提供することを目的とする。
を劣化させることなく優れた耐摩耗性や耐熱性を備えた
超硬合金を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段及び作用】本発明者等は、
高速切削等にも耐え得る、耐摩耗性及び耐熱性に優れた
超硬合金を得ることについて鋭意研究努力した結果、次
のような知見を得るに至った。即ち、超硬合金の原料粉
末として、ＷＣ，Ｃｏに対して、炭化物、窒化物を固溶
体である炭窒化物（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮの形で添加し、これ
に加えてＴａを炭化物、窒化物、炭窒化物等の形で単独
に、即ち固溶体でない物質として添加することとする。
そして、このような原料粉末を、弱窒化雰囲気で焼結す
ると、得られる炭窒化物粒子の周辺部に、Ｔａが中心部
よりも富んだ相が形成されることになる。その結果とし
て、このようなＴａ富化相を周辺部に持つ炭窒化物粒子
を含有する超硬合金は、靱性を劣化させることなく、優
れた耐摩耗性と耐熱性を有するということを認識でき
た。
高速切削等にも耐え得る、耐摩耗性及び耐熱性に優れた
超硬合金を得ることについて鋭意研究努力した結果、次
のような知見を得るに至った。即ち、超硬合金の原料粉
末として、ＷＣ，Ｃｏに対して、炭化物、窒化物を固溶
体である炭窒化物（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮの形で添加し、これ
に加えてＴａを炭化物、窒化物、炭窒化物等の形で単独
に、即ち固溶体でない物質として添加することとする。
そして、このような原料粉末を、弱窒化雰囲気で焼結す
ると、得られる炭窒化物粒子の周辺部に、Ｔａが中心部
よりも富んだ相が形成されることになる。その結果とし
て、このようなＴａ富化相を周辺部に持つ炭窒化物粒子
を含有する超硬合金は、靱性を劣化させることなく、優
れた耐摩耗性と耐熱性を有するということを認識でき
た。
【０００７】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものである。即ち、本発明による超硬合金は、ＷＣ，
Ｃｏ及び有芯構造を持つＴｉ，Ｔａ，Ｗの炭窒化物固溶
体からなる組織を有する超硬合金において、（Ｔｉ，Ｔ
ａ，Ｗ）ＣＮの粒子中の中心部に対する周辺部の濃度比
率が、Ｔａは１００％を越え、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの各元
素は、それぞれ平均で５０〜１５０％の範囲内にあるこ
とを特徴とするものである。
たものである。即ち、本発明による超硬合金は、ＷＣ，
Ｃｏ及び有芯構造を持つＴｉ，Ｔａ，Ｗの炭窒化物固溶
体からなる組織を有する超硬合金において、（Ｔｉ，Ｔ
ａ，Ｗ）ＣＮの粒子中の中心部に対する周辺部の濃度比
率が、Ｔａは１００％を越え、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの各元
素は、それぞれ平均で５０〜１５０％の範囲内にあるこ
とを特徴とするものである。
【０００８】又、本発明による超硬合金の製造方法は、
ＷＣ，Ｃｏ及び（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮの炭窒化物固溶体に、
Ｔａを炭化物、窒化物又は炭窒化物等として（固溶体で
なく）単独で添加し、弱窒化雰囲気で焼結することで、
得られる超硬合金が、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮの炭窒化
物を固溶体の形状で含むものとなり、しかもこの粒子中
の中心部に対する周辺部の濃度比率が、Ｔａは１００％
を越え、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの各元素は、それぞれ平均で
５０〜１５０％の範囲内にあるようにしたことを特徴と
するものである。
ＷＣ，Ｃｏ及び（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮの炭窒化物固溶体に、
Ｔａを炭化物、窒化物又は炭窒化物等として（固溶体で
なく）単独で添加し、弱窒化雰囲気で焼結することで、
得られる超硬合金が、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮの炭窒化
物を固溶体の形状で含むものとなり、しかもこの粒子中
の中心部に対する周辺部の濃度比率が、Ｔａは１００％
を越え、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの各元素は、それぞれ平均で
