JPS61147823A - 高強度窒素含有超硬合金の製造方法 - Google Patents
高強度窒素含有超硬合金の製造方法Info
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- JPS61147823A JPS61147823A JP59270400A JP27040084A JPS61147823A JP S61147823 A JPS61147823 A JP S61147823A JP 59270400 A JP59270400 A JP 59270400A JP 27040084 A JP27040084 A JP 27040084A JP S61147823 A JPS61147823 A JP S61147823A
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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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、切削工具、耐摩耗工具などとして適する、
相対密度が99.5%以上で結合相の分散が均一な高強
度窒素含有超硬合金の製造方法に関するものである。
相対密度が99.5%以上で結合相の分散が均一な高強
度窒素含有超硬合金の製造方法に関するものである。
炭化タングステン(以下、wcで示す)を主体とし、こ
れにTiC及びTaCとCo、必要に応じてMの炭化物
(但し、MUZr、Hf、V、Nb、Cr及びMOのう
ちの1種又は2種以上)を添加した形の超硬合金、すな
わち、硬質相がWC粒子と゛NaCL型結轟構造を有す
る炭化物粒子よりなり、これらの粒子をCoを生体とし
た金属相で結会しfc組織を有する超硬合金は、鋼切削
用の工具や各樵耐摩耗工具などとして広く用いられてい
る。
れにTiC及びTaCとCo、必要に応じてMの炭化物
(但し、MUZr、Hf、V、Nb、Cr及びMOのう
ちの1種又は2種以上)を添加した形の超硬合金、すな
わち、硬質相がWC粒子と゛NaCL型結轟構造を有す
る炭化物粒子よりなり、これらの粒子をCoを生体とし
た金属相で結会しfc組織を有する超硬合金は、鋼切削
用の工具や各樵耐摩耗工具などとして広く用いられてい
る。
し力為し、近年生産性同上の要求から、さらに長寿命の
工具材料が必要とされてきている。なかでも使用中の工
具の破損による寿命の短縮を防ぐという意味で、工具材
料の靭性の向上は重要な課題である。
工具材料が必要とされてきている。なかでも使用中の工
具の破損による寿命の短縮を防ぐという意味で、工具材
料の靭性の向上は重要な課題である。
ところで、上記の超硬合金にTiNなどの窒化物あるい
は’l’icN などの炭窒化物を添加すると、硬質
相を形成する粒子のうち、WCよシも破壊強度が低いN
aC4型結晶構造の固溶体炭窒化物硬質粒子(以下β粒
子またはβ相と表記する)の粒径が微細になるため、前
記のような窒素含有超硬合金は靭性が向上すると期待さ
れ、実際に試みられたが、超硬合金製造時の焼結中に窒
化@あるいは炭窒化物が分解して発生するガスのために
、得られた窒素含有超硬合金中に巣が存在し、この巣の
存在によって期待通りの効果が得られていないのが現状
である。
は’l’icN などの炭窒化物を添加すると、硬質
相を形成する粒子のうち、WCよシも破壊強度が低いN
aC4型結晶構造の固溶体炭窒化物硬質粒子(以下β粒
子またはβ相と表記する)の粒径が微細になるため、前
記のような窒素含有超硬合金は靭性が向上すると期待さ
れ、実際に試みられたが、超硬合金製造時の焼結中に窒
化@あるいは炭窒化物が分解して発生するガスのために
、得られた窒素含有超硬合金中に巣が存在し、この巣の
存在によって期待通りの効果が得られていないのが現状
である。
そこで、この巣を除去するために、前記焼結棒金加圧カ
ス中で加熱する。いわゆる熱間静水圧焼結(f(IP)
t−行なうことも試みられた。
ス中で加熱する。いわゆる熱間静水圧焼結(f(IP)
t−行なうことも試みられた。
ところが、前記従来の焼結体1/()IIP処理を行な
うと、果の部分は多少小さくなるものの完全に消滅しな
