JPS601384B2 - 熱間加工装置部材用炭化タングステン基超硬合金 - Google Patents
熱間加工装置部材用炭化タングステン基超硬合金Info
- Publication number
- JPS601384B2 JPS601384B2 JP7303081A JP7303081A JPS601384B2 JP S601384 B2 JPS601384 B2 JP S601384B2 JP 7303081 A JP7303081 A JP 7303081A JP 7303081 A JP7303081 A JP 7303081A JP S601384 B2 JPS601384 B2 JP S601384B2
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- Japan
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- cemented carbide
- based cemented
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- processing equipment
- carbide
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、炭化タングステン(以下WCで示す)基超
硬合金のもつ鞠性および耐摩耗性をもつほか、すぐれた
高温強度、高温硬さ、耐熱衝撃性、および耐熱疲労性を
有し、特にこれらの特性が要求される熱間圧延ロール、
熱間圧延ガイドローラ、および熱間鍛造ダイスなどの熱
間加工装置部村として使用するのに適したWC基超硬合
金に関するものである。
硬合金のもつ鞠性および耐摩耗性をもつほか、すぐれた
高温強度、高温硬さ、耐熱衝撃性、および耐熱疲労性を
有し、特にこれらの特性が要求される熱間圧延ロール、
熱間圧延ガイドローラ、および熱間鍛造ダイスなどの熱
間加工装置部村として使用するのに適したWC基超硬合
金に関するものである。
近年、この種の熱間加工装置部材の製造には、工具鋼や
鋳鉄に代ってWC−Co系、WC−Co−Ni系、およ
びWC−Co−Ni−Cr系超硬合金が使用されるよう
になってきたが、WC−Co系超硬合金は鋤性および耐
摩耗性にすぐれる反面、高温強度および高温硬さが不十
分なために、例えば鋼線材の熱間圧延ロールにおけるよ
うに、ロール面が走行する約1000〜1100qoの
鋼線材により圧力を付加された状態で高温加熱され、一
方そのロール表面は水冷もされるような加熱と冷却の繰
り返し条件下では熱亀裂や肌荒れを生じるようになり、
また、WC−Co−Ni系およびWC−Co−Ni−C
r系超硬合金はWC−CO系超磯合金よりすぐれた特性
をもつものの、低速・高荷重の厳しい条件下では、特に
熱クラックに基因すると思われる欠損が生じる欠点をも
つものであり、未だ十分満足する性能を発揮していない
のが現状である。
鋳鉄に代ってWC−Co系、WC−Co−Ni系、およ
びWC−Co−Ni−Cr系超硬合金が使用されるよう
になってきたが、WC−Co系超硬合金は鋤性および耐
摩耗性にすぐれる反面、高温強度および高温硬さが不十
分なために、例えば鋼線材の熱間圧延ロールにおけるよ
うに、ロール面が走行する約1000〜1100qoの
鋼線材により圧力を付加された状態で高温加熱され、一
方そのロール表面は水冷もされるような加熱と冷却の繰
り返し条件下では熱亀裂や肌荒れを生じるようになり、
また、WC−Co−Ni系およびWC−Co−Ni−C
r系超硬合金はWC−CO系超磯合金よりすぐれた特性
をもつものの、低速・高荷重の厳しい条件下では、特に
熱クラックに基因すると思われる欠損が生じる欠点をも
つものであり、未だ十分満足する性能を発揮していない
のが現状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、熱間加
工装置部材の製造に使用するのに適した合金を得べく、
特に結合相とのぬれ性にすぐれ、かつ結合相との界面強
度も高く、さらに高温硬さも他の炭化物よりすぐれてい
るWCを分散相形成成分として含有するWC基超硬合金
に着目し、この超硬合金の結合相に高温強度と高温硬さ
を付与すべく研究を行なった結果、その成分組成を、重
量%で(以下単に%の表示は重量%を意味する)、Mo