５０〜１５０％の範囲内にあるようにしたことを特徴と
するものである。
【０００９】この場合、ＷＣ粉末の粒度は、通常切削用
超硬合金で使用されるＷＣ粉末の粒度範囲でよく、好ま
しくは１．０〜５μｍの範囲である。又、上述のＴａ
の、炭窒化物粒子中心部に対する周辺部の濃度比率が１
００％以下では、所望の耐摩耗性及び耐熱性の向上は認
められない。更に、上述のＴｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの、炭窒化
物粒子中心部に対する周辺部の各濃度比率が、それぞれ
平均で５０％未満では耐摩耗性及び耐熱性の向上は認め
られず、又それぞれ平均で１５０％を越えると靱性が低
下してしまうことになり、いずれも好ましくない。又、
本発明による超硬合金を製造するための焼結雰囲気とし
ては、弱窒化雰囲気が用いられ、窒化圧力は５〜１００
ｔｏｒｒに制御される。
超硬合金で使用されるＷＣ粉末の粒度範囲でよく、好ま
しくは１．０〜５μｍの範囲である。又、上述のＴａ
の、炭窒化物粒子中心部に対する周辺部の濃度比率が１
００％以下では、所望の耐摩耗性及び耐熱性の向上は認
められない。更に、上述のＴｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの、炭窒化
物粒子中心部に対する周辺部の各濃度比率が、それぞれ
平均で５０％未満では耐摩耗性及び耐熱性の向上は認め
られず、又それぞれ平均で１５０％を越えると靱性が低
下してしまうことになり、いずれも好ましくない。又、
本発明による超硬合金を製造するための焼結雰囲気とし
ては、弱窒化雰囲気が用いられ、窒化圧力は５〜１００
ｔｏｒｒに制御される。
【００１０】
【実施例】以下、本発明の一実施例について説明する。
本実施例においては、超硬合金の原料粉末として、平均
粒径３．０μｍのＷＣ粉末、平均粒径２．０μｍの固溶
体である（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ粉末（その濃度比はｗｔ％
で、ＷＣ／ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５６／２４／２０とする。
これを粉末Ａとする。）、同様に、平均粒径２．０μｍ
の固溶体である（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ粉末（その濃度比はｗ
ｔ％で、ＷＣ／ＴｉＣ／ＴｉＮ＝７３／２５／２とす
る。これを粉末Ｂとする。）、平均粒径２．０μｍのＴ
ａＣ粉末、平均粒径１．６μｍのＴａＮ粉末、平均粒径
１．８μｍのＴａＣＮ粉末（その濃度比はｗｔ％で、Ｔ
ａＣ／ＴａＮ＝８０／２０とする）、平均粒径１．８μ
ｍの（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮ粉末（その濃度比はｗｔ％
で、ＷＣ／ＴｉＣ／ＴａＣ／ＴｉＮ＝４２／２５／３１
／２とする）、平均粒径２．０μｍの（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ粉
末（その濃度比はｗｔ％で、ＷＣ／ＴｉＣ＝７０／３０
とする）、平均粒径１．８μｍの（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）Ｃ
粉末（その濃度比はｗｔ％で、ＷＣ／ＴｉＣ／ＴａＣ＝
４２／２５／３３とする）、そして平均粒径１．２μｍ
のＣｏ粉末を用意した。
本実施例においては、超硬合金の原料粉末として、平均
粒径３．０μｍのＷＣ粉末、平均粒径２．０μｍの固溶
体である（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ粉末（その濃度比はｗｔ％
で、ＷＣ／ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５６／２４／２０とする。
これを粉末Ａとする。）、同様に、平均粒径２．０μｍ
の固溶体である（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ粉末（その濃度比はｗ
ｔ％で、ＷＣ／ＴｉＣ／ＴｉＮ＝７３／２５／２とす
る。これを粉末Ｂとする。）、平均粒径２．０μｍのＴ
ａＣ粉末、平均粒径１．６μｍのＴａＮ粉末、平均粒径
１．８μｍのＴａＣＮ粉末（その濃度比はｗｔ％で、Ｔ
ａＣ／ＴａＮ＝８０／２０とする）、平均粒径１．８μ
ｍの（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮ粉末（その濃度比はｗｔ％
で、ＷＣ／ＴｉＣ／ＴａＣ／ＴｉＮ＝４２／２５／３１