いで、結合相のみがそこへ移動して結合相プールとなっ
てしまい、これが果に代って破壊の起点となるために、
強度的にはHIP処!!ヲ行なわないものに比べて多少
向上する程度であった1、したがって、この発明の目的
は、TiNなどの窒化物あるいは炭窒化物によるβ粒子
の微細化作用を最大限に活かしながら、朱も結合相ブー
ルも存在しないで相対密度が高く結合相の分散が均一な
、高強度・高靭性の窒素含有超硬合金ft製造する方法
を確立することである。
うと、果の部分は多少小さくなるものの完全に消滅しな
いで、結合相のみがそこへ移動して結合相プールとなっ
てしまい、これが果に代って破壊の起点となるために、
強度的にはHIP処!!ヲ行なわないものに比べて多少
向上する程度であった1、したがって、この発明の目的
は、TiNなどの窒化物あるいは炭窒化物によるβ粒子
の微細化作用を最大限に活かしながら、朱も結合相ブー
ルも存在しないで相対密度が高く結合相の分散が均一な
、高強度・高靭性の窒素含有超硬合金ft製造する方法
を確立することである。
本発明者が、上記観点から樵々検討し几結果。
上記窒素含有超硬合金(焼結体)のfiIP処理後、特
定の条件で再焼結する。即ち、三工程からなる焼結工程
を採用する。詳しくは6、 まず真空中又は減圧窒素雰囲気中において、1300〜
1500℃の範囲内の温度に加熱して一次焼結し友後、 100気圧以上の圧−力で4(IP処理kmし。
定の条件で再焼結する。即ち、三工程からなる焼結工程
を採用する。詳しくは6、 まず真空中又は減圧窒素雰囲気中において、1300〜
1500℃の範囲内の温度に加熱して一次焼結し友後、 100気圧以上の圧−力で4(IP処理kmし。
さらに、その後、真空中又は減圧窒素雰囲気中において
、1350〜1550℃の範囲内の温度に加熱して再焼
結することによって、前記目的が達成できることを見い
出した。
、1350〜1550℃の範囲内の温度に加熱して再焼
結することによって、前記目的が達成できることを見い
出した。
この発明は上記知見に基づいてなされたものであり、
組織が、CoQ主体とする結合相と、β粒子およびWC
粒子よりなる硬質相とからS成され、β相が’l’i
、 ’l’aおよびWの固溶体縦置化物であり、しかも
・、結合相と硬質相とから構成される全体の組成が、上
記固溶体炭窒化物中の窒素f TiNとして、又、上記
固溶体炭窒化物中の残りの金属成分を下記のような炭化
物に換算して表示すると、Co : 3〜20係、 TiN : 1〜20優、 Tic : 015〜20%、 TaC: 0.5〜2096、 WCおよび不可避不純物:残り (以上型t%)エフなる輩素含有超硬合金t−製造する
に当り、 あるいは、公費に応じてβ相がTi 、 Ta 、 W
およびM(但し1MはZr 、 Hf 、 V 、 N
b 、 Cr及びMOのうちの1棟又は2糎以上)の固
静体炭窒化物であり、 しかも、結合相と硬質相とから構成される全体の組成が
、上記固溶体炭窯化物中の窒素をTiNとして、又、上
記固溶体炭窒化物中の残りの金属成分を下記のような炭
化物に換算して表示すると、Co : 3〜20%、 ’l’iN: 1〜2・0チ。
粒子よりなる硬質相とからS成され、β相が’l’i
、 ’l’aおよびWの固溶体縦置化物であり、しかも
・、結合相と硬質相とから構成される全体の組成が、上
記固溶体炭窒化物中の窒素f TiNとして、又、上記
固溶体炭窒化物中の残りの金属成分を下記のような炭化
物に換算して表示すると、Co : 3〜20係、 TiN : 1〜20優、 Tic : 015〜20%、 TaC: 0.5〜2096、 WCおよび不可避不純物:残り (以上型t%)エフなる輩素含有超硬合金t−製造する
に当り、 あるいは、公費に応じてβ相がTi 、 Ta 、 W
およびM(但し1MはZr 、 Hf 、 V 、 N
b 、 Cr及びMOのうちの1棟又は2糎以上)の固
静体炭窒化物であり、 しかも、結合相と硬質相とから構成される全体の組成が
、上記固溶体炭窯化物中の窒素をTiNとして、又、上
記固溶体炭窒化物中の残りの金属成分を下記のような炭
化物に換算して表示すると、Co : 3〜20%、 ’l’iN: 1〜2・0チ。
Tic : 0.5〜20 %。
TaC: 0.5〜20 %、