:0.1〜1%、 Cr:0.1〜2%、 AI:0.1〜3%、 Ni:5〜30%、 Co:2.5〜15%、 WCおよび不可避不純物:残り、 から構成し、かつ不可避不純物としての酸素の含有量を
0.05%以下とすると共に、WC粒の平均粒径を2〜
8仏肌とし、さらに結合相中に微細なy′(Ni3AI
)相が均一に析出した組織とすると、この結果のWC基
超硬合金は、通常のWC基超硬合金のもつすぐれた靭’
性および耐摩耗性を保持した状態で、きわめてすぐれた
高温強度および高温硬さを有し、さらに耐熱衝撃性、耐
熱疲労性、耐酸化性、および耐食性にすぐれ、熱間加工
装置部材に要求される特性を具備するという知見を得た
のであり、この発明はこれらの知見にもとづいてなされ
たものである。
工装置部材の製造に使用するのに適した合金を得べく、
特に結合相とのぬれ性にすぐれ、かつ結合相との界面強
度も高く、さらに高温硬さも他の炭化物よりすぐれてい
るWCを分散相形成成分として含有するWC基超硬合金
に着目し、この超硬合金の結合相に高温強度と高温硬さ
を付与すべく研究を行なった結果、その成分組成を、重
量%で(以下単に%の表示は重量%を意味する)、Mo
:0.1〜1%、 Cr:0.1〜2%、 AI:0.1〜3%、 Ni:5〜30%、 Co:2.5〜15%、 WCおよび不可避不純物:残り、 から構成し、かつ不可避不純物としての酸素の含有量を
0.05%以下とすると共に、WC粒の平均粒径を2〜
8仏肌とし、さらに結合相中に微細なy′(Ni3AI
)相が均一に析出した組織とすると、この結果のWC基
超硬合金は、通常のWC基超硬合金のもつすぐれた靭’
性および耐摩耗性を保持した状態で、きわめてすぐれた
高温強度および高温硬さを有し、さらに耐熱衝撃性、耐
熱疲労性、耐酸化性、および耐食性にすぐれ、熱間加工
装置部材に要求される特性を具備するという知見を得た
のであり、この発明はこれらの知見にもとづいてなされ
たものである。
また、この発明の合金は通常の粉末冶金法により製造す
ることができるが、特に原料粉末に関し、Cr成分は窒
化クロム(以下Cr2Nで示す)粉末、N成分は窒化ア
ルミニウム(以下AINで示す)粉末の形で配合するの
がよく、このような窒化物粉末を使用して配合しても、
真空焼結時に脱窒を生じ、CrおよびAI成分だけがN
i−Co合金結合相中にきわめて容易に拡散し、嘘結体
が窒素を含有することはほとんどなく、しかも焼結体中
の酸素含有量を0.05%以下にすることができる。
ることができるが、特に原料粉末に関し、Cr成分は窒
化クロム(以下Cr2Nで示す)粉末、N成分は窒化ア
ルミニウム(以下AINで示す)粉末の形で配合するの
がよく、このような窒化物粉末を使用して配合しても、
真空焼結時に脱窒を生じ、CrおよびAI成分だけがN
i−Co合金結合相中にきわめて容易に拡散し、嘘結体
が窒素を含有することはほとんどなく、しかも焼結体中
の酸素含有量を0.05%以下にすることができる。
すなわち、原料粉末として、例えばNj−AI合金粉末
を使用すると、焼結体中の結合相中に微細なAI203
が分散析出するようになるのを避けることができず、し
かもNi−AI合金粉末の増加と共にAI203塁は増
加し、この結果焼結体中にポアが増加し、かつ結合相中
に析出するy′相が粗大化するようになることから、焼
結体の鞠性および強度が低下するようになるのであって
、この場合の酸素含有量は通常0.08〜0.15%と
なっている。これに対して、原料粉末として、AIN粉
末を使用すると、その配合量を増加させても焼結体中の
酸素含有量は増加せず、常に0.05%以下に保持され
るから、ポァの発生やy′相の粗大化現象は起らず、こ
の結果強度および靭性がそこなわれることがないのであ
る。つぎに、この発明のWC基超硬合金において、成分
組成範囲およびWC粒について、上記の通りに数値限定
した理由を説明する。
を使用すると、焼結体中の結合相中に微細なAI203
が分散析出するようになるのを避けることができず、し
かもNi−AI合金粉末の増加と共にAI203塁は増
加し、この結果焼結体中にポアが増加し、かつ結合相中
に析出するy′相が粗大化するようになることから、焼
結体の鞠性および強度が低下するようになるのであって
、この場合の酸素含有量は通常0.08〜0.15%と
なっている。これに対して、原料粉末として、AIN粉
末を使用すると、その配合量を増加させても焼結体中の
酸素含有量は増加せず、常に0.05%以下に保持され
るから、ポァの発生やy′相の粗大化現象は起らず、こ
の結果強度および靭性がそこなわれることがないのであ
