JPS6159391B2 - - Google Patents
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- JPS6159391B2 JPS6159391B2 JP54082389A JP8238979A JPS6159391B2 JP S6159391 B2 JPS6159391 B2 JP S6159391B2 JP 54082389 A JP54082389 A JP 54082389A JP 8238979 A JP8238979 A JP 8238979A JP S6159391 B2 JPS6159391 B2 JP S6159391B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
- C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
- C22C29/04—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbonitrides
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
WC基超硬合金は、1920年代にWC−Co系が発
明され、さらに1930年代になり、TiC、TaC、
Mo2Cなどの炭化物を添加した合金も実用化され
て、今日に至つている。しかしながらTaCの最近
の高騰は著しく、TaCに置きかわる炭化物の探索
が行なわれている。従来から、NbはTaと同族で
あるため、その役割も良く似ており、資源的にも
価格的にも安定しておりTaの一部又は全部をNb
に置きかえるという方法を取つているが、Nbの
置換量が多くなる程、性能的に劣化することがわ
かつている。この理由は超硬合金中のTaの部分
をNbに置き換える量が多くなると、B1型構造の
炭化物結晶である（TiWTaNb）Ｃは角ばつた形
となつて該B1型固溶体同志が連結した構造をと
るようになり強度の低下をもたらすからである。 本発明は、超硬合金におけるB1型結晶中に
Ta、Nbを含有させなくても、窒素を含有させる
ことによつて、B1型結晶が徴粒となるため、従
来のWC−TiC−TaC−Co系の超硬合金よりも、
安価で機械的靭性、耐熱亀裂性の面で、はるかに
優れた合金に関するものである。 本発明者によると、超硬合金中におけるB1型
結晶中にTa、Nbが含有していないため、これま
での超硬合金よりも、はるかに安価となり、さら
にはB1型結晶は、窒素を含有しているため微粒
でしかも均一に分散している。従つて熱伝導性も
向上し、強度も向上することにより、耐熱亀裂靭
性、機械的靭性の面で優れた超硬合金となること
がわかつた。 〓〓〓〓〓
本発明の特徴は、金属組織がWC結晶TaとNb
を含有しないB1型結晶、Fe族金属の主として三
相構造をとる合金において、B1型結晶のＮ／Ｃ＋Ｎの モル比が0.1〜0.5の値とすることにより、B1型結
晶が微粒となることを見い出した。さらに窒素雰
囲気中で焼結することによつて、合金中の窒素含
量を安定させることを見出した。さらに窒素を含
むB1型結晶を用いることにより、B1型結晶が微
粒になりやすく、高い窒素含有量となる。以上の
発明により従来のWC−TiC−TaC−Co系よりも
耐摩耗性、機械的靭性、耐熱亀裂性の面で優れた
合金を開発した。 以下本発明における限定理由について述べる。 WC及び／また（MoW）Ｃが８重量％未満では
靭性が不足し、80重量％を越えると耐摩耗性が劣
る。また、第ａ、ａ、ａ族金属の炭窒化物
が２重量％未満では耐摩耗性が劣り50重量％を越
えると強度が低下する。さらに、B1型結晶中に
Ta、Nbの金属元素が含有していると高価とな
り、Ｎ／Ｃ＋Ｎのモル比が0.1以下であるとB1型結晶が 微粒にならず、窒素の効果が無くなる。0.5以上
であると焼結不足となり、かえつて悪影響が出
る。 本発明合金を製造するにあたつて、WC結晶、
B1型結晶、Fe族金属からなる粉末を混合後10-2
〜10-4 Tprrの真空焼結あるいは昇温、保持、冷却
過程で断続的もしくは連続的に窒素分圧を0.1〜
500Tprrに保持することによつて合金を製造する
が、WC結晶、およびB1型結晶、例えばTiC、
TiN、TiとＷを含む炭窒化物などTaとNbを除い
たａ，ａ，ａ族金属の１種又は２種以上の
炭化物、窒化物、炭窒化物と、Fe族金属の粉末