Mの炭化物=0.1〜10%、
WCおよび不可避不純′a:残り
(以上重量%)よりなる窒素含有超硬合金ft製造する
に当り。
に当り。
真空中又は減圧窒素雰囲気中において、1300〜15
00℃の範囲内の温度に加熱して一欠焼結しfc後、 100気圧以上の加圧不活性ガス雰囲気中で、−次焼結
と同じ温度範囲内の温度に加熱し、さらに、その後、真
空中又は減圧窒素雰囲気中において、1350〜155
0℃の範囲内の温度に加熱することを特徴とする相対密
度が99.51以上で、結曾相−の分散が均一な高強度
窒素含有超硬合金の製造方法 である。
00℃の範囲内の温度に加熱して一欠焼結しfc後、 100気圧以上の加圧不活性ガス雰囲気中で、−次焼結
と同じ温度範囲内の温度に加熱し、さらに、その後、真
空中又は減圧窒素雰囲気中において、1350〜155
0℃の範囲内の温度に加熱することを特徴とする相対密
度が99.51以上で、結曾相−の分散が均一な高強度
窒素含有超硬合金の製造方法 である。
以下、この発明の詳細な説明する。
I)窒素含有超硬合金の組織
この発明により製造される合金は、硬質相がβ粒子とW
C粒子とよシな9、結合相がCot−主体とし、これに
硬質相形成成分が固溶した金属相よりなる組織t−肩す
る。
C粒子とよシな9、結合相がCot−主体とし、これに
硬質相形成成分が固溶した金属相よりなる組織t−肩す
る。
β粒子は、原料粉末の機知や製造条件によって異なるが
、通常、焼結中の固相拡散あるいは溶解析出反応によっ
て、炭化物及び炭窒化物のう2ちの1種からなる芯部と
その周辺の炭窒化物よシなる有芯構造を呈し7、その組
成は1個の粒子円でも不均一なことが多い〜 ■)窒素含有超硬合金の組成 1)Co Co中には焼結中に硬質相形成元素の一部が溶は込んで
合金となり、結果的には金属結合相として硬質相粒子間
の結合を行ない、この発明により製造される窒素含有超
硬合金に靭性を付与する作用を有するが、Coとしての
量が3チ未満では、結合相量が少なくなりすぎて、十分
な靭性が得られず、一方、2096t−越えて含Mさせ
ると、結合相量が多くなシすぎて、窒素含有超硬合金の
硬匿ひいては耐摩耗性、および耐熱性が低下するので、
Coとしてのt有量′It3〜20僑と定めた。
、通常、焼結中の固相拡散あるいは溶解析出反応によっ
て、炭化物及び炭窒化物のう2ちの1種からなる芯部と
その周辺の炭窒化物よシなる有芯構造を呈し7、その組
成は1個の粒子円でも不均一なことが多い〜 ■)窒素含有超硬合金の組成 1)Co Co中には焼結中に硬質相形成元素の一部が溶は込んで
合金となり、結果的には金属結合相として硬質相粒子間
の結合を行ない、この発明により製造される窒素含有超
硬合金に靭性を付与する作用を有するが、Coとしての
量が3チ未満では、結合相量が少なくなりすぎて、十分
な靭性が得られず、一方、2096t−越えて含Mさせ
ると、結合相量が多くなシすぎて、窒素含有超硬合金の
硬匿ひいては耐摩耗性、および耐熱性が低下するので、
Coとしてのt有量′It3〜20僑と定めた。
ii) TiN
TiN (窒素成分)は、β粒子の粒成長を抑制す・
る作用を有するが、TiNとしての童が1チ未満では所
望の粒成長抑制効果が得られず、一方、20St越えて
含有させると、結合相とβ粒子との濡れ性が低下して、
かえって窒素含有超硬合金の靭性が低下するようになる
とともに、硬さも低下して耐摩耗性も悪くなるので、T
iNとしての含有量全1〜20%と定めた、 ++i) T t c TiCは耐摩耗性を高め、TiNによる硬さの低下を抑
制する作用があるが、TiCとしての量が0,5憾未満
では所望の効果が得られず、一方、20%を越えて含有
させると、脆い性質が強く現われるようになって窒素含
有超硬合金の靭性が低下するようKなるので、TiCと
しての含有量’i 0.5〜20%と定めた。
る作用を有するが、TiNとしての童が1チ未満では所
望の粒成長抑制効果が得られず、一方、20St越えて
含有させると、結合相とβ粒子との濡れ性が低下して、
かえって窒素含有超硬合金の靭性が低下するようになる
とともに、硬さも低下して耐摩耗性も悪くなるので、T
iNとしての含有量全1〜20%と定めた、 ++i) T t c TiCは耐摩耗性を高め、TiNによる硬さの低下を抑
