JPS6330981B2 - - Google Patents
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- JPS6330981B2 JPS6330981B2 JP3878481A JP3878481A JPS6330981B2 JP S6330981 B2 JPS6330981 B2 JP S6330981B2 JP 3878481 A JP3878481 A JP 3878481A JP 3878481 A JP3878481 A JP 3878481A JP S6330981 B2 JPS6330981 B2 JP S6330981B2
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Description
本発明は従来から超微粒合金として各種用途に
多用されているWC−Co基合金を改良した（Mo、
Ｗ）Ｃ−Co基合金に関する。 一般にWC−Co系合金は切削工具、耐摩工具と
して広く用いられているが、ドリル、エンドミル
など回転工具では破損により実用に供し得ない場
合が多い。しかるに、近年WC粒を微細化して分
散強化を図り強度を増加させる試みがなされ、在
来の品種では無理または不満足とされていた各種
領域で使用に供されている。また、（Mo、Ｗ）
Ｃを鉄族金属で結合した合金も耐摩工具（特開昭
53−72710号公報）や切削工具（特開昭51−
146306号公報）に適用した例は従来から知られて
いるが、特に微粒化炭化物を用いた例は未だ知ら
れていない。 超硬合金の組織は、Co相中にWC粒子が分散し
ていると考えることができるので、その強度は本
質的に分散強化型合金に関するOrowanの式： Ty2Gb／Ｌ ……(1) Ty：引張強度 Ｇ：剛性率 ｂ：バーガースベクトル Ｌ：粒子間距離 で表わされる。粒度の微細化は式(1)のＬを減少さ
せることになり、これに伴ない強度は向上する。
実用的にもCo相厚み0.15μ程度までは微粒化によ
つて高Co合金の強度向上が図れることが本発明
者らの実験により明らかとなつた。また低Co合
金でも多少の抗折強度低下はあるが、圧縮強度増
大という利点があるので、いずれの場合も微粒化
は特性向上の有効な手段と考えられる。 また一方、ドリル、エンドミル、タツプなど回
転工具で鋼を比較的低速度において切削すると
き、工具切刃にいわゆる「構成刃先」が生成する
ことはよく知られている。通常の超硬合金を用い
ると該構成刃先が工具切刃に付着し、切削時間の
経過と共に生成脱落を繰返し超硬工具切刃は繰返
し応力を受け、遂にはチツピングを生ずる。この
現象については、主として工具と鋼との摩擦力、
反応性の小さい材料が好ましいことが本発明者ら
の研究により明らかとなつた。特に溶着性欠損に
ついては切削速度が低い時に生じ易く、特に回転
工具のうち、中心にも切刃を有する場合は、前記
工具切刃の中心は速度が０ｍ／分で外周切刃に移
行するにつれて切削速度が増大し切刃の部分毎に
構成刃先の大きさが異なり切刃が受ける応力も変
化する。したがつて、回転工具切刃のうち中心部
の切刃のみが溶着性欠損を生じ使用不能に到る場
合が多い。 以上のことから、回転工具用材料としては、(1)
切刃に繰返し応力が作用しても耐え得るだけの強
靭性を有すること、(2)構成刃先が生じにくいこと
の二つの要因を満足することが必要である。 本発明者らは上記(1)および(2)の条件を満たす材
料の開発に努めた結果、超微粒合金がこれらの条
件を満足し、特に（Mo、Ｗ）Ｃ基合金が従来の
WC基合金よりも焼結時の粒成長抑制効果を有す
るため、従来のWC基合金では得られなかつた微
粒硬質相を持つた合金の製造が可能であることを
見出した。 本発明はこの発見に基ずくものであつて、１種
もしくはそれ以上のモリブデンおよびタングステ
