JPH11181540A - 超微粒超硬合金 - Google Patents
超微粒超硬合金Info
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- JPH11181540A JPH11181540A JP9350961A JP35096197A JPH11181540A JP H11181540 A JPH11181540 A JP H11181540A JP 9350961 A JP9350961 A JP 9350961A JP 35096197 A JP35096197 A JP 35096197A JP H11181540 A JPH11181540 A JP H11181540A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高硬度でかつ破壊靱性に優れた超微粒ＷＣ基
超硬合金を提供すること。 【解決手段】 硬質相として平均粒径０．１μｍ〜１．
０μｍのＷＣを含む超硬合金であって、該超硬合金中の
飽和磁気理論比が０．７５〜０．９０の時抗磁力Ｈｃが
２００〜３４０Ｏｅであることを特徴とする超硬合金。
超硬合金を提供すること。 【解決手段】 硬質相として平均粒径０．１μｍ〜１．
０μｍのＷＣを含む超硬合金であって、該超硬合金中の
飽和磁気理論比が０．７５〜０．９０の時抗磁力Ｈｃが
２００〜３４０Ｏｅであることを特徴とする超硬合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高硬度かつ高靱性
を有する超微粒超硬合金に関する。この発明は、特に耐
摩耗性、耐衝撃性、耐凝着性等が要求される精密金型の
材質として最適に使用されるほか、各種切削工具、鉱山
用工具、耐摩耗物品などの材質として使用される高硬度
超微粒高性能超硬合金に関するものである。
を有する超微粒超硬合金に関する。この発明は、特に耐
摩耗性、耐衝撃性、耐凝着性等が要求される精密金型の
材質として最適に使用されるほか、各種切削工具、鉱山
用工具、耐摩耗物品などの材質として使用される高硬度
超微粒高性能超硬合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、高い耐摩耗性、耐衝撃性、耐凝着
性を必要とする精密金型に対する要望が高まっており、
これに超硬合金が使用される傾向にあり、通常の超硬合
金よりも高硬度で高靱性の合金が要望されている。
性を必要とする精密金型に対する要望が高まっており、
これに超硬合金が使用される傾向にあり、通常の超硬合
金よりも高硬度で高靱性の合金が要望されている。
【０００３】そこで、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金のＷＣの粒
度を０．６μｍ以下の微細にすると共に、原料ＷＣに
０．４〜１．２重量％Ｃｒを含有せしめ、これを直接炭
化法によって均一微粒物に調整したものを使用すること
によって、高硬度でしかも高抗折力の合金を得られるこ
とが提案されている。更に、合金の飽和磁気量理論比と
抗磁力を所定領域の数値に限定することにより高硬度で
しかも抗折力の高い高性能超硬合金が提案されている
（特開平５−９８３８５号公報）が両方を満足するには
充分とはいえなかった。
度を０．６μｍ以下の微細にすると共に、原料ＷＣに
０．４〜１．２重量％Ｃｒを含有せしめ、これを直接炭
化法によって均一微粒物に調整したものを使用すること
によって、高硬度でしかも高抗折力の合金を得られるこ
とが提案されている。更に、合金の飽和磁気量理論比と
抗磁力を所定領域の数値に限定することにより高硬度で
しかも抗折力の高い高性能超硬合金が提案されている
（特開平５−９８３８５号公報）が両方を満足するには
充分とはいえなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金
において、靱性を増すために破壊靱性を高めようとする
と硬度が低下し、一方耐摩耗性を増すために硬度を高め
ようとすれば破壊靱性が低下してしまうという問題があ
った。すなわち、従来のＷＣが微粒の超硬合金では、高
硬度ではあるが破壊靱性が低くなり脆くなるという欠点
が生じた。これは、ＷＣを微粒化するとＣｏ相厚みが減
少し、破壊靱性が減少するためである。本発明は上記従
来技術の問題を解決し、合金の飽和磁気量理論比と抗磁
力を所定領域の数値に限定することにより、高硬度でし