制する作用があるが、TiCとしての量が0,5憾未満
では所望の効果が得られず、一方、20%を越えて含有
させると、脆い性質が強く現われるようになって窒素含
有超硬合金の靭性が低下するようKなるので、TiCと
しての含有量’i 0.5〜20%と定めた。
iV) TaC
TaCには、この発明の窒素含有超硬合金の耐熱性を向
上させる作用があるが、TaCとしての量がO,S 1
未満では、所望の耐熱性向上効果が得られず、一方、2
0優を越えて含有させると、β粒子が粗大化しやすくな
って窒素含有超硬合金の靭性が低下するようになるので
、TaCとしての含有量を0.5〜20%と定めた。
上させる作用があるが、TaCとしての量がO,S 1
未満では、所望の耐熱性向上効果が得られず、一方、2
0優を越えて含有させると、β粒子が粗大化しやすくな
って窒素含有超硬合金の靭性が低下するようになるので
、TaCとしての含有量を0.5〜20%と定めた。
■) 鼠の炭化物
Mの元素には、β粒子中に固溶してβ相の硬さ全向上し
タシ、TiNによるβ粒子の粒成長抑制作用を助長する
作用があるので、必要に応じて添加されるが、Mの炭化
物としての量が0.11未満では所望の効果が得られず
、一方、10%を越えて含有させると、β相が脆化して
窒素含有超硬合金の靭性が低下するようになる。したが
って、Mの炭化物としての含有量t−o、 i〜10%
と定めた。
タシ、TiNによるβ粒子の粒成長抑制作用を助長する
作用があるので、必要に応じて添加されるが、Mの炭化
物としての量が0.11未満では所望の効果が得られず
、一方、10%を越えて含有させると、β相が脆化して
窒素含有超硬合金の靭性が低下するようになる。したが
って、Mの炭化物としての含有量t−o、 i〜10%
と定めた。
■) 製造条件
1) 原料
この発明の方法による窒素含有超硬合金を製造するに当
っては、β相形成元素は、例えば。
っては、β相形成元素は、例えば。
(Tt IT& 、W)(C、N)のような固溶体炭車
化物単独、(Ti 、 Ta 、 W ) (C、N
)のような固溶体炭窒化物と(Ti、W)Cのような固
溶体炭化物との組み合わせ、(Ti、W)(C,N)
のような固溶体炭窒化物とTaC、Ticのような炭
化物の組み合わせ、(Ti + Ta 、W)Cのよう
な固溶体炭化物とTiN 、 TaNのような窒化物と
の組み合わせ、(Ti 、W)Coような固溶体炭化物
とTa CNのような炭窒化物との組み合わせ、(TL
、W)Cのような固溶体炭化物とTaCのような炭化物
とTiNの工うな窒化物との組み合わせ、あるいはこれ
らの2棟以上の更に組み合わせのいずれの形で添加して
も、Wなどの金属粉で添加しても、焼結中に相互に、そ
してW C−? Coと反応して、WC粒子とβ粒子よ
りなる硬質相と結合相より構成される組Wcを有する窒
素含有超硬合金が得られるので、任意のものt−選択す
ればよい。
化物単独、(Ti 、 Ta 、 W ) (C、N
)のような固溶体炭窒化物と(Ti、W)Cのような固
溶体炭化物との組み合わせ、(Ti、W)(C,N)
のような固溶体炭窒化物とTaC、Ticのような炭
化物の組み合わせ、(Ti + Ta 、W)Cのよう
な固溶体炭化物とTiN 、 TaNのような窒化物と
の組み合わせ、(Ti 、W)Coような固溶体炭化物
とTa CNのような炭窒化物との組み合わせ、(TL
、W)Cのような固溶体炭化物とTaCのような炭化物
とTiNの工うな窒化物との組み合わせ、あるいはこれ
らの2棟以上の更に組み合わせのいずれの形で添加して
も、Wなどの金属粉で添加しても、焼結中に相互に、そ
してW C−? Coと反応して、WC粒子とβ粒子よ
りなる硬質相と結合相より構成される組Wcを有する窒
素含有超硬合金が得られるので、任意のものt−選択す
ればよい。
以上は、特許請求の範囲第1項に記載され九窒素含有超
硬合金のβ相形成元素の添加態様について述べたが、β
相がMiも含む場合、即ち、特許請求の範囲第2項に記
載された窒素含有超硬合金のβ相形成元素の添加態様に
ついても、任意のものを選択すればよいが、例えばMは
、単独金属の炭化物又はこれらの金属の固溶体炭化物又
は’l’t t’l’a、W若しくは、これらの28!
