JPS58217656A - 超硬質合金の製造方法 - Google Patents
超硬質合金の製造方法Info
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- JPS58217656A JPS58217656A JP9827182A JP9827182A JPS58217656A JP S58217656 A JPS58217656 A JP S58217656A JP 9827182 A JP9827182 A JP 9827182A JP 9827182 A JP9827182 A JP 9827182A JP S58217656 A JPS58217656 A JP S58217656A
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- sintering
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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】
本発明は高強度、高靭性をもつ切削用または耐摩耗用の
超硬質合金に関するものである。
超硬質合金に関するものである。
一般に超硬合金またはサーメットと呼ばれる切削用また
は耐摩耗用に用いられる超硬合金は、硬質相と結合相と
からなっており、通常、粉末冶金法により製造される。
は耐摩耗用に用いられる超硬合金は、硬質相と結合相と
からなっており、通常、粉末冶金法により製造される。
そのため、製造条件のうち特に焼結条件により合金の物
性、特に強度、靭性に大きな影響を及ぼす。たとえば、
単一の硬質相から成る合金においても焼結温度は合金の
性質に対し次のような影響を及ぼす。すなわち、焼結温
度が低い場合には焼結後に粗大な結合相の凝集部（バイ
ンダープール）が生じ、合金の強度（抗折力など）が著
しく低下する。また焼結温度が高い場合には、焼結時に
おける液相量が多くなること、および液相を介しての溶
解・析出反応が活発となるため粒成長が著しくなり靭性
を劣化させる。また、二種以上の硬質相からなる場合（
たとえばサーメットなどの場合）には、高温で焼結した
場合、硬質相同志の固溶化が起り周辺組織と核のような
二重構造になり、周辺組織の量が多くなると靭性が低下
する現象がみられる。このようなことから焼結温度はバ
インダープール、気孔などが生じない範囲で低くするこ
とが強度、靭性の高い合金を得る上で重要である。しか
し、従来の方法では限度があり焼結時の粒成長は避けら
れないのが現状である。
性、特に強度、靭性に大きな影響を及ぼす。たとえば、
単一の硬質相から成る合金においても焼結温度は合金の
性質に対し次のような影響を及ぼす。すなわち、焼結温
度が低い場合には焼結後に粗大な結合相の凝集部（バイ
ンダープール）が生じ、合金の強度（抗折力など）が著
しく低下する。また焼結温度が高い場合には、焼結時に
おける液相量が多くなること、および液相を介しての溶
解・析出反応が活発となるため粒成長が著しくなり靭性
を劣化させる。また、二種以上の硬質相からなる場合（
たとえばサーメットなどの場合）には、高温で焼結した
場合、硬質相同志の固溶化が起り周辺組織と核のような
二重構造になり、周辺組織の量が多くなると靭性が低下
する現象がみられる。このようなことから焼結温度はバ
インダープール、気孔などが生じない範囲で低くするこ
とが強度、靭性の高い合金を得る上で重要である。しか
し、従来の方法では限度があり焼結時の粒成長は避けら
れないのが現状である。
本発明は上記従来技術の欠点を改良し焼結時における粒
成長を抑制することにより、高強度、高靭性の硬質合金
を１ｑることを目的とする。
成長を抑制することにより、高強度、高靭性の硬質合金
を１ｑることを目的とする。
本発明は、従来の製造法では解決し得なかった粒成長を
抑制し、かつ十分な焼結状態を得るという目的を達成す
るため、結合金属の原料粉末の一部または全部として超
微粒粉末を用いたことを特徴とする。
抑制し、かつ十分な焼結状態を得るという目的を達成す
るため、結合金属の原料粉末の一部または全部として超
微粒粉末を用いたことを特徴とする。
よく知られているように物質は微粒となるほど表面積が