かも破壊靱性の高い高性能超硬合金を提供することを目
的とする。
において、靱性を増すために破壊靱性を高めようとする
と硬度が低下し、一方耐摩耗性を増すために硬度を高め
ようとすれば破壊靱性が低下してしまうという問題があ
った。すなわち、従来のＷＣが微粒の超硬合金では、高
硬度ではあるが破壊靱性が低くなり脆くなるという欠点
が生じた。これは、ＷＣを微粒化するとＣｏ相厚みが減
少し、破壊靱性が減少するためである。本発明は上記従
来技術の問題を解決し、合金の飽和磁気量理論比と抗磁
力を所定領域の数値に限定することにより、高硬度でし
かも破壊靱性の高い高性能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】上記の目的は、以下に要
約される各発明によって達成することができる。 （１）硬質相として平均粒径０．１〜１．０μｍ、好ま
しくは０．１〜０．４μｍのＷＣを含む超硬合金であっ
て、該超硬合金中の飽和磁気理論比が０．７５〜０．９
０、好ましくは０．８〜０．９の時抗磁力Ｈｃが２００
〜３４０Ｏｅ、好ましくは２７０〜３４０Ｏｅであるこ
とを特徴とする超硬合金。 （２）硬度が１６００〜２３００ｋｇ／ｍｍ2 、好まし
くは１７５０〜２２００ｋｇ／ｍｍ2 、破壊靱性が５〜
１５ＭＰａｍ1/2 、好ましくは８〜１１ＭＰａｍ 1/2 で
あることを特徴とする上記（１）に記載の超硬合金。 （３）Ｃｒ、Ｃｒの炭化物を３．０ｗｔ％以下、好まし
くは１．０ｗｔ％以下Ｖ、Ｖの炭化物を０．１ｗｔ％以
下、好ましくは０．０５ｗｔ％以下含むことを特徴とす
る上記（１）又は（２）に記載の超硬合金。
約される各発明によって達成することができる。 （１）硬質相として平均粒径０．１〜１．０μｍ、好ま
しくは０．１〜０．４μｍのＷＣを含む超硬合金であっ
て、該超硬合金中の飽和磁気理論比が０．７５〜０．９
０、好ましくは０．８〜０．９の時抗磁力Ｈｃが２００
〜３４０Ｏｅ、好ましくは２７０〜３４０Ｏｅであるこ
とを特徴とする超硬合金。 （２）硬度が１６００〜２３００ｋｇ／ｍｍ2 、好まし
くは１７５０〜２２００ｋｇ／ｍｍ2 、破壊靱性が５〜
１５ＭＰａｍ1/2 、好ましくは８〜１１ＭＰａｍ 1/2 で
あることを特徴とする上記（１）に記載の超硬合金。 （３）Ｃｒ、Ｃｒの炭化物を３．０ｗｔ％以下、好まし
くは１．０ｗｔ％以下Ｖ、Ｖの炭化物を０．１ｗｔ％以
下、好ましくは０．０５ｗｔ％以下含むことを特徴とす
る上記（１）又は（２）に記載の超硬合金。
【０００６】（４）前記Ｃｒ、Ｃｒの炭化物が原料ＷＣ
粉末を作製する際にすでに複合化処理されていることを
特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の超硬
合金。 （５）通電加圧焼結により作製することを特徴とする上
記（１）〜（４）のいずれかに記載の超硬合金。 （６）ＷＣとＣｏの原料粉末を混合する工程と、該混合
粉末を通電加圧装置に挿入する工程と、１０５０℃〜１
３００℃、好ましくは１１００〜１２００℃、１９０〜
５００ｋｇ／ｃｍ2 、好ましくは３５０〜４５０ｋｇ／
ｃｍ2 で焼結時間が１〜２０分、好ましくは５〜１０分
で通電焼結する工程とを具備することを特徴とする上記
（１）〜（５）いずれかに記載の超硬合金の製造法。
粉末を作製する際にすでに複合化処理されていることを
特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の超硬
合金。 （５）通電加圧焼結により作製することを特徴とする上
記（１）〜（４）のいずれかに記載の超硬合金。 （６）ＷＣとＣｏの原料粉末を混合する工程と、該混合
粉末を通電加圧装置に挿入する工程と、１０５０℃〜１
３００℃、好ましくは１１００〜１２００℃、１９０〜
５００ｋｇ／ｃｍ2 、好ましくは３５０〜４５０ｋｇ／
ｃｍ2 で焼結時間が１〜２０分、好ましくは５〜１０分
で通電焼結する工程とを具備することを特徴とする上記
（１）〜（５）いずれかに記載の超硬合金の製造法。
【０００７】上記発明（１）においては、硬質相のＷＣ
の平均粒径及び合金の飽和磁気量理論比と抗磁力を限定
している。一般に抗磁力は硬質相の粒径と結合相の厚み
によって数値が左右され、（硬質相の粒径が微粒である
ほど高く、結合相の厚みが薄いほど高い）抗磁力が高い
と合金は高硬度をもつが靱性が欠ける特徴を持つ。従来
焼結では焼結時間が長いためＣｏが均一に分散してしま