以上との固溶体炭化物等の形で添加しても工い。
硬合金のβ相形成元素の添加態様について述べたが、β
相がMiも含む場合、即ち、特許請求の範囲第2項に記
載された窒素含有超硬合金のβ相形成元素の添加態様に
ついても、任意のものを選択すればよいが、例えばMは
、単独金属の炭化物又はこれらの金属の固溶体炭化物又
は’l’t t’l’a、W若しくは、これらの28!
以上との固溶体炭化物等の形で添加しても工い。
11)焼結条件
一次焼結の雰囲気は真空中でも減産窒素雰囲気中でもよ
いが、ここで窒素雰囲気を用いる場合に減圧窒素雰囲気
とするのは、β相が脱窒しすぎ、分解窒素ガスによる巣
の発生を少なくするためである。減圧窒素′#曲気とし
ては、I Q tour 以下でおることが好ましい
。又、真空度としては、10−’ 〜10−” tor
rが好ましい。
いが、ここで窒素雰囲気を用いる場合に減圧窒素雰囲気
とするのは、β相が脱窒しすぎ、分解窒素ガスによる巣
の発生を少なくするためである。減圧窒素′#曲気とし
ては、I Q tour 以下でおることが好ましい
。又、真空度としては、10−’ 〜10−” tor
rが好ましい。
−次焼結の温度は、成形体に連通孔がなくなり、その後
のHIP処理が可能になる温度であればよいのだが、1
300℃未満では焼結に極めて長時間を要して非能率的
でちゃ、一方、1500℃を越えると、その後のHIP
処理やh焼結(第三段の焼結)と相俟って、硬′X@の
粒成長が著しくなり、靭性低下をもたらすので、その温
度t−1300〜1500℃とした。焼結時間(上記温
度の保持時間)は加熱温度等にもよるが、0.5〜2時
間が望ましい。
のHIP処理が可能になる温度であればよいのだが、1
300℃未満では焼結に極めて長時間を要して非能率的
でちゃ、一方、1500℃を越えると、その後のHIP
処理やh焼結(第三段の焼結)と相俟って、硬′X@の
粒成長が著しくなり、靭性低下をもたらすので、その温
度t−1300〜1500℃とした。焼結時間(上記温
度の保持時間)は加熱温度等にもよるが、0.5〜2時
間が望ましい。
第二段の焼結、即ち、HIP処理の雰囲気は当然加圧ガ
スであるが、ガスが窒素の場合には、β相が著しく加窒
されて、得られるHIP処理合金中に遊離炭素を生じ、
超硬合金の残置が低下してしまうので、不活性ガスを用
いる。不活性ガスの圧力が100気圧未満では一次y8
結で発生した巣金環める効果がないので、その圧力全1
00気圧以上とした。
スであるが、ガスが窒素の場合には、β相が著しく加窒
されて、得られるHIP処理合金中に遊離炭素を生じ、
超硬合金の残置が低下してしまうので、不活性ガスを用
いる。不活性ガスの圧力が100気圧未満では一次y8
結で発生した巣金環める効果がないので、その圧力全1
00気圧以上とした。
HIP処理は液相が出現しないと効果が少ないので、そ
の温度は1300℃以上とし、又、その温度の上限値は
一次焼結の場合と同じ理由により1500℃とし友。す
なわち、HIP処理温度は一次焼結と同じ温度範囲内の
温度とした。1(IP処理時間は、−次焼結で発生した
巣を埋めるのに十分な時間であればよい。これは、不活
性ガス圧力、加熱温度、巣の存在量や結合相の量などに
よっても異なるが、0.5〜2時間が望ましい。
の温度は1300℃以上とし、又、その温度の上限値は
一次焼結の場合と同じ理由により1500℃とし友。す
なわち、HIP処理温度は一次焼結と同じ温度範囲内の
温度とした。1(IP処理時間は、−次焼結で発生した
巣を埋めるのに十分な時間であればよい。これは、不活
性ガス圧力、加熱温度、巣の存在量や結合相の量などに
よっても異なるが、0.5〜2時間が望ましい。
最後に、再焼結(第三段の焼結)の雰囲気は、真空中で
も減圧窒素雰囲気中でもよい。ここで窒素雰囲気を用い
る場合に減圧窒素雰囲気とするのは、β相が脱室しすぎ
、分解窒素ガスによる巣の発生を少なくするためである
。減圧窒素雰囲気としては、10 torr 以下でめ
ることが好ましい。
も減圧窒素雰囲気中でもよい。ここで窒素雰囲気を用い
る場合に減圧窒素雰囲気とするのは、β相が脱室しすぎ
、分解窒素ガスによる巣の発生を少なくするためである
。減圧窒素雰囲気としては、10 torr 以下でめ
ることが好ましい。
又、真空度としては、10−1〜10””torrが好
ましい。
ましい。
再焼結(第三段の焼結)によって、HIP処理によシ生
じた結合相プールが消滅して結合相の分散が均一とな9
、格段に高強度の窒素含有超硬会合となるが、1350
℃より低温では、再焼結時の液相量が少ないためと思わ
れるが、これらの効果が十分ではなく、一方、1550
℃より高温では硬質相の粒成長が顕著となり、得られる