る。つぎに、この発明のWC基超硬合金において、成分
組成範囲およびWC粒について、上記の通りに数値限定
した理由を説明する。
{a’Mo
Mo成分には、結合相中に固落して、これの高温硬さを
向上させる作用があるが、その含有量が0.1%未満で
は所望の高温硬さを確保することができず、一方1%を
越えて含有させると合金の強度が低下するようになるこ
とから、その含有量を0.1〜1%と定めた。
向上させる作用があるが、その含有量が0.1%未満で
は所望の高温硬さを確保することができず、一方1%を
越えて含有させると合金の強度が低下するようになるこ
とから、その含有量を0.1〜1%と定めた。
(b)Cr
Cr成分は合金の耐食性および耐酸化性を向上させる作
用をもつが、その含有量が0.1%未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方2%を越えて含有させると
鞠性が低下するようになることから、その含有量を0.
1〜2%と定めた。
用をもつが、その含有量が0.1%未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方2%を越えて含有させると
鞠性が低下するようになることから、その含有量を0.
1〜2%と定めた。
【c} AI
N成分は結合相中に固溶すると共に、y′相として析出
して結合相の耐熱性を向上させる作用をもつが、その含
有量が0.1%未満では所望の耐熱性を得ることができ
ず、一方3%を越えて含有させると、Nの1金属間化合
物が析出して腕化を招くようになることから、その含有
量を0.1〜3%と定めた。
して結合相の耐熱性を向上させる作用をもつが、その含
有量が0.1%未満では所望の耐熱性を得ることができ
ず、一方3%を越えて含有させると、Nの1金属間化合
物が析出して腕化を招くようになることから、その含有
量を0.1〜3%と定めた。
{d)Ni
Ni成分には合金の強度を向上させる作用があるが、そ
の含有量が5%未満では所望の高強度を確保することが
できず、一方30%を越えて含有させると硬さが低下す
るようになることから、その含有量を5〜30%と定め
た。
の含有量が5%未満では所望の高強度を確保することが
できず、一方30%を越えて含有させると硬さが低下す
るようになることから、その含有量を5〜30%と定め
た。
(e} C。
Co成分は結合相に固溶し、これを強化すると共に耐熱
性を向上させる作用をもつが、その含有量が2.5%未
満では前記作用に所望の効果が得られず、一方15%を
越えて含有させるとNiと同機硬さが低下するようにな
ることから、その含有量を2.5〜15%と定めた。
性を向上させる作用をもつが、その含有量が2.5%未
満では前記作用に所望の効果が得られず、一方15%を
越えて含有させるとNiと同機硬さが低下するようにな
ることから、その含有量を2.5〜15%と定めた。
的 酸素
上述のように、この発明の合金は、結合相中に微細なy
′相を分散析出させて合金強度を著しく向上させたもの
であるが、酸素含有量が0.05%を越えると、酸素は
優先的にAIと結合してAI203を形成し、この結果
y′相の形成が抑制されるようになるばかりでなく、y
′相の粗大化をもたらし、かつポアも発生するようにな
ることから、合金の強度および鞠性が著しく低下するよ
うになる。
′相を分散析出させて合金強度を著しく向上させたもの
であるが、酸素含有量が0.05%を越えると、酸素は
優先的にAIと結合してAI203を形成し、この結果
y′相の形成が抑制されるようになるばかりでなく、y
′相の粗大化をもたらし、かつポアも発生するようにな
ることから、合金の強度および鞠性が著しく低下するよ
うになる。
かかることから、酸素含有量の上限値を0.05%と定
めた。■ WC粒の平均粒径 その平均粒径が2仏仇未満では所望の高温硬さを確保す
ることができず、一方8Awを越えた平均粒径になると
、合金強度が低下するようになることから、その平均粒
径を2〜8山肌と定めた。
めた。■ WC粒の平均粒径 その平均粒径が2仏仇未満では所望の高温硬さを確保す
ることができず、一方8Awを越えた平均粒径になると
、合金強度が低下するようになることから、その平均粒
径を2〜8山肌と定めた。
つぎに、この発明の超硬合金を実施例により比較例と対
比しながら説明する。
比しながら説明する。
実施例
原料粉末として、いずれも市販の平均粒径:1〜10仏
のを有する各種のWC粉末、同0.7ムmのMo粉末、