／２とする）、平均粒径２．０μｍの（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ粉
末（その濃度比はｗｔ％で、ＷＣ／ＴｉＣ＝７０／３０
とする）、平均粒径１．８μｍの（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）Ｃ
粉末（その濃度比はｗｔ％で、ＷＣ／ＴｉＣ／ＴａＣ＝
４２／２５／３３とする）、そして平均粒径１．２μｍ
のＣｏ粉末を用意した。
【００１１】そして、これらの粉末から、表１における
本発明超硬合金１乃至９に示すように、各粉末の組成と
配合割合（ｗｔ％）をそれぞれ選択し、表２に示す焼結
条件でそれぞれ焼結し、本発明超硬合金１〜９を製造し
た。尚、表１の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮの項でＡ，Ｂとあるの
は、それぞれ濃度比の異なる粉末Ａ，Ｂの別を指す。
又、比較のために、上述の原料粉末を用いて、本発明の
配合組成条件から外れた表１に示すような配合組成を有
する超硬合金を比較超硬合金として選択し、表２に示す
焼結条件でそれぞれ焼結して、比較超硬合金１〜５を製
造した。
本発明超硬合金１乃至９に示すように、各粉末の組成と
配合割合（ｗｔ％）をそれぞれ選択し、表２に示す焼結
条件でそれぞれ焼結し、本発明超硬合金１〜９を製造し
た。尚、表１の（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮの項でＡ，Ｂとあるの
は、それぞれ濃度比の異なる粉末Ａ，Ｂの別を指す。
又、比較のために、上述の原料粉末を用いて、本発明の
配合組成条件から外れた表１に示すような配合組成を有
する超硬合金を比較超硬合金として選択し、表２に示す
焼結条件でそれぞれ焼結して、比較超硬合金１〜５を製
造した。
【００１２】
【表１】
【００１３】
【表２】
【００１４】次いで、これら本発明超硬合金１〜９と比
較超硬合金１〜５の組織中の、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮ
における炭窒化物粒子の中心部と周辺部のＴｉ，Ｔａ，
Ｗ，Ｃ，Ｎの各量をそれぞれ分析し、その粒子中の各元
素の中心部に対する周辺部のＴｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｃ，Ｎの
各濃度比率（ｗｔ％）を演算して、表３に示した。尚、
分析は次のように行なった。先ず、分析に対するＣｏの
影響を除くために、試料を鏡面研磨後、５％硝酸溶液に
て１５分間処理した。その後、電子線マイクロアナライ
ザーを用いて各元素の定量分析を行なった。測定は組織
中の任意の３点で行い、３点の測定値からその平均値を
算出して各濃度比率を得た。その結果が表３に示されて
いる。
較超硬合金１〜５の組織中の、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮ
における炭窒化物粒子の中心部と周辺部のＴｉ，Ｔａ，
Ｗ，Ｃ，Ｎの各量をそれぞれ分析し、その粒子中の各元
素の中心部に対する周辺部のＴｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｃ，Ｎの
各濃度比率（ｗｔ％）を演算して、表３に示した。尚、
分析は次のように行なった。先ず、分析に対するＣｏの
影響を除くために、試料を鏡面研磨後、５％硝酸溶液に
て１５分間処理した。その後、電子線マイクロアナライ
ザーを用いて各元素の定量分析を行なった。測定は組織
中の任意の３点で行い、３点の測定値からその平均値を
算出して各濃度比率を得た。その結果が表３に示されて
いる。
【００１５】
【表３】
【００１６】次に、これら本発明超硬合金１〜９と比較
超硬合金１〜５から、ＩＳＯ規格でＳＰＧＮ１２０３０
８なる形状のスローアウェイチップをそれぞれ製作し、
これを用いて下記の条件で切削試験を行なった。 （１）乾式フライス切削試験 被削材：ＳＣＭ４４０（ＨB３００） 切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ 送り：０．３ｍｍ／刃 切込み：１．５ｍｍ 切削時間：２０分 （２）湿式フライス切削試験 被削材：ＳＣＭ４４０（ＨB３００） 切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ 送り：０．３ｍｍ／回転 切込み：１．５ｍｍ
超硬合金１〜５から、ＩＳＯ規格でＳＰＧＮ１２０３０
８なる形状のスローアウェイチップをそれぞれ製作し、