鼠累含有超硬合金の靭性が低下するので、その焼結温度
Q1350〜155.0℃の範囲内の温度に定めた。
じた結合相プールが消滅して結合相の分散が均一とな9
、格段に高強度の窒素含有超硬会合となるが、1350
℃より低温では、再焼結時の液相量が少ないためと思わ
れるが、これらの効果が十分ではなく、一方、1550
℃より高温では硬質相の粒成長が顕著となり、得られる
鼠累含有超硬合金の靭性が低下するので、その焼結温度
Q1350〜155.0℃の範囲内の温度に定めた。
そして、その焼結時間(上記温度の保持時間)は、結合
相プールが消滅して結合相の分散が均一になるのに十分
な時間であればよい。これは、加熱温度、結合相プール
の大きさや分布等によっても異なるが、0.5〜2時間
が望ましい。
相プールが消滅して結合相の分散が均一になるのに十分
な時間であればよい。これは、加熱温度、結合相プール
の大きさや分布等によっても異なるが、0.5〜2時間
が望ましい。
なお、−次焼結後、焼結体を外部へ取り°出して、HI
P装置に装入し、HIP処理後、再度側の炉で再焼結し
てもよいし、又、連続して減圧焼結と加圧焼結とができ
る同一の炉を用いて、焼結体を外部へ取シ出すことなく
、一連のサイクルの中で処理してもよい。
P装置に装入し、HIP処理後、再度側の炉で再焼結し
てもよいし、又、連続して減圧焼結と加圧焼結とができ
る同一の炉を用いて、焼結体を外部へ取シ出すことなく
、一連のサイクルの中で処理してもよい。
実施例1
原料粉末として平均粒径2.5μmのWC粉末、同1、
5 pmの(Ti、W)C粉末(TiC/WC(重量比
)=30/70)お工びTiN粉末、同1.7 prn
のTaC粉末および(Ti 、TatW)(C,N)粉
末(TiC: TiN : TaC: WC(重量比)
=20:20:30:30)、同1.3μmのCo粉末
を用意し。
5 pmの(Ti、W)C粉末(TiC/WC(重量比
)=30/70)お工びTiN粉末、同1.7 prn
のTaC粉末および(Ti 、TatW)(C,N)粉
末(TiC: TiN : TaC: WC(重量比)
=20:20:30:30)、同1.3μmのCo粉末
を用意し。
第1表に示す配合組成に配合して、48時時間式、 ボ
ールミル混合した後、乾燥した。得られた混合粉を1t
/adの圧力でプレス成形した後、第1表に示す条件で
焼結し、配合組成の換算組成と実質的に同じ組成t−有
する本発明超硬合金1〜6t−製造した。
ールミル混合した後、乾燥した。得られた混合粉を1t
/adの圧力でプレス成形した後、第1表に示す条件で
焼結し、配合組成の換算組成と実質的に同じ組成t−有
する本発明超硬合金1〜6t−製造した。
また、比較のため、本発明超硬合金1〜6と同一の配会
組15.′fc有するが、焼結条件のみが第1表に示す
ように異なる比較超硬合金1〜2(それぞれ、第3段の
焼結工程の焼結温度がこの発明の温度範囲未満及び越え
る例)と従来超硬合金1〜4(焼結工程が1あるいは2
工程からなる例)をも製造し友。
組15.′fc有するが、焼結条件のみが第1表に示す
ように異なる比較超硬合金1〜2(それぞれ、第3段の
焼結工程の焼結温度がこの発明の温度範囲未満及び越え
る例)と従来超硬合金1〜4(焼結工程が1あるいは2
工程からなる例)をも製造し友。
これらにつき、相対密度を調べ、またJISに基づき3
点曲げ抗折力を測定し、更に組織観察により結仕相の分
散状態と果及び結合相プールの有無を調べた。これらの
結果を第1表に示す。
点曲げ抗折力を測定し、更に組織観察により結仕相の分
散状態と果及び結合相プールの有無を調べた。これらの
結果を第1表に示す。
なお、組織観察によると、組織はいずれもwc粒子とN
aCL 型結晶構造を有する固溶体炭窒化物粒子と結合
相からなっていた。
aCL 型結晶構造を有する固溶体炭窒化物粒子と結合
相からなっていた。
実施例2
原料粉末として、平均粒径1.5μmのWC粉末、同L
7prnの(Ti 、 Ta +W) (C、N)粉末
(Tic : TiN : TaC: WC(重量比)
=20:20:30:303及び(Ta 、 Nb )
C粉末CNbC/TaC(g量比);50150 :
l、同1.4μmのZrC粉末及びVC粉末、同1.6
.amのHfC粉末、 Cr、C,粉末及びMo、C粉
末並びに実施例1で用い*Co粉末を用意し、第2表に
示す配合組成に配合して、実施例1と同じ条件で混合、
乾燥及び成形した後、第2表に示す条件で焼結して、配
合組成の換算組成と実質的に同じ岨成會Mする不発間層
硬合金7〜15お工び従来超硬合金5〜10を製造した
。
7prnの(Ti 、 Ta +W) (C、N)粉末
(Tic : TiN : TaC: WC(重量比)