っていた。そのためＣｏ相の厚みが薄く靱性が低い合金
が得られていた。しかし通電加圧焼結では短時間加圧焼
結を行うので合金中のＣｏ相が不均一に分散し、Ｃｏ相
が局所的に厚みを持つため抗磁力が低く靱性が高い合金
を得ることができる。
の平均粒径及び合金の飽和磁気量理論比と抗磁力を限定
している。一般に抗磁力は硬質相の粒径と結合相の厚み
によって数値が左右され、（硬質相の粒径が微粒である
ほど高く、結合相の厚みが薄いほど高い）抗磁力が高い
と合金は高硬度をもつが靱性が欠ける特徴を持つ。従来
焼結では焼結時間が長いためＣｏが均一に分散してしま
っていた。そのためＣｏ相の厚みが薄く靱性が低い合金
が得られていた。しかし通電加圧焼結では短時間加圧焼
結を行うので合金中のＣｏ相が不均一に分散し、Ｃｏ相
が局所的に厚みを持つため抗磁力が低く靱性が高い合金
を得ることができる。
【０００８】ここでＷＣの平均粒径を０．１〜１．０μ
ｍと限定したのは、平均粒径０．１μｍ未満のＷＣを含
む硬質合金を生成することは現在の工業技術上不可能で
あり、１．０μｍ超えるＷＣを含む硬質合金では耐摩耗
性に欠けてしまうからである（Ｃｏ量は８ｗｔ％〜１６
ｗｔ％が望ましい）。飽和磁気量理論比が０．７５未満
では組織中にη相を含む合金になり、０．９０を超える
とフリーカーボンを含む合金ができてしまう。またＨｃ
が２００Ｏｅ未満だとＣｏ相厚みが厚すぎて低硬度合金
となり、３４０Ｏｅを超えると低靱性の合金となるから
である。
ｍと限定したのは、平均粒径０．１μｍ未満のＷＣを含
む硬質合金を生成することは現在の工業技術上不可能で
あり、１．０μｍ超えるＷＣを含む硬質合金では耐摩耗
性に欠けてしまうからである（Ｃｏ量は８ｗｔ％〜１６
ｗｔ％が望ましい）。飽和磁気量理論比が０．７５未満
では組織中にη相を含む合金になり、０．９０を超える
とフリーカーボンを含む合金ができてしまう。またＨｃ
が２００Ｏｅ未満だとＣｏ相厚みが厚すぎて低硬度合金
となり、３４０Ｏｅを超えると低靱性の合金となるから
である。
【０００９】上記発明（２）では硬度と破壊靱性を特定
している。従来合金では抗磁力が高いためＷＣ粒径が微
粒で高硬度を持つが、硬度と通常相反する靱性が低かっ
た。しかし通電加圧焼結では合金中のＣｏ相が不均一に
分散していることで硬度と通常相反する靱性も備えた合
金となっている。硬度が１６００ｋｇ／ｍｍ2 未満だと
耐摩耗性に欠け、２３００ｋｇ／ｍｍ2を超えると靱性
に欠ける合金となる。破壊靱性が５ＭＰａｍ1/2 未満だ
と靱性に欠け、１５ＭＰａｍ1/2 を超えると耐摩耗性に
欠ける合金となる。
している。従来合金では抗磁力が高いためＷＣ粒径が微
粒で高硬度を持つが、硬度と通常相反する靱性が低かっ
た。しかし通電加圧焼結では合金中のＣｏ相が不均一に
分散していることで硬度と通常相反する靱性も備えた合
金となっている。硬度が１６００ｋｇ／ｍｍ2 未満だと
耐摩耗性に欠け、２３００ｋｇ／ｍｍ2を超えると靱性
に欠ける合金となる。破壊靱性が５ＭＰａｍ1/2 未満だ
と靱性に欠け、１５ＭＰａｍ1/2 を超えると耐摩耗性に
欠ける合金となる。
【００１０】上記の発明（３）では、ＷＣ粒成長抑制剤
としての、Ｃｒ、Ｃｒの炭化物とＶ、Ｖの炭化物の量を
特定している。これは従来の焼結法で添加される量だけ
混入してしまうと短時間焼結のため、結合相中への固溶
が不十分となり合金中で凝集体を作り合金特性を下げて
しまうことになるからである。すなわち、Ｃｒ、Ｃｒの
炭化物が３ｗｔ％を超え、Ｖ、Ｖの炭化物が０．１ｗｔ
％を超えると凝集体となって合金特性を下げてしまう。
としての、Ｃｒ、Ｃｒの炭化物とＶ、Ｖの炭化物の量を
特定している。これは従来の焼結法で添加される量だけ
混入してしまうと短時間焼結のため、結合相中への固溶
が不十分となり合金中で凝集体を作り合金特性を下げて
しまうことになるからである。すなわち、Ｃｒ、Ｃｒの
炭化物が３ｗｔ％を超え、Ｖ、Ｖの炭化物が０．１ｗｔ
％を超えると凝集体となって合金特性を下げてしまう。
【００１１】上記発明（４）は、ＣｒやＣｒ炭化物は予
め複合化処理してから添加するのが好ましいことを明ら
かにしている。例えば、Ｃｒ3 Ｃ2 が複合化処理されて
いないＷＣ粉末を用いてＣｒ3 Ｃ2 を後添加するとＷＣ
粉末中への分散が悪くなり焼結時に合金中でＣｒ3 Ｃ2
の凝集体を作りやすくなってしまう。しかしＣｒ3 Ｃ 2
が複合化処理されたＷＣ粉末を用いるとＣｒ3 Ｃ2 の分