を混合後、焼結するが、焼結雰囲気は10-2〜
10-4 Tprrの真空焼結あるいは0.1〜500Tprrの窒素雰
囲気焼結どちらでもよく、望ましくは窒素雰囲気
焼結である。発明者らは長年の研究により、窒化
物含有合金は焼結中に脱窒現象が生じ、焼結中の
不安定さを有する知見を得た。0.1〜500Tprrの窒
素分圧で焼結することにより、脱窒の防止あるい
は窒素の富化ならしめることが可能となり、優れ
た均一な合金を作ることが可能となる。なお窒素
分圧は0.1Tprr以下だと効果がなく、500Tprr以上で
あると焼結性が悪くなり、また逆に表面層の方が
窒素濃度が高くなり不均質な組織となる。 またB1型結晶中に窒素を含む原料を用いる
と、B1型結晶が微粒になりやすく、例えばTiN、
Ti（CN）（Ti0.7W0.3）（C0.8N0.2）などであ。 さらにB1型結晶中に酸素を含有していても、
本発明の効果は変らない。 なおWCについてはタングテンモノカーバイド
と10〜100モル％のモリブデンモノカーバイドを
含有する計算量のモリブデンタングステンモノカ
ーバイドすなわち（MoW）Ｃに置き換えても、
本発明の効果は変らない。 また本発明合金は、超硬合金母材の表面に
TiC、TiCN、TiN、Al2O3、HfCなどの硬質層を
１層もしくは多層に被覆した被覆超硬工具の母材
として有効なことはいうまでもない。 以下、実施例にて説明する。 実施例 １ 第１表に示す組成で原料粉末を配合し、さらに
プレス助材としてのパラフインを1.5重量％加え
18−８ステンレス製の容器とWC−Co焼結合金製
のボールを用い、アセトン中で100Hのボールミ
ル混合を行なつた。これを乾燥後1.5t／cm2の圧力
にて切削用チツプをプレス成型した後、真空中で
400℃に保持し、パラフインを除去した後、窒素
分圧50Tprrの減圧窒素雰囲気下で焼結温度1400℃
に１時間保持し、焼結体を得た。なお、Ｅ及びＦ
合金に配合する（TiW）Ｃ、TiC、TiNは、上記
焼結後にそれぞれの金属成分を含むB1型炭窒化
物結晶になる。表２に合金特性、切削試験の結果
を記した。本発明合金は比較合金に比べ、明らか
に優れた性能を示すことがわかる。 〓〓〓〓〓
明され、さらに1930年代になり、TiC、TaC、
Mo2Cなどの炭化物を添加した合金も実用化され
て、今日に至つている。しかしながらTaCの最近
の高騰は著しく、TaCに置きかわる炭化物の探索
が行なわれている。従来から、NbはTaと同族で
あるため、その役割も良く似ており、資源的にも
価格的にも安定しておりTaの一部又は全部をNb
に置きかえるという方法を取つているが、Nbの
置換量が多くなる程、性能的に劣化することがわ
かつている。この理由は超硬合金中のTaの部分
をNbに置き換える量が多くなると、B1型構造の
炭化物結晶である（TiWTaNb）Ｃは角ばつた形
となつて該B1型固溶体同志が連結した構造をと
るようになり強度の低下をもたらすからである。 本発明は、超硬合金におけるB1型結晶中に
Ta、Nbを含有させなくても、窒素を含有させる
ことによつて、B1型結晶が徴粒となるため、従
来のWC−TiC−TaC−Co系の超硬合金よりも、
安価で機械的靭性、耐熱亀裂性の面で、はるかに
優れた合金に関するものである。 本発明者によると、超硬合金中におけるB1型
結晶中にTa、Nbが含有していないため、これま
での超硬合金よりも、はるかに安価となり、さら
にはB1型結晶は、窒素を含有しているため微粒
でしかも均一に分散している。従つて熱伝導性も
向上し、強度も向上することにより、耐熱亀裂靭
性、機械的靭性の面で優れた超硬合金となること
がわかつた。 〓〓〓〓〓
本発明の特徴は、金属組織がWC結晶TaとNb
を含有しないB1型結晶、Fe族金属の主として三
相構造をとる合金において、B1型結晶のＮ／Ｃ＋Ｎの モル比が0.1〜0.5の値とすることにより、B1型結
晶が微粒となることを見い出した。さらに窒素雰
囲気中で焼結することによつて、合金中の窒素含
量を安定させることを見出した。さらに窒素を含
むB1型結晶を用いることにより、B1型結晶が微
粒になりやすく、高い窒素含有量となる。以上の
発明により従来のWC−TiC−TaC−Co系よりも
耐摩耗性、機械的靭性、耐熱亀裂性の面で優れた
合金を開発した。 以下本発明における限定理由について述べる。 WC及び／また（MoW）Ｃが８重量％未満では