=20:20:30:303及び(Ta 、 Nb )
C粉末CNbC/TaC(g量比);50150 :
l、同1.4μmのZrC粉末及びVC粉末、同1.6
.amのHfC粉末、 Cr、C,粉末及びMo、C粉
末並びに実施例1で用い*Co粉末を用意し、第2表に
示す配合組成に配合して、実施例1と同じ条件で混合、
乾燥及び成形した後、第2表に示す条件で焼結して、配
合組成の換算組成と実質的に同じ岨成會Mする不発間層
硬合金7〜15お工び従来超硬合金5〜10を製造した
。
これらの合金につき、実施例1と同じ測定と観察を行な
い、その結果t−第2表に示した。
い、その結果t−第2表に示した。
なお1、組織観・察によると、いずれの合金もWC粒子
とβ粒子および結合相から#成されていた。
とβ粒子および結合相から#成されていた。
第1表及び第2表かられかるように、不発゛明超硬合金
は、それぞれ同一組成で焼結条件のみが異なる比較超硬
合金や従来超硬合金に比べると、それぞれいずれも高い
強度金示すことがわかる。・これは、第1表及び第2表
に示されるように、本発明超硬含金がいずれも相対密度
が99.9″′i?XOO係と高いはかシではなく、結
合相が均一に分散しており、巣も結合相プールも認めら
れないからと思われる。
は、それぞれ同一組成で焼結条件のみが異なる比較超硬
合金や従来超硬合金に比べると、それぞれいずれも高い
強度金示すことがわかる。・これは、第1表及び第2表
に示されるように、本発明超硬含金がいずれも相対密度
が99.9″′i?XOO係と高いはかシではなく、結
合相が均一に分散しており、巣も結合相プールも認めら
れないからと思われる。
このように、この発明の方法により製造され次窒素含有
超硬合金は極めて高い強度t−有するので、高強度を要
求される切削工具や耐摩耗工具などとして最適である。
超硬合金は極めて高い強度t−有するので、高強度を要
求される切削工具や耐摩耗工具などとして最適である。
Claims (2)
- (1)組織が、Coを主体とする結合相と、NaCl型
結晶構造を有する固溶体炭窒化物粒子および炭化タング
ステン粒子よりなる硬質相とから構成され、上記固溶体
炭窒化物がTi、TaおよびWの固溶体炭窒化物であり
、 しかも、結合相と硬質相とから構成される全体の組成が
、上記固溶体炭窒化物中の窒素をTiNとして、又、上
記固溶体炭窒化物中の残りの金属成分を下記のような炭
化物に換算して表示すると、Co:3〜20%、 TiN:1〜20%、 TiC:0.5〜20%、 TaC:0.5〜20%、 WCおよび不可避不純物:残り (以上重量%)よりなる窒素含有超硬合金を製造するに
当り、 真空中又は減圧窒素雰囲気中において、1300〜15
00℃の範囲内の温度に加熱して一次焼結した後、 100気圧以上の加圧不活性ガス雰囲気中で、一次焼結
と同じ温度範囲内の温度に加熱し、さらに、その後、真
空中又は減圧窒素雰囲気中において、1350〜155
0℃の範囲内の温度に加熱することを特徴とする相対密
度が99.5%以上で、結合相の分散が均一な高強度窒
素含有超硬合金の製造方法。 - (2)組織が、Coを主体とする結合相と、NaCl型
結晶構造を有する固溶体炭窒化物粒子および炭化タング
ステン粒子よりなる硬質相とから構成され、上記固溶体
炭窒化物がTi、Ta、WおよびM(但し、MはZr、
Hf、V、Nb、Cr及びMoのうちの1種又は2種以
上)の固溶体炭窒化物であり、しかも、結合相と硬質相
とから構成される全体の組成が、上記固溶体炭窒化物中
の窒素をTiNとして、又、上記固溶体炭窒化物中の残
りの金属成分を下記のような炭化物に換算して表示する
と、Co:3〜20%、 TiN:1〜20%、 TiC:0.5〜20%、 TaC:0.5〜20%、 Mの炭化物:0.1〜10%、 WCおよび不可避不純物:残り (以上重量%)よりなる窒素含有超硬合金を製造するに
当り、 真空中又は減圧窒素雰囲気中において、1300〜15
00℃の範囲内の温度に加熱して一次焼結した後、 100気圧以上の加圧不活性ガス雰囲気中で、一次焼結
と同じ温度範囲内の温度に加熱し、さらに、その後、真
空中又は減圧窒素雰囲気中において、1350〜155
0℃の範囲内の温度に加熱することを特徴とする相対密
度が99.5%以上で、結合相の分散が均一な高強度蓋
素含有超硬合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59270400A JPS61147823A (ja) | 1984-12-21 | 1984-12-21 | 高強度窒素含有超硬合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59270400A JPS61147823A (ja) | 1984-12-21 | 1984-12-21 | 高強度窒素含有超硬合金の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61147823A true JPS61147823A (ja) | 1986-07-05 |