同1.5仏ののNi粉末、同1.2山仇のCo粉末、同
2仏肌のCr2N粉末、および同1.5ぶれのAIN粉
末を用意し、これらの原料粉末をそれぞれ第1表および
第2表に示される配合組成に配合し、通常の条件で混合
し、圧粉体に成形し、最終的に真空中、それぞれ第1表
および第2表に示される温度に1時間保持の条件で焼結
することによつて実質的に配合組成と同一の最終成分組
成をもった本発明超硬合金1〜16および比較超硬合金
1〜13をそれぞれ製造した。
のを有する各種のWC粉末、同0.7ムmのMo粉末、
同1.5仏ののNi粉末、同1.2山仇のCo粉末、同
2仏肌のCr2N粉末、および同1.5ぶれのAIN粉
末を用意し、これらの原料粉末をそれぞれ第1表および
第2表に示される配合組成に配合し、通常の条件で混合
し、圧粉体に成形し、最終的に真空中、それぞれ第1表
および第2表に示される温度に1時間保持の条件で焼結
することによつて実質的に配合組成と同一の最終成分組
成をもった本発明超硬合金1〜16および比較超硬合金
1〜13をそれぞれ製造した。
この結果得られた本発明超硬合金1〜16および比較超
硬合金1〜13について、引狼強さ、常温硬さ(ロック
ウェル硬さAスケール)、温度:800午0における高
温硬さ(ビッカース硬さ)、抗折力を測定し、これらの
測定結果を、上記合金のWC粒の平均粒径および酸素含
有量と共に第1表および第2表に合せて示した。
硬合金1〜13について、引狼強さ、常温硬さ(ロック
ウェル硬さAスケール)、温度:800午0における高
温硬さ(ビッカース硬さ)、抗折力を測定し、これらの
測定結果を、上記合金のWC粒の平均粒径および酸素含
有量と共に第1表および第2表に合せて示した。
なお、比較超硬合金1〜13は、いずれも構成成分のう
ちのいずれかの成分の含有量およびWC粒の平均粒径(
第1表に※印を付して表示)がこの発明の範囲から外れ
たものである。
ちのいずれかの成分の含有量およびWC粒の平均粒径(
第1表に※印を付して表示)がこの発明の範囲から外れ
たものである。
第1表および第2表に示される結果から、本発明超硬合
金1〜16は、いずれも高強度および高鞠性を有し、さ
らに常温および高温において高い硬さを示すのに対して
、比較超硬合金1〜13においては、これらの特性のう
ち少なくとも1つの性質が劣ったものになっていること
が明らかである。
金1〜16は、いずれも高強度および高鞠性を有し、さ
らに常温および高温において高い硬さを示すのに対して
、比較超硬合金1〜13においては、これらの特性のう
ち少なくとも1つの性質が劣ったものになっていること
が明らかである。
船舷
ついで、上記本発明超硬合金1、3、および5、さらに
従釆の球状黒鉛鋳鉄(FCD55)およびWC基超硬合
金(WC−15%Co)より、普通鋼線材の熱間圧延ロ
ールのガイドローラを製造し、実機に組込み試験した。
従釆の球状黒鉛鋳鉄(FCD55)およびWC基超硬合
金(WC−15%Co)より、普通鋼線材の熱間圧延ロ
ールのガイドローラを製造し、実機に組込み試験した。
なお、このガイドローフは、圧延線材をガイドし、かつ
その振動を抑えるために設けられるもので、一方側が加
熱線材により加熱され、他方側が水冷される加熱・冷却
の繰返しが加わる厳しい条件下で使用されるものである
。また、使用条件は、線材温度:1050午○、線材通
過速度:30の′secで行ない、使用寿命に至るまで
の線材通過量を測定した。この結果、球状黒鉛鋳鉄製の
ガイドローラは、12瓜onの線材通過量でカリバー部
の摩耗が大きく寿命に達し、また従来超頭合金製のもの
は、80■onの線材通過量でカリバ一部に熱亀裂およ
び剥離現象が発生し、使用寿命に至った。
その振動を抑えるために設けられるもので、一方側が加
熱線材により加熱され、他方側が水冷される加熱・冷却
の繰返しが加わる厳しい条件下で使用されるものである
。また、使用条件は、線材温度:1050午○、線材通
過速度:30の′secで行ない、使用寿命に至るまで
の線材通過量を測定した。この結果、球状黒鉛鋳鉄製の
ガイドローラは、12瓜onの線材通過量でカリバー部
の摩耗が大きく寿命に達し、また従来超頭合金製のもの
は、80■onの線材通過量でカリバ一部に熱亀裂およ
び剥離現象が発生し、使用寿命に至った。
これに対して、本発明超硬合金製のものは、いずれも2
10山on以上の線材が通過した後でもカリバ一部にわ
ずかに熱亀裂が認められる程度で、未だ十分使用を続行