大きくなり、かつ表面状態が活性となる。
大きくなり、かつ表面状態が活性となる。
よって当然のことながら表面拡散も活発となる。
そこで硬質合金の製造にあたり超微粒粉末を用いると焼
結初期より・表面拡散による同相焼結が活発に起るため
、驚くべきことに従来より百数十度焼結温度が低い場合
でも十分な焼結状態を得ることができることを発明者ら
は見出し本発明を成したものである。
結初期より・表面拡散による同相焼結が活発に起るため
、驚くべきことに従来より百数十度焼結温度が低い場合
でも十分な焼結状態を得ることができることを発明者ら
は見出し本発明を成したものである。
本発明においては、焼結時での液相存在化での溶解析出
は抑制され粒成長は抑えられる。このようにして得られ
た硬質合金は、硬質相が微細なため従来のものに比べ著
しく高強度、高靭性なものとなる。また、本発明におい
て使用する超微粒粉末はｉ、ｏｏｏＡ以下でな、くては
ならず、それよりも大きい場合には粉末表面が十分には
活性とならず、焼結温度を低下させることが困難となる
。
は抑制され粒成長は抑えられる。このようにして得られ
た硬質合金は、硬質相が微細なため従来のものに比べ著
しく高強度、高靭性なものとなる。また、本発明におい
て使用する超微粒粉末はｉ、ｏｏｏＡ以下でな、くては
ならず、それよりも大きい場合には粉末表面が十分には
活性とならず、焼結温度を低下させることが困難となる
。
以下、本発明を実施例により詳述する。
実施例１
原料粉末として、ＷＣ（粒度１．５μｍ ） 、 ＣＯ
（粒度２．０μｍ ）を用い、ＷＣ−１０ｗｔ％Ｃｏ合
２金を調整し粒度測定を行った。試料ＡはＣＯの１０％
を平均粒径７００Ａの超微粒粉末としたもので１３００
°Ｃ１１時間の焼結を行ったものであり、試料Ｂは従来
材で１，４００℃、１時間の焼結を行ったものである。
（粒度２．０μｍ ）を用い、ＷＣ−１０ｗｔ％Ｃｏ合
２金を調整し粒度測定を行った。試料ＡはＣＯの１０％
を平均粒径７００Ａの超微粒粉末としたもので１３００
°Ｃ１１時間の焼結を行ったものであり、試料Ｂは従来
材で１，４００℃、１時間の焼結を行ったものである。
第１表
実施例２
実施例１の試料Ａ１合金および原料粉末としてＴｉＣ（
粒度２．５μｍ ） 、 Ｍｏ□Ｃ（粒度２，０μｍ
）Ｎｉ （粒度２．７μｍ ）を用いて調整したＴｉ
Ｃ−２０ｗｔ％ＭＯ２Ｃ−２０ｗｔ％Ｎｉ合金について
室温抗折力を測定した。試料ＣはＮｉの１０％を平均粒
径３００Ａの超微粒粉末としたもので、１，２５０℃。
粒度２．５μｍ ） 、 Ｍｏ□Ｃ（粒度２，０μｍ
）Ｎｉ （粒度２．７μｍ ）を用いて調整したＴｉ
Ｃ−２０ｗｔ％ＭＯ２Ｃ−２０ｗｔ％Ｎｉ合金について
室温抗折力を測定した。試料ＣはＮｉの１０％を平均粒
径３００Ａの超微粒粉末としたもので、１，２５０℃。
１時間の焼結を行ったもの、Ｄは従来材で１ 、３５０
℃、１時間の焼結を行ったものである。
℃、１時間の焼結を行ったものである。
第２表
実施例３
Ｐ３０系超硬合金の耐欠損試験の結果を以下に示す。試
料Ａは結合金属の１０％を平均粒径５００Ａの超微粒粉
末としたもの（焼結温１９１，３００℃）、試料Ｂは従
来材（焼結温度１，４００℃）で−ある。
料Ａは結合金属の１０％を平均粒径５００Ａの超微粒粉
末としたもの（焼結温１９１，３００℃）、試料Ｂは従
来材（焼結温度１，４００℃）で−ある。
第３表
被削材 ８０Ｍ３ （４つ溝入り）切削速度 １
００ ｍ／ｍｉｎ 送り ０．３ ｍｍ／ ｒｅＶ切り込み
１．５ ｎ＋ｎ＋ チップ形状 ５ＮＧＮ４３２ 本発明により硬質合金の焼結温度を従来よりも百数十度
さげることが可能になり、その結果硬質相が微粒で高強
度、高靭性の合金を得ることができた。
００ ｍ／ｍｉｎ 送り ０．３ ｍｍ／ ｒｅＶ切り込み
１．５ ｎ＋ｎ＋ チップ形状 ５ＮＧＮ４３２ 本発明により硬質合金の焼結温度を従来よりも百数十度
さげることが可能になり、その結果硬質相が微粒で高強
度、高靭性の合金を得ることができた。
袖市をする者
代表者河野 典夫
代 理 パ □補正の対
象 明 細 山 発明の名称 超硬質合金 特許請求の範囲 １、周期率表ＴＶａ族、 Ｖａ族、ＶＩａ１ｓ遷移金属
元素の一種以上ど、Ｂ、’Ｃ，Ｎ、Ｏのうちの一種以上
の非金属元素とから構成される化合物群のうちの一種以