散が良いため合金中で凝集体を作り、合金特性を下げる
ということがなくなる。なお、ここでの複合化処理はＷ
粉末を炭化する工程において、Ｗ粉末とＣｒ2 Ｏ3 粉末
もしくはＣｒ3Ｃ2 粉末を所定量混合し、１３５０〜１
５００℃の還元雰囲気中で加熱することにより、少なく
とも一部が固溶体化した炭化物とすることを意味してい
る。
め複合化処理してから添加するのが好ましいことを明ら
かにしている。例えば、Ｃｒ3 Ｃ2 が複合化処理されて
いないＷＣ粉末を用いてＣｒ3 Ｃ2 を後添加するとＷＣ
粉末中への分散が悪くなり焼結時に合金中でＣｒ3 Ｃ2
の凝集体を作りやすくなってしまう。しかしＣｒ3 Ｃ 2
が複合化処理されたＷＣ粉末を用いるとＣｒ3 Ｃ2 の分
散が良いため合金中で凝集体を作り、合金特性を下げる
ということがなくなる。なお、ここでの複合化処理はＷ
粉末を炭化する工程において、Ｗ粉末とＣｒ2 Ｏ3 粉末
もしくはＣｒ3Ｃ2 粉末を所定量混合し、１３５０〜１
５００℃の還元雰囲気中で加熱することにより、少なく
とも一部が固溶体化した炭化物とすることを意味してい
る。
【００１２】上記発明（５）は、従来焼結だと焼結時間
が長いためＣｏが均一に分散してしまうこととＷＣが粒
成長をしてしまうという問題があったが、本発明ではこ
れを解決することができる。すなわち、通電加圧焼結で
は短時間加圧焼結が可能なので合金中のＣｏ相を不均一
に分散させることができ、またＷＣの粒成長を抑制でき
るという長所がある。
が長いためＣｏが均一に分散してしまうこととＷＣが粒
成長をしてしまうという問題があったが、本発明ではこ
れを解決することができる。すなわち、通電加圧焼結で
は短時間加圧焼結が可能なので合金中のＣｏ相を不均一
に分散させることができ、またＷＣの粒成長を抑制でき
るという長所がある。
【００１３】上記発明（６）は、本発明の超微粒超硬合
金の製造方法に係り、従来焼結だと無加圧のもとで長時
間焼結が行われるのでＣｏ相が均一に分散してしまうが
通電加圧焼結では加圧下のもとで短時間焼結が行われる
のでＣｏ相が均一に分散することを防いでＣｏ相に厚み
を持たせることが出来るという効果がある。上記製造方
法は、例えば図１に示される通電加圧装置を用いて行
う。原料混合粉末１を上部加圧ラム４と下部加圧ラム５
の間に黒鉛型３を介して設置し、電源６、加圧ラム４，
５により通電加圧して１０５０〜１３００℃の温度に加
熱して焼結する。２は基体、７は熱電対を表す。ここ
で、温度等の条件を特定しているのは次の理由による。
焼結温度が１０５０℃未満だと緻密化せず、１３００℃
を超えるとＷＣの粒成長が起こる。また、１９０ｋｇ／
ｃｍ2 未満で加圧するとＣｏが組織中に均一に分散する
ようになり靱性が得られず、５００ｋｇ／ｃｍ2 を超え
ると特殊なモールドが必要となり、製造コストの上昇を
招く。焼結時間に関しては１分未満だと緻密化せず、２
０分超えるとＷＣの粒成長が起こってしまう。
金の製造方法に係り、従来焼結だと無加圧のもとで長時
間焼結が行われるのでＣｏ相が均一に分散してしまうが
通電加圧焼結では加圧下のもとで短時間焼結が行われる
のでＣｏ相が均一に分散することを防いでＣｏ相に厚み
を持たせることが出来るという効果がある。上記製造方
法は、例えば図１に示される通電加圧装置を用いて行
う。原料混合粉末１を上部加圧ラム４と下部加圧ラム５
の間に黒鉛型３を介して設置し、電源６、加圧ラム４，
５により通電加圧して１０５０〜１３００℃の温度に加
熱して焼結する。２は基体、７は熱電対を表す。ここ
で、温度等の条件を特定しているのは次の理由による。
焼結温度が１０５０℃未満だと緻密化せず、１３００℃
を超えるとＷＣの粒成長が起こる。また、１９０ｋｇ／
ｃｍ2 未満で加圧するとＣｏが組織中に均一に分散する
ようになり靱性が得られず、５００ｋｇ／ｃｍ2 を超え
ると特殊なモールドが必要となり、製造コストの上昇を
招く。焼結時間に関しては１分未満だと緻密化せず、２
０分超えるとＷＣの粒成長が起こってしまう。
【００１４】
【実施例】以下本発明を実施例により更に詳細に説明す
るがこれにより本発明を限定するものではない。 （実施例１）硬質相として平均粒径０．２５μｍのＷＣ
粉末、結合相として平均粒径１μｍのＣｏ粉末を表１に
示すように粉末のカーボン値をそれぞれ変えて配合し、
アトライターで１５時間混合粉砕して原料粉末を作製し
た。作製した原料粉末を図１のようにカーボンモールド
中に充填し、予備プレスを行った後に４１ＭＰａの圧力