できるものであった。上述のように、この発明のWC基
超硬合金は、特に高温強度、高温硬さ、耐熱衝撃性、お
よび耐熱疲労性にすぐれ、かつ鞠性および耐摩耗性にも
すぐれているので、これらの特性が要求される熱間加工
装置部材として使用した場合に、きわめて長期に亘つて
すぐれだ性能を発揮するのである。
10山on以上の線材が通過した後でもカリバ一部にわ
ずかに熱亀裂が認められる程度で、未だ十分使用を続行
できるものであった。上述のように、この発明のWC基
超硬合金は、特に高温強度、高温硬さ、耐熱衝撃性、お
よび耐熱疲労性にすぐれ、かつ鞠性および耐摩耗性にも
すぐれているので、これらの特性が要求される熱間加工
装置部材として使用した場合に、きわめて長期に亘つて
すぐれだ性能を発揮するのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 Mo:0.1〜1%、 Cr:0.1〜2%、 Al:0.1〜3%、 Ni:5〜30%、 Co:2.5〜15%、 炭化タングステンおよび不可避不純物:残り、からな
る組成(以上重量%)をもつと共に、不可避不純物とし
ての酸素の含有量が0.05重量%以下であり、かつ分
散相を形成する炭化タングステンの平均粒径が2〜8μ
mにして、結合相中に微細なγ′(Ni_3Al)相が
均一に析出した組織を有することを特徴とする熱間加工
装置部材用炭化タングステン基超硬合金。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7303081A JPS601384B2 (ja) | 1981-05-15 | 1981-05-15 | 熱間加工装置部材用炭化タングステン基超硬合金 |
DE8282102775T DE3264742D1 (en) | 1981-04-06 | 1982-04-01 | Tungsten carbide-base hard alloy for hot-working apparatus members |
EP82102775A EP0062311B1 (en) | 1981-04-06 | 1982-04-01 | Tungsten carbide-base hard alloy for hot-working apparatus members |
US06/364,644 US4466829A (en) | 1981-04-06 | 1982-04-02 | Tungsten carbide-base hard alloy for hot-working apparatus members |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7303081A JPS601384B2 (ja) | 1981-05-15 | 1981-05-15 | 熱間加工装置部材用炭化タングステン基超硬合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS57188644A JPS57188644A (en) | 1982-11-19 |
JPS601384B2 true JPS601384B2 (ja) | 1985-01-14 |
Family
ID=13506536
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7303081A Expired JPS601384B2 (ja) | 1981-04-06 | 1981-05-15 | 熱間加工装置部材用炭化タングステン基超硬合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS601384B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP7307930B2 (ja) * | 2018-01-16 | 2023-07-13 | 国立研究開発法人産業技術総合研究所 | 高熱伝導性を有する耐熱性wc基複合材料およびその製造方法 |
-
1981
- 1981-05-15 JP JP7303081A patent/JPS601384B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS57188644A (en) | 1982-11-19 |
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