これを用いて下記の条件で切削試験を行なった。 （１）乾式フライス切削試験 被削材：ＳＣＭ４４０（ＨB３００） 切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ 送り：０．３ｍｍ／刃 切込み：１．５ｍｍ 切削時間：２０分 （２）湿式フライス切削試験 被削材：ＳＣＭ４４０（ＨB３００） 切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ 送り：０．３ｍｍ／回転 切込み：１．５ｍｍ
【００１７】各チップについて、上述の乾式フライス切
削試験では、すくい面摩耗量及び逃げ面摩耗量を測定
し、湿式フライス切削試験では、切刃が欠損を起こすま
での時間を測定した。そして、得られた結果を表４に示
す。尚、湿式フライス切削は、ワークの切削位置で冷却
液がかけられた高速切削状態と、切削が一時中断されて
切削位置から離れた空転状態とを交互に行い、切削時間
を合計することで欠損に至るまでの時間を測定した。
削試験では、すくい面摩耗量及び逃げ面摩耗量を測定
し、湿式フライス切削試験では、切刃が欠損を起こすま
での時間を測定した。そして、得られた結果を表４に示
す。尚、湿式フライス切削は、ワークの切削位置で冷却
液がかけられた高速切削状態と、切削が一時中断されて
切削位置から離れた空転状態とを交互に行い、切削時間
を合計することで欠損に至るまでの時間を測定した。
【００１８】
【表４】
【００１９】乾式フライス切削試験によるすくい面摩耗
は、本発明超硬合金１〜９では、１３〜８０μｍの摩耗
量であったが、比較超硬合金１〜５では摩耗量が９０〜
２００μｍとなった。又、逃げ面摩耗については、本発
明超硬合金１〜９では、０．０３〜０．１２ｍｍであ
り、比較超硬合金１〜５では、０．１４〜０．４５ｍｍ
となり、いずれの摩耗も本発明超硬合金１〜９の方が摩
耗量が小さかった。又、湿式フライス切削試験での欠損
を生じるまでの時間は、本発明超硬合金１〜９では４
３．１分〜５８．５分であるのに対し、比較超硬合金１
〜５では２．５分〜２０．６分でしかなかった。従っ
て、これらの試験結果から、本発明超硬合金によるスロ
ーアウェイチップは比較超硬合金によるものと比較し
て、耐摩耗性、耐熱衝撃性及び耐熱性が高かった。特に
湿式フライス切削試験では、高速切削状態と空転状態と
を交互に行なうことで熱衝撃を受けるが、本発明超硬合
金１〜９の場合、耐熱衝撃性が、比較超硬合金１〜５と
比較してかなり高いことが理解できる。そのため、切削
工具として高速切削に十分対応できるような超硬合金が
得られることになる。
は、本発明超硬合金１〜９では、１３〜８０μｍの摩耗
量であったが、比較超硬合金１〜５では摩耗量が９０〜
２００μｍとなった。又、逃げ面摩耗については、本発
明超硬合金１〜９では、０．０３〜０．１２ｍｍであ
り、比較超硬合金１〜５では、０．１４〜０．４５ｍｍ
となり、いずれの摩耗も本発明超硬合金１〜９の方が摩
耗量が小さかった。又、湿式フライス切削試験での欠損
を生じるまでの時間は、本発明超硬合金１〜９では４
３．１分〜５８．５分であるのに対し、比較超硬合金１
〜５では２．５分〜２０．６分でしかなかった。従っ
て、これらの試験結果から、本発明超硬合金によるスロ
ーアウェイチップは比較超硬合金によるものと比較し
て、耐摩耗性、耐熱衝撃性及び耐熱性が高かった。特に
湿式フライス切削試験では、高速切削状態と空転状態と
を交互に行なうことで熱衝撃を受けるが、本発明超硬合
金１〜９の場合、耐熱衝撃性が、比較超硬合金１〜５と
比較してかなり高いことが理解できる。そのため、切削
工具として高速切削に十分対応できるような超硬合金が
得られることになる。
【００２０】
【発明の効果】上述のように、本発明に係る超硬合金
は、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮの粒子中の中心部に対する
周辺部の濃度比率が、Ｔａは１００％を越え、Ｔｉ，
Ｗ，Ｃ，Ｎの各元素は、それぞれ平均で５０〜１５０％
の範囲内にあるようにしたから、靱性を低下させること
なく、耐摩耗性と耐熱性を向上させることができる上
に、耐熱衝撃性を向上させることができて、超硬合金の
特性とその製品寿命を向上させることができる。又、本
発明に係る超硬合金の製造方法は、ＷＣ，Ｃｏ及び（Ｔ
ｉ，Ｗ）ＣＮの炭窒化物固溶体に、Ｔａを炭化物、窒化
物又は炭窒化物として単独で添加し、弱窒化雰囲気で焼
結することで、得られる超硬合金が、（Ｔｉ，Ｔａ，
Ｗ）ＣＮの粒子中の中心部に対する周辺部の濃度比率
が、Ｔａは１００％を越え、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの各元素