を上下方向から負荷しながら昇温スピードを１９０℃／
分となるように黒鉛型に電流を通じ、１１３０℃に達し
た時点で６分間キープし、１００℃／分の速度で冷却を
行うことによって硬質合金を作製した。また、原料粉末
Ｎｏ．１−２、１−３に関しては、１４００℃で１時間
真空中で無加圧で保持した従来の焼結法も行った。得ら
れた硬質合金の飽和磁気量理論比（実測値／理論値）と
抗磁力の測定値を表２に示す。なお、４πσの理論値は
２０．１２×Ｃｏ（ｗｔ％）より求めた。
るがこれにより本発明を限定するものではない。 （実施例１）硬質相として平均粒径０．２５μｍのＷＣ
粉末、結合相として平均粒径１μｍのＣｏ粉末を表１に
示すように粉末のカーボン値をそれぞれ変えて配合し、
アトライターで１５時間混合粉砕して原料粉末を作製し
た。作製した原料粉末を図１のようにカーボンモールド
中に充填し、予備プレスを行った後に４１ＭＰａの圧力
を上下方向から負荷しながら昇温スピードを１９０℃／
分となるように黒鉛型に電流を通じ、１１３０℃に達し
た時点で６分間キープし、１００℃／分の速度で冷却を
行うことによって硬質合金を作製した。また、原料粉末
Ｎｏ．１−２、１−３に関しては、１４００℃で１時間
真空中で無加圧で保持した従来の焼結法も行った。得ら
れた硬質合金の飽和磁気量理論比（実測値／理論値）と
抗磁力の測定値を表２に示す。なお、４πσの理論値は
２０．１２×Ｃｏ（ｗｔ％）より求めた。
【００１５】この結果より表２に示すように飽和磁気量
理論比が０．７５未満の試料Ｎｏ．１に関しては、組織
中にη相が存在し、飽和磁気量理論比が０．９を超えた
試料Ｎｏ．６に関してはフリーカーボンの存在する合金
となっていた。これに対して試料Ｎｏ．２、３、４、５
の合金は正常組織の合金が得られたが、試料Ｎｏ．２、
３は焼結時間が長い従来焼結法が行われているためＷＣ
の粒成長がおこり硬度が本発明品より若干低くなってい
る。また無加圧で焼結時間が長いためＣｏ相が均一に分
散しているため抗磁力が高く靱性も低い合金となってい
る。それに対して試料Ｎｏ４、５は短時間焼結で作製さ
れているためＷＣの粒成長がほとんど見られず、比較品
よりも高い硬度を持った合金となっている。また短時間
加圧焼結なのでＣｏ相が均一に分散しないためＣｏ相に
厚みを持ち、それによって抗磁力が比較品よりも低く靱
性に富んだ合金となっている。
理論比が０．７５未満の試料Ｎｏ．１に関しては、組織
中にη相が存在し、飽和磁気量理論比が０．９を超えた
試料Ｎｏ．６に関してはフリーカーボンの存在する合金
となっていた。これに対して試料Ｎｏ．２、３、４、５
の合金は正常組織の合金が得られたが、試料Ｎｏ．２、
３は焼結時間が長い従来焼結法が行われているためＷＣ
の粒成長がおこり硬度が本発明品より若干低くなってい
る。また無加圧で焼結時間が長いためＣｏ相が均一に分
散しているため抗磁力が高く靱性も低い合金となってい
る。それに対して試料Ｎｏ４、５は短時間焼結で作製さ
れているためＷＣの粒成長がほとんど見られず、比較品
よりも高い硬度を持った合金となっている。また短時間
加圧焼結なのでＣｏ相が均一に分散しないためＣｏ相に
厚みを持ち、それによって抗磁力が比較品よりも低く靱
性に富んだ合金となっている。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】（実施例２）硬質相として平均粒径が０．
０５μｍ、０．２５μｍ、０．８５μｍのＷＣ粉末、結
合相として平均粒径１μｍのＣｏ粉末を表３に示すよう
に配合し、アトライターで１５時間混合粉砕して原料粉
末を作製した。作製した粉末を実施例１と同じ条件のも
とで通電焼結して硬質合金を作製した。得られた直径３
０ｍｍ、厚み４ｍｍの円板状焼結体の加圧軸に平行な面
を♯２５０の砥石で平研後、鏡面研磨した組織をＦＥ−
ＳＥＭで写真撮影後、写真を用いて主体となる硬質相の
平均粒子径をフルマンの式から算出した。また、ダイヤ
モンド製ヴィッカース圧子を用いて５０ｋｇの荷重でイ
ンデンテーション法により硬度と破壊靱性を測定した。
なお、ここでの破壊靱性は単位はＭＰａｍ1/2 で７２
１．６×荷重（ｋｇ）×（圧痕中心から亀裂先端までの
長さの平均（μｍ））1/2 で計算した。結果は表４に示
す。これによるとＷＣ粒径が１μｍを超えた試料Ｎｏ．
１０はＷＣ粒径が粗粒であるため抗磁力が低く不均一な
Ｃｏの分散が少ないため硬度、靱性共に低い合金となっ