上を硬質物質とし、該硬質物質をＯｒ。
象 明 細 山 発明の名称 超硬質合金 特許請求の範囲 １、周期率表ＴＶａ族、 Ｖａ族、ＶＩａ１ｓ遷移金属
元素の一種以上ど、Ｂ、’Ｃ，Ｎ、Ｏのうちの一種以上
の非金属元素とから構成される化合物群のうちの一種以
上を硬質物質とし、該硬質物質をＯｒ。
ＭＯ、Ｗ、Ｆｅ 、Ｃｏ 、Ｎｉのうちの一種以上の遷
移金属元素からなる結合金属にて結合した超硬質合金に
おいて、上記結合金属の原料の一部またいたことを特徴
とする超硬質合金。
移金属元素からなる結合金属にて結合した超硬質合金に
おいて、上記結合金属の原料の一部またいたことを特徴
とする超硬質合金。
発明の詳細な説明
本発明は高強度、高靭性をもつ切削用または耐摩耗用の
超硬質合金に関するものである。
超硬質合金に関するものである。
一般に超硬合金またはサーメットと呼ばれる切削用また
は耐摩耗用に用いられる超硬合金は、硬質相と結合相ど
からなっており、通常、粉末冶金法により製造される。
は耐摩耗用に用いられる超硬合金は、硬質相と結合相ど
からなっており、通常、粉末冶金法により製造される。
そのため、製造条件のうち特に焼結条件により合金の物
性、特に強度、靭性に大きな影響を及ぼす。たとえは、
単一の硬質相から成る合金においても焼結温度は合金の
性質に対し次のような影響を及ぽず。すなわち、焼結温
度が低い場合には焼結後に粗大な結合相の凝集部（バイ
ンダープール）が生じ、合金の強度（抗折力ｔｆと）が
著しく低下する。また焼結温度が高い場合には、焼結時
における液相量が多くなること、および液相を介しての
溶解・析出反応が活発となるため粒成長が著しくなり靭
性を劣化させる。また、二種以上の硬質相からなる場合
（たとえばサーメッ１へなどの場合）には、高温で焼結
した場合、硬質相同志の固溶化が起り周辺組織と核のよ
うな二重構造になり、周辺ｔ！４織の吊が多くなると靭
性が低下する現象がみられる。このようなことから焼結
温度はバインダープール、気孔などが生じない範囲で低
くづることが強度、靭性の高い合金を得る十で重要であ
る。しかし、従来の方法では限度があり焼結時の粒成長
は避けられないのが現状である。
性、特に強度、靭性に大きな影響を及ぼす。たとえは、
単一の硬質相から成る合金においても焼結温度は合金の
性質に対し次のような影響を及ぽず。すなわち、焼結温
度が低い場合には焼結後に粗大な結合相の凝集部（バイ
ンダープール）が生じ、合金の強度（抗折力ｔｆと）が
著しく低下する。また焼結温度が高い場合には、焼結時
における液相量が多くなること、および液相を介しての
溶解・析出反応が活発となるため粒成長が著しくなり靭
性を劣化させる。また、二種以上の硬質相からなる場合
（たとえばサーメッ１へなどの場合）には、高温で焼結
した場合、硬質相同志の固溶化が起り周辺組織と核のよ
うな二重構造になり、周辺ｔ！４織の吊が多くなると靭
性が低下する現象がみられる。このようなことから焼結
温度はバインダープール、気孔などが生じない範囲で低
くづることが強度、靭性の高い合金を得る十で重要であ
る。しかし、従来の方法では限度があり焼結時の粒成長
は避けられないのが現状である。
本発明は」−記従来技術の欠点を改良し焼結時における
粒成長を抑制することにより、高強度、高靭性の＆Ｊ！
質合金合金ることを目的とする。
粒成長を抑制することにより、高強度、高靭性の＆Ｊ！
質合金合金ることを目的とする。
本発明は、従来の製造法では解決し得なかった粒成長を
抑制し、かつ十分な焼結状態を得るという目的を達成す
るため、結合金属の原料粉末の一部または全部として超
微粒粉末を用いたことを特徴どする。
抑制し、かつ十分な焼結状態を得るという目的を達成す
るため、結合金属の原料粉末の一部または全部として超
微粒粉末を用いたことを特徴どする。
よく知られているように物質は微粒となるほど表面積が
大きくなり、かつ表面状態が活性となる。
大きくなり、かつ表面状態が活性となる。
よって当然のことながら表面拡散も活発となる。
イこで硬質合金の製造にあたり超微粒粉末を用いると焼
結初期より表面拡散による同相焼結が活発に起るため、
驚くべきことに従来より百数十度焼結温度が低い場合で
も十分な焼結状態を得ることができることを発明者らは