JPH0121857B2 JPH0121857B2 (ja) | 1989-04-24 |
Family
ID=17485728
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59270400A Granted JPS61147823A (ja) | 1984-12-21 | 1984-12-21 | 高強度窒素含有超硬合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61147823A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6479331A (en) * | 1987-09-21 | 1989-03-24 | Mitsubishi Metal Corp | Production of titanium carbonitride-base cermet for cutting tool |
US4863836A (en) * | 1987-02-20 | 1989-09-05 | Fuji Photo Film, Co., Inc. | Method for processing silver halide color photographic materials and color photographic developing composition |
JP2004169187A (ja) * | 2002-11-19 | 2004-06-17 | Sandvik Ab | 仕上げ作業用のTi、Nb、W、C、N及びCoを含有する焼結チタン基炭窒化物合金及びその製造方法 |
JP2004169185A (ja) * | 2002-11-19 | 2004-06-17 | Sandvik Ab | フライス作業用のTi、Nb、W、C、N及びCoを含有する焼結チタン基炭窒化物合金及びその製造方法 |
JP2004169186A (ja) * | 2002-11-19 | 2004-06-17 | Sandvik Ab | 超仕上げ作業用のTi、Nb、W、C、N及びCoを含有する焼結チタン基炭窒化物合金及びその製造方法 |
-
1984
- 1984-12-21 JP JP59270400A patent/JPS61147823A/ja active Granted
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4863836A (en) * | 1987-02-20 | 1989-09-05 | Fuji Photo Film, Co., Inc. | Method for processing silver halide color photographic materials and color photographic developing composition |
JPS6479331A (en) * | 1987-09-21 | 1989-03-24 | Mitsubishi Metal Corp | Production of titanium carbonitride-base cermet for cutting tool |
JP2004169187A (ja) * | 2002-11-19 | 2004-06-17 | Sandvik Ab | 仕上げ作業用のTi、Nb、W、C、N及びCoを含有する焼結チタン基炭窒化物合金及びその製造方法 |
JP2004169185A (ja) * | 2002-11-19 | 2004-06-17 | Sandvik Ab | フライス作業用のTi、Nb、W、C、N及びCoを含有する焼結チタン基炭窒化物合金及びその製造方法 |
JP2004169186A (ja) * | 2002-11-19 | 2004-06-17 | Sandvik Ab | 超仕上げ作業用のTi、Nb、W、C、N及びCoを含有する焼結チタン基炭窒化物合金及びその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0121857B2 (ja) | 1989-04-24 |
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