ているが、試料Ｎｏ．７、８、９はＷＣ粒径が１μｍ以
下と微粒なため従来超微粒よりも抗磁力が低い領域で資
料Ｎｏ．１０よりも高く硬度に富んでいる上にＣｏ層に
厚みがあるため硬度と通常相反する靱性も優れた合金と
なっている。
０５μｍ、０．２５μｍ、０．８５μｍのＷＣ粉末、結
合相として平均粒径１μｍのＣｏ粉末を表３に示すよう
に配合し、アトライターで１５時間混合粉砕して原料粉
末を作製した。作製した粉末を実施例１と同じ条件のも
とで通電焼結して硬質合金を作製した。得られた直径３
０ｍｍ、厚み４ｍｍの円板状焼結体の加圧軸に平行な面
を♯２５０の砥石で平研後、鏡面研磨した組織をＦＥ−
ＳＥＭで写真撮影後、写真を用いて主体となる硬質相の
平均粒子径をフルマンの式から算出した。また、ダイヤ
モンド製ヴィッカース圧子を用いて５０ｋｇの荷重でイ
ンデンテーション法により硬度と破壊靱性を測定した。
なお、ここでの破壊靱性は単位はＭＰａｍ1/2 で７２
１．６×荷重（ｋｇ）×（圧痕中心から亀裂先端までの
長さの平均（μｍ））1/2 で計算した。結果は表４に示
す。これによるとＷＣ粒径が１μｍを超えた試料Ｎｏ．
１０はＷＣ粒径が粗粒であるため抗磁力が低く不均一な
Ｃｏの分散が少ないため硬度、靱性共に低い合金となっ
ているが、試料Ｎｏ．７、８、９はＷＣ粒径が１μｍ以
下と微粒なため従来超微粒よりも抗磁力が低い領域で資
料Ｎｏ．１０よりも高く硬度に富んでいる上にＣｏ層に
厚みがあるため硬度と通常相反する靱性も優れた合金と
なっている。
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】（実施例３）平均粒径０．２５μｍのＷＣ
粉末、平均粒径１μｍのＣｏ粉末、平均粒径１μｍのＶ
Ｃ粉末、平均粒径１．５μｍのＣｒ3 Ｃ2 粉末を準備
し、表５に示すように配合し、アトライターで１５時間
混合粉砕して原料粉末を作製した。作製した粉末を実施
例１と同じ条件のもとで通電焼結して硬質合金を作製し
た。得られた直径３０ｍｍ、厚み４ｍｍの円板状焼結体
から厚み３ｍｍ、幅２ｍｍ、長さ１３〜１５ｍｍのサン
プルを切り出して１０ｍｍスパンの３点曲げ試験を行っ
た。また、ダイヤモンド製ヴィッカース圧子を用いて５
０ｋｇの荷重でインデンテーション法により硬度と破壊
靱性を測定した。結果は表６に示す。その結果、Ｃｒ3
Ｃ2 を１．０ｗｔ％を超え、ＶＣの量を０．１ｗｔ％を
超えるように含んだ試料Ｎｏ１４、１８、１９、２０、
２１、２２に関してはＣｒ3 Ｃ2 、ＶＣが多いためＷＣ
粒成長抑制剤としての機能が強く抗磁力が高い価を示し
ていた。また、固溶せずに残ったＣｒ3 Ｃ2 、ＶＣが大
きさ２０μｍ程度の凝集体となって組織中に点在し３点
曲げ試験を低くしていた。それに対し、試料Ｎｏ１１、
１２、１３、１５、１６、１７は抗磁力が高い値を示す
ことはなくまた、Ｃｒ3 Ｃ2 とＶＣが大きな凝集体とな
って存在しないため優れた合金特性を持っていることが
分かる。
粉末、平均粒径１μｍのＣｏ粉末、平均粒径１μｍのＶ
Ｃ粉末、平均粒径１．５μｍのＣｒ3 Ｃ2 粉末を準備
し、表５に示すように配合し、アトライターで１５時間
混合粉砕して原料粉末を作製した。作製した粉末を実施
例１と同じ条件のもとで通電焼結して硬質合金を作製し
た。得られた直径３０ｍｍ、厚み４ｍｍの円板状焼結体
から厚み３ｍｍ、幅２ｍｍ、長さ１３〜１５ｍｍのサン
プルを切り出して１０ｍｍスパンの３点曲げ試験を行っ
た。また、ダイヤモンド製ヴィッカース圧子を用いて５
０ｋｇの荷重でインデンテーション法により硬度と破壊
靱性を測定した。結果は表６に示す。その結果、Ｃｒ3
Ｃ2 を１．０ｗｔ％を超え、ＶＣの量を０．１ｗｔ％を
超えるように含んだ試料Ｎｏ１４、１８、１９、２０、
２１、２２に関してはＣｒ3 Ｃ2 、ＶＣが多いためＷＣ
粒成長抑制剤としての機能が強く抗磁力が高い価を示し
ていた。また、固溶せずに残ったＣｒ3 Ｃ2 、ＶＣが大
きさ２０μｍ程度の凝集体となって組織中に点在し３点
曲げ試験を低くしていた。それに対し、試料Ｎｏ１１、
１２、１３、１５、１６、１７は抗磁力が高い値を示す
ことはなくまた、Ｃｒ3 Ｃ2 とＶＣが大きな凝集体とな
って存在しないため優れた合金特性を持っていることが
分かる。
【００２２】
【表５】
【００２３】
【表６】
【００２４】（実施例４）平均粒径１．５μｍのＣｒ3
Ｃ2 が予め複合化処理されて混合された後に作製された
平均粒径０．２５μｍのＷＣ粉末とＣｒ3 Ｃ2 が前もっ