見出し本発明を成しｌ、：ものである。
結初期より表面拡散による同相焼結が活発に起るため、
驚くべきことに従来より百数十度焼結温度が低い場合で
も十分な焼結状態を得ることができることを発明者らは
見出し本発明を成しｌ、：ものである。
本発明においては、焼結時での液相存在化での溶解析出
は抑制され粒成長は抑えられる。このＪ、うにして得ら
れた硬質合金は、硬質相が微細なため従来のものに比べ
著しく高強度、高靭士りなものどなる。また、本発明に
おいて使用する超微粒粉末は１，０ＯＯＡ以下でなくて
はならず、イれよりも大きい場合には粉末表面が十分に
は活性どならず、焼結温度を低下させることが困難どな
る。・以下、本発明を実施例により詳述する。
は抑制され粒成長は抑えられる。このＪ、うにして得ら
れた硬質合金は、硬質相が微細なため従来のものに比べ
著しく高強度、高靭士りなものどなる。また、本発明に
おいて使用する超微粒粉末は１，０ＯＯＡ以下でなくて
はならず、イれよりも大きい場合には粉末表面が十分に
は活性どならず、焼結温度を低下させることが困難どな
る。・以下、本発明を実施例により詳述する。
実施例１
原料粉末として、ＷＣ（粒度１．５μｍ＞、Ｃ。
（粒度２．０μｍ ）を用い、ＷＣ−１０ｗｔ％ＣＯ合
金を調整し粒度測定を行った。試料ＡはＣＯの１０％を
平均粒径７００Ａの超微粒粉末としたもので１゜３００
℃、１時間の焼結を行ったものであり、試料Ｂは従来材
で１，４００℃、１時間の焼結を行ったものである。
金を調整し粒度測定を行った。試料ＡはＣＯの１０％を
平均粒径７００Ａの超微粒粉末としたもので１゜３００
℃、１時間の焼結を行ったものであり、試料Ｂは従来材
で１，４００℃、１時間の焼結を行ったものである。
実施例２
実施例１の試料Ａ２合金および原料粉末どしてＴｉＣ（
粒度２．５ｕｍ ） 、 ＭＯ２Ｃ（粒度２．０μｍ
）Ｎｉ （粒度２．７μｍ ）を用いて調整したＴｉ
ｃ−２０ｗｔ％Ｍｏ２Ｃ−２０ｗｔ％Ｎｉ合金ニツいテ
室温抗折力を測定した。試料ＣはＮｉの１０％を平均粒
径３０ＯＡの超微粒粉末としたもので、１，２５０ ℃
１時間の焼結を行ったもの、Ｄは従来材で１ ＋’ ３
５０℃、１時間の焼結を行ったものである。
粒度２．５ｕｍ ） 、 ＭＯ２Ｃ（粒度２．０μｍ
）Ｎｉ （粒度２．７μｍ ）を用いて調整したＴｉ
ｃ−２０ｗｔ％Ｍｏ２Ｃ−２０ｗｔ％Ｎｉ合金ニツいテ
室温抗折力を測定した。試料ＣはＮｉの１０％を平均粒
径３０ＯＡの超微粒粉末としたもので、１，２５０ ℃
１時間の焼結を行ったもの、Ｄは従来材で１ ＋’ ３
５０℃、１時間の焼結を行ったものである。
第２表
実施例３
Ｐ３０系超硬合金の耐欠損試験の結果を以下に示す。試
料Ａは結合金属の１０％を平均粒径５００Ａの超微粒粉
末としたもの（焼結温度１，３００℃）試料Ｂは従来材
（焼結温度１，４００℃）（・ある。
料Ａは結合金属の１０％を平均粒径５００Ａの超微粒粉
末としたもの（焼結温度１，３００℃）試料Ｂは従来材
（焼結温度１，４００℃）（・ある。
第３表
切削条件
被削材 ８０Ｍ３（４つ溝入り）
切削速度 １００ ｍ／’ｍｉｎ
送り ０．３ ｍｍ／’ｒｅｖ切り込み
１．５ ｍｍ チップ形状 ５ＮＧＮ４３２ 本発明により硬質合金の焼結温度を従来よりも百数十度
さげることが可能になり、その結果硬質相が微粒で高強
度、高靭性の合金を得ることができた。
１．５ ｍｍ チップ形状 ５ＮＧＮ４３２ 本発明により硬質合金の焼結温度を従来よりも百数十度
さげることが可能になり、その結果硬質相が微粒で高強
度、高靭性の合金を得ることができた。
事件の表示
昭和５７年特許願第 ９８２７１ 号補正をする者
名 称 ＋５（１８１日立金属株式会社代表６河野 典
夫 代 理 人 居 所 東京都千代田区丸のＮｉ丁目１番２号補
正の対象 明細書の「発明の詳細な説明」の欄。
夫 代 理 人 居 所 東京都千代田区丸のＮｉ丁目１番２号補
正の対象 明細書の「発明の詳細な説明」の欄。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、周期率表ＩＶａ族、 Ｖａ族、ｖｉａ族遷移金属元
素の一種以上と、Ｂ、Ｃ，Ｎ、Ｏのうちの一種以上の非
金属元素とから構成される化合物群のうちの一種以上を