靭性が不足し、80重量％を越えると耐摩耗性が劣
る。また、第ａ、ａ、ａ族金属の炭窒化物
が２重量％未満では耐摩耗性が劣り50重量％を越
えると強度が低下する。さらに、B1型結晶中に
Ta、Nbの金属元素が含有していると高価とな
り、Ｎ／Ｃ＋Ｎのモル比が0.1以下であるとB1型結晶が 微粒にならず、窒素の効果が無くなる。0.5以上
であると焼結不足となり、かえつて悪影響が出
る。 本発明合金を製造するにあたつて、WC結晶、
B1型結晶、Fe族金属からなる粉末を混合後10-2
〜10-4 Tprrの真空焼結あるいは昇温、保持、冷却
過程で断続的もしくは連続的に窒素分圧を0.1〜
500Tprrに保持することによつて合金を製造する
が、WC結晶、およびB1型結晶、例えばTiC、
TiN、TiとＷを含む炭窒化物などTaとNbを除い
たａ，ａ，ａ族金属の１種又は２種以上の
炭化物、窒化物、炭窒化物と、Fe族金属の粉末
を混合後、焼結するが、焼結雰囲気は10-2〜
10-4 Tprrの真空焼結あるいは0.1〜500Tprrの窒素雰
囲気焼結どちらでもよく、望ましくは窒素雰囲気
焼結である。発明者らは長年の研究により、窒化
物含有合金は焼結中に脱窒現象が生じ、焼結中の
不安定さを有する知見を得た。0.1〜500Tprrの窒
素分圧で焼結することにより、脱窒の防止あるい
は窒素の富化ならしめることが可能となり、優れ
た均一な合金を作ることが可能となる。なお窒素
分圧は0.1Tprr以下だと効果がなく、500Tprr以上で
あると焼結性が悪くなり、また逆に表面層の方が
窒素濃度が高くなり不均質な組織となる。 またB1型結晶中に窒素を含む原料を用いる
と、B1型結晶が微粒になりやすく、例えばTiN、
Ti（CN）（Ti0.7W0.3）（C0.8N0.2）などであ。 さらにB1型結晶中に酸素を含有していても、
本発明の効果は変らない。 なおWCについてはタングテンモノカーバイド
と10〜100モル％のモリブデンモノカーバイドを
含有する計算量のモリブデンタングステンモノカ
ーバイドすなわち（MoW）Ｃに置き換えても、
本発明の効果は変らない。 また本発明合金は、超硬合金母材の表面に
TiC、TiCN、TiN、Al2O3、HfCなどの硬質層を
１層もしくは多層に被覆した被覆超硬工具の母材
として有効なことはいうまでもない。 以下、実施例にて説明する。 実施例 １ 第１表に示す組成で原料粉末を配合し、さらに
プレス助材としてのパラフインを1.5重量％加え
18−８ステンレス製の容器とWC−Co焼結合金製
のボールを用い、アセトン中で100Hのボールミ
ル混合を行なつた。これを乾燥後1.5t／cm2の圧力
にて切削用チツプをプレス成型した後、真空中で
400℃に保持し、パラフインを除去した後、窒素
分圧50Tprrの減圧窒素雰囲気下で焼結温度1400℃
に１時間保持し、焼結体を得た。なお、Ｅ及びＦ
合金に配合する（TiW）Ｃ、TiC、TiNは、上記
焼結後にそれぞれの金属成分を含むB1型炭窒化
物結晶になる。表２に合金特性、切削試験の結果
を記した。本発明合金は比較合金に比べ、明らか
に優れた性能を示すことがわかる。 〓〓〓〓〓
【表】
【表】
テスト条件
●耐摩耗試験
SCM3（Hs＝36）、SNG432
Ｖ＝120m／min、ｄ＝２mm、ｆ＝0.30mm／
rev、Ｔ＝10min ●靭性試験 〓〓〓〓〓
SCM3（溝付きHs＝36）、６インチカツター、 SPG422 Ｖ＝80m／min、ｄ＝２mm、ｆ＝0.40mm／刃、
Ｔ＝1min ●耐熱亀裂試験 SCM3（Hs＝36），６インチカツター、SPG425 Ｖ＝140m／min、ｄ＝３mm、ｆ＝0.5mm／刃、
Ｔ＝10min 実施例 ２ 実施例１の表中Ａ、Ｅ、Ｇの配合粉末を混合、
成型した後、雰囲気を変えて焼結した。得られた
焼結硬質合金を耐摩耗試験を実施例１と同様の方
法で実施した。得られた結果を表３に示す。
rev、Ｔ＝10min ●靭性試験 〓〓〓〓〓
SCM3（溝付きHs＝36）、６インチカツター、 SPG422 Ｖ＝80m／min、ｄ＝２mm、ｆ＝0.40mm／刃、
Ｔ＝1min ●耐熱亀裂試験 SCM3（Hs＝36），６インチカツター、SPG425 Ｖ＝140m／min、ｄ＝３mm、ｆ＝0.5mm／刃、
Ｔ＝10min 実施例 ２ 実施例１の表中Ａ、Ｅ、Ｇの配合粉末を混合、
成型した後、雰囲気を変えて焼結した。得られた
焼結硬質合金を耐摩耗試験を実施例１と同様の方