て複合化処理されていない平均粒径０．２５μｍのＷＣ
粉末、平均粒径１．５μｍのＣｒ3 Ｃ2 、平均粒径１μ
ｍのＣｏ粉末、平均粒径１μｍのＶＣ粉末を準備し、表
７に示すように配合し、アトライターで１５時間混合粉
砕して原料粉末を作製した。作製した粉末を実施例１と
同じ条件のもとで通電焼結して硬質合金を作製した。得
られた硬質合金に対して実施例３と同じ評価を行った。
結果は表８に示す。これより、Ｃｒ3 Ｃ2 が前もって複
合化処理されていないＷＣ粉末を用いて作製した試料Ｎ
ｏ．２５、２６はＷＣ粉末中へのＣｒ3 Ｃ2 の分散が不
均一なためＣｒ3 Ｃ2が大きさ１０μｍ程度の凝集体を
作り３点曲げ試験を下げていた。それに対してＣｒ3 Ｃ
2 が複合化処理されたＷＣ粉末を用いて作られた合金
（試料Ｎｏ．２３、２４）はＷＣ粉末中へのＣｒ3 Ｃ2
の分散性が良く、凝集体となって存在することなく高い
３点曲げ試験の値を得ることができた。
Ｃ2 が予め複合化処理されて混合された後に作製された
平均粒径０．２５μｍのＷＣ粉末とＣｒ3 Ｃ2 が前もっ
て複合化処理されていない平均粒径０．２５μｍのＷＣ
粉末、平均粒径１．５μｍのＣｒ3 Ｃ2 、平均粒径１μ
ｍのＣｏ粉末、平均粒径１μｍのＶＣ粉末を準備し、表
７に示すように配合し、アトライターで１５時間混合粉
砕して原料粉末を作製した。作製した粉末を実施例１と
同じ条件のもとで通電焼結して硬質合金を作製した。得
られた硬質合金に対して実施例３と同じ評価を行った。
結果は表８に示す。これより、Ｃｒ3 Ｃ2 が前もって複
合化処理されていないＷＣ粉末を用いて作製した試料Ｎ
ｏ．２５、２６はＷＣ粉末中へのＣｒ3 Ｃ2 の分散が不
均一なためＣｒ3 Ｃ2が大きさ１０μｍ程度の凝集体を
作り３点曲げ試験を下げていた。それに対してＣｒ3 Ｃ
2 が複合化処理されたＷＣ粉末を用いて作られた合金
（試料Ｎｏ．２３、２４）はＷＣ粉末中へのＣｒ3 Ｃ2
の分散性が良く、凝集体となって存在することなく高い
３点曲げ試験の値を得ることができた。
【００２５】
【表７】
【００２６】
【表８】
【００２７】
【発明の効果】本発明により合金中の硬質相のＷＣ粒径
及び合金の飽和磁気量理論比と硬度を所定領域の数値に
限定することにより、高硬度でしかも破壊靱性の高い高
性能超硬合金を提供することができる。
及び合金の飽和磁気量理論比と硬度を所定領域の数値に
限定することにより、高硬度でしかも破壊靱性の高い高
性能超硬合金を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る超硬合金を製造する装置の概略図
である。
である。
１：混合粉末 ２：基体 ３：黒鉛型 ４：上部
加圧ラム ５：下部加圧ラム ６：電源 ７：熱
電対
加圧ラム ５：下部加圧ラム ６：電源 ７：熱
電対
Claims (6)
- 【請求項１】 硬質相として平均粒径０．１〜１．０μ
ｍのＷＣを含む超硬合金であって、該超硬合金中の飽和
磁気理論比が０．７５〜０．９０の時抗磁力Ｈｃが２０
０〜３４０Ｏｅであることを特徴とする超硬合金。 - 【請求項２】 硬度が１６００〜２３００ｋｇ／ｍ
ｍ2 、破壊靱性が５〜１５ＭＰａｍ1/2 であることを特
徴とする請求項１に記載の超硬合金。 - 【請求項３】 Ｃｒ、Ｃｒの炭化物を３．０ｗｔ％以
下、Ｖ、Ｖの炭化物を０．１ｗｔ％以下含むことを特徴
とする請求項１又は２に記載の超硬合金。 - 【請求項４】 前記Ｃｒ、Ｃｒの炭化物が原料ＷＣ粉末
を作製する際にすでに複合化処理されていることを特徴
とする請求項１〜３のいずれかに記載の超硬合金。 - 【請求項５】 通電加圧焼結により作製することを特徴
とする請求項１〜４に記載の超硬合金。 - 【請求項６】 ＷＣとＣｏの原料粉末を混合する工程
と、該混合粉末を通電加圧装置に挿入する工程と、１０
５０〜１３００℃、１９０〜５００ｋｇ／ｃｍ 2 で焼結
時間が１〜２０分で通電焼結する工程とを具備すること
を特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の超硬合金