硬質物質とし、該硬質物質をＣｒ。 Ｍｏ、Ｗ、 Ｆｅ、Ｇｏ、Ｎｉのうチノ一種以上ノ遷移
金属元素からなる結合金属にて結合した超硬質合金にお
いて、上記結合金属の原料の一部または全部として粒径
１．ｏｏｏÅ以下の超微粒粉末を用いたことを特徴とす
る超硬質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9827182A JPS58217656A (ja) | 1982-06-08 | 1982-06-08 | 超硬質合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9827182A JPS58217656A (ja) | 1982-06-08 | 1982-06-08 | 超硬質合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58217656A true JPS58217656A (ja) | 1983-12-17 |
| JPS634617B2 JPS634617B2 (ja) | 1988-01-29 |
Family
ID=14215272
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9827182A Granted JPS58217656A (ja) | 1982-06-08 | 1982-06-08 | 超硬質合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58217656A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4701381A (en) * | 1984-07-18 | 1987-10-20 | The University Of Newcastle Upon Tyne | Composite materials and products |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3192887A1 (en) * | 2014-12-23 | 2017-07-19 | Bright Time (Hubei) Industrial Ltd. | Ceramic steel material and preparation method thereof |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5198609A (ja) * | 1975-02-26 | 1976-08-31 | Chokogokinyokobarutogokinfunmatsu | |
| JPS55152109A (en) * | 1979-05-15 | 1980-11-27 | Ulvac Corp | Method for low temperature bonding |
-
1982
- 1982-06-08 JP JP9827182A patent/JPS58217656A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5198609A (ja) * | 1975-02-26 | 1976-08-31 | Chokogokinyokobarutogokinfunmatsu | |
| JPS55152109A (en) * | 1979-05-15 | 1980-11-27 | Ulvac Corp | Method for low temperature bonding |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4701381A (en) * | 1984-07-18 | 1987-10-20 | The University Of Newcastle Upon Tyne | Composite materials and products |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS634617B2 (ja) | 1988-01-29 |
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