ンの複合炭化物または炭窒化物、あるいは該炭化
物または炭窒化物中の金属成分の30モル％以下を
周期律表ａ族およびａ族金属の少くとも１種
で置換したものからなり、それらの結晶構造が単
純ヘキサゴナル型のMC〔Ｍ：金属、Ｃ：炭素〕
タイプの化合物である硬質相を主成分とし、該硬
質相は１〜60重量％の鉄族金属で結合され、平均
粒径が0.5μ以下であり、かつマトリツクスに均一
に分散した超微粒超硬合金である。 従来のWC−Co系超硬合金では、微粒合金を製
造する場合、炭化物および合金粉末の製造条件を
調整することにより微細な炭化物を生じさせ焼結
するのであるが、液相焼結特有の溶解析出反応に
より微細な粒子が溶解し粗大な粒子の周囲に再析
出するという現象が律速となり粒成長を避けるこ
とができない。このことは第１図のWC−Co基合
金の組織写真より明らかである。ａは液相を介し
ない比較的低温での固相焼結時の組織写真であ
り、ｂは液相を介した焼結による合金の組織写真
であり、ａに比べWC粒が粗大化しているのが観
察される。 ところが、本発明者らは（Mo、Ｗ）Ｃ基合金
につき焼結現象を詳細に研究した結果驚くべき知
見を得るに至り本発明を完成したのである。すな
わち、（Mo、Ｗ）Ｃ基合金は通常のWC基合金に
見られるような溶解析出反応型のオストワルドワ
イプニングによる炭化物の粒成長は液相出現時に
も殆んど起らず、あたかも拡散律速型のしかも速
度の遅い粒成長しか示さないという事実を発見す
るに至つた。この現象は第２図の（Mo、Ｗ）Ｃ
基合金の組織写真より明らかである。併せて本発
明者らはWC基合金と（Mo、Ｗ）Ｃ基合金のこ
の決定的な焼結メカニズムの違いは微粒合金でも
全く同様であることも実験により確認した。 本発明の合金において、鉄族金属（Fe、Co、
Ni）を１〜60重量％に限定した理由は、１重量
％未満では脆すぎ、60重量％を超えると焼結性や
高温特性が悪化するからである。また炭化物また
は炭窒化物の平均粒径は0.5μ以下、特に0.1μ〜
0.3μとするが、これは0.5μを超えると微粒合金特
有の刃立性および強度が低下するからである。ま
た硬質相中のMoとＷのモル比は５≦Mo／Mo＋Ｗ≦ 95％とするのが好ましいが、これはMo／Mo＋Ｗ＜ ５ではMoの効果が何ら表れず実質的にはWC基
合金と変らないからであり、Mo／Mo＋Ｗ＞95では WC特有の単純ヘキサゴナル型の固溶体が形成さ
れにくく、また合金とした場合の焼結性が悪化す
るからである。 さらに本発明の合金の硬質相の金属部分
（Mo、Ｗ）の30モル％以下を周期律表ａ族お
よびａ族金属の少くとも１種で置換しても本発
明による分散炭化物相の微粒化による実用上の特
徴（例えば、耐チツピング性、耐溶着性）は何ら
失なわれない。しかしてこの置換量が30モル％を
超えると強度が低下するので実用には供せない。
また鉄族元素中にａ、ａ、ａ族の硬質相形
成元素が固溶するのは当然の現象であり本発明の
思想を変えるものではない。 以下本発明を実施例によつてさらに詳細に説明
する。 実施例 １ モリブデンとタングステンのアンモニウム溶液
をモリブデンとタングステンの比率が70モル％と
30モル％になるように混合した後、これを６規定
の塩酸に加えてMoとＷの共沈澱物を得た。これ
を空気中において450℃で焙焼し、（Mo07W03）
O3からなる酸化物を得た。これを水素雰囲気中
にて900℃で還元したところ平均粒径0.8〜1.0μの
（MO07W03）合金粉末を得た。これを8.9重量％
の炭素および1.0重量％のコバルトの酸化物と一
緒に混合し、一次炭化温度1750℃（水素雰囲気）
および二次炭化温度1400℃（窒素雰囲気）で各１
時間炭化処理したところ、表１に示すようなMC
（Ｍ：金属、Ｃ：炭素）タイプの炭化物が生成さ
れた。
多用されているWC−Co基合金を改良した（Mo、
Ｗ）Ｃ−Co基