の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9350961A JPH11181540A (ja) | 1997-12-19 | 1997-12-19 | 超微粒超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9350961A JPH11181540A (ja) | 1997-12-19 | 1997-12-19 | 超微粒超硬合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11181540A true JPH11181540A (ja) | 1999-07-06 |
Family
ID=18414097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9350961A Revoked JPH11181540A (ja) | 1997-12-19 | 1997-12-19 | 超微粒超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11181540A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11302767A (ja) * | 1998-04-21 | 1999-11-02 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 機械的特性に優れた超硬合金およびその製法 |
| JP2003082432A (ja) * | 2001-09-11 | 2003-03-19 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 硬質材料および刃先交換型切削チップ |
| US7972409B2 (en) | 2005-03-28 | 2011-07-05 | Kyocera Corporation | Cemented carbide and cutting tool |
| CN104831101A (zh) * | 2015-05-25 | 2015-08-12 | 江西稀有稀土金属钨业集团有限公司 | 一种硬质合金材料的制备方法与系统 |
| US11104980B2 (en) | 2016-04-26 | 2021-08-31 | H. C. Starck Tungsten GmbH | Carbide with toughness-increasing structure |
-
1997
- 1997-12-19 JP JP9350961A patent/JPH11181540A/ja not_active Revoked
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11302767A (ja) * | 1998-04-21 | 1999-11-02 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 機械的特性に優れた超硬合金およびその製法 |
| JP2003082432A (ja) * | 2001-09-11 | 2003-03-19 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 硬質材料および刃先交換型切削チップ |
| US7972409B2 (en) | 2005-03-28 | 2011-07-05 | Kyocera Corporation | Cemented carbide and cutting tool |
| DE112006000769B4 (de) * | 2005-03-28 | 2014-06-12 | Kyocera Corporation | Hartmetall und Schneidwerkzeug |
| DE112006000769C5 (de) | 2005-03-28 | 2022-08-18 | Kyocera Corporation | Hartmetall und Schneidwerkzeug |
| CN104831101A (zh) * | 2015-05-25 | 2015-08-12 | 江西稀有稀土金属钨业集团有限公司 | 一种硬质合金材料的制备方法与系统 |
| US11104980B2 (en) | 2016-04-26 | 2021-08-31 | H. C. Starck Tungsten GmbH | Carbide with toughness-increasing structure |
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