法で実施した。得られた結果を表３に示す。
【表】
〓〓〓〓〓
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 金属組織が８〜80重量％のWC及び／または
（MoW）Ｃのヘキサゴナル型結晶と、２〜50重量
％の第ａ、ａ、（但しTaとNbを除く）、ａ
族金属の１種または２種以上の炭窒化物からなる
B1型結晶と、Fe族金属との主として三相構造を
とる合金において、該B1型結晶のＮ／Ｃ＋Ｎの
モル比が0.1以上0.5以下の値をとることを特徴と
する焼結硬質合金。 ２ 金属組織が、８〜80重量％のWC及び／また
は（MoW）Ｃのヘキサゴナル型結晶と、２〜50
重量％の第ａ、ａ、（但しTaとNbを除く）、
ａ族金属の１種または２種以上の炭窒化物から
なるB1型結晶と、Fe族金属との主として三相構
造をとる合金で、該B1型結晶のＮ／Ｃ＋Ｎのモ
ル比が0.1以上0.5以下の値をとる焼結硬質合金の
製造法において、WC及び／または（MoW）Ｃと
B1型炭窒化物結晶とFe族金属との各粉末を混合
後、10-2〜10-4Torrの真空焼結、あるいは昇温、
保持、冷却過程で断続的もしくは連続的に窒素分
圧を0.1〜500Torrに保持することを特徴とする焼
結硬質合金の製造法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8238979A JPS565946A (en) | 1979-06-28 | 1979-06-28 | Sintered hard alloy and its manufacture |
| SE8008558A SE452341C (sv) | 1979-06-28 | 1980-12-05 | Sätt att framställa en sintrad hårdmetallprodukt med två dispersa faser och en bindefas |
| DE19813100926 DE3100926A1 (de) | 1979-06-28 | 1981-01-14 | "sintermetallhartlegierungen und verfahren zu deren herstellung" |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8238979A JPS565946A (en) | 1979-06-28 | 1979-06-28 | Sintered hard alloy and its manufacture |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS565946A JPS565946A (en) | 1981-01-22 |
| JPS6159391B2 true JPS6159391B2 (ja) | 1986-12-16 |
Family
ID=13773213
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8238979A Granted JPS565946A (en) | 1979-06-28 | 1979-06-28 | Sintered hard alloy and its manufacture |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS565946A (ja) |
| DE (1) | DE3100926A1 (ja) |
| SE (1) | SE452341C (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3020746U (ja) * | 1995-07-18 | 1996-02-06 | 日本通信機株式会社 | 電子機器実装用ラック |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2710934B2 (ja) * | 1987-07-23 | 1998-02-10 | 日立金属株式会社 | サーメット合金 |
| JPH02131803A (ja) * | 1988-11-11 | 1990-05-21 | Mitsubishi Metal Corp | 耐欠損性のすぐれた耐摩耗性サーメット製切削工具 |