は、それぞれ平均で５０〜１５０％の範囲内にあるよう
にしたから、靱性を低下させることなく、耐摩耗性と耐
熱性を向上させることができる上に、耐熱衝撃性を向上
させた超硬合金を得ることができる。
は、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮの粒子中の中心部に対する
周辺部の濃度比率が、Ｔａは１００％を越え、Ｔｉ，
Ｗ，Ｃ，Ｎの各元素は、それぞれ平均で５０〜１５０％
の範囲内にあるようにしたから、靱性を低下させること
なく、耐摩耗性と耐熱性を向上させることができる上
に、耐熱衝撃性を向上させることができて、超硬合金の
特性とその製品寿命を向上させることができる。又、本
発明に係る超硬合金の製造方法は、ＷＣ，Ｃｏ及び（Ｔ
ｉ，Ｗ）ＣＮの炭窒化物固溶体に、Ｔａを炭化物、窒化
物又は炭窒化物として単独で添加し、弱窒化雰囲気で焼
結することで、得られる超硬合金が、（Ｔｉ，Ｔａ，
Ｗ）ＣＮの粒子中の中心部に対する周辺部の濃度比率
が、Ｔａは１００％を越え、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの各元素
は、それぞれ平均で５０〜１５０％の範囲内にあるよう
にしたから、靱性を低下させることなく、耐摩耗性と耐
熱性を向上させることができる上に、耐熱衝撃性を向上
させた超硬合金を得ることができる。
Claims (2)
- 【請求項１】ＷＣ，Ｃｏ及びＴｉ，Ｔａ，Ｗの炭窒化物
固溶体からなる組織を有する超硬合金において、（Ｔ
ｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮの粒子中の中心部に対する周辺部の
濃度比率が、Ｔａは１００％を越え、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎ
の各元素は、それぞれ平均で５０〜１５０％の範囲内に
あることを特徴とする超硬合金。 - 【請求項２】ＷＣ，Ｃｏ及び（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮの炭窒化
物固溶体に、Ｔａを炭化物、窒化物又は炭窒化物として
単独で添加し、弱窒化雰囲気で焼結することで、得られ
る超硬合金が、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）ＣＮの粒子中の中心
部に対する周辺部の濃度比率が、Ｔａは１００％を越
え、Ｔｉ，Ｗ，Ｃ，Ｎの各元素は、それぞれ平均で５０
〜１５０％の範囲内にあるようにした、超硬合金の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5224824A JPH0776750A (ja) | 1993-09-09 | 1993-09-09 | 超硬合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5224824A JPH0776750A (ja) | 1993-09-09 | 1993-09-09 | 超硬合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0776750A true JPH0776750A (ja) | 1995-03-20 |
Family
ID=16819776
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5224824A Pending JPH0776750A (ja) | 1993-09-09 | 1993-09-09 | 超硬合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0776750A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111434792A (zh) * | 2019-01-14 | 2020-07-21 | 嘉兴鸷锐新材料科技有限公司 | 基于碳化钨碳化钛碳化钽固溶体制备硬质合金的方法 |
-
1993
- 1993-09-09 JP JP5224824A patent/JPH0776750A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111434792A (zh) * | 2019-01-14 | 2020-07-21 | 嘉兴鸷锐新材料科技有限公司 | 基于碳化钨碳化钛碳化钽固溶体制备硬质合金的方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020521 |