| DE3842420A1 (de) * | 1988-12-16 | 1990-06-21 | Krupp Widia Gmbh | Hartmetallverbundkoerper und verfahren zu seiner herstellung |
| US5552108A (en) * | 1990-12-21 | 1996-09-03 | Sandvik Ab | Method of producing a sintered carbonitride alloy for extremely fine machining when turning with high cutting rates |
| SE469385B (sv) * | 1990-12-21 | 1993-06-28 | Sandvik Ab | Saett att framstaella en sintrad karbonitridlegering foer finbearbetning vid svarvning |
| SE469386B (sv) * | 1990-12-21 | 1993-06-28 | Sandvik Ab | Saett att framstaella en sintrad karbonitridlegering foer skaerande bearbetning |
| SE469384B (sv) * | 1990-12-21 | 1993-06-28 | Sandvik Ab | Saett att framstaella en sintrad karbonitridlegering foer finfraesning |
| SE9004118D0 (sv) * | 1990-12-21 | 1990-12-21 | Sandvik Ab | Saett foer framstaellning av en sintrad karbonitridlegering foer fin till medelgrov fraesning |
| SE518731C2 (sv) * | 1995-01-20 | 2002-11-12 | Sandvik Ab | Sätt att tillverka en titanbaserad karbonitridlegering med kontrollerbar slitstyrka och seghet |
| CN109609829A (zh) * | 2018-12-25 | 2019-04-12 | 苏州新锐合金工具股份有限公司 | Ti（C,N）基金属陶瓷氮平衡控制方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2420768A1 (de) * | 1973-06-18 | 1975-01-09 | Teledyne Ind | Karbonitridlegierungen fuer schneidwerkzeuge und verschleissteile |
-
1979
- 1979-06-28 JP JP8238979A patent/JPS565946A/ja active Granted
-
1980
- 1980-12-05 SE SE8008558A patent/SE452341C/sv not_active IP Right Cessation
-
1981
- 1981-01-14 DE DE19813100926 patent/DE3100926A1/de active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3020746U (ja) * | 1995-07-18 | 1996-02-06 | 日本通信機株式会社 | 電子機器実装用ラック |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| SE452341C (sv) | 1995-12-04 |
| JPS565946A (en) | 1981-01-22 |
| DE3100926A1 (de) | 1982-08-05 |
| DE3100926C2 (ja) | 1990-10-25 |
| SE8008558L (sv) | 1982-06-06 |
| SE452341B (sv) | 1987-11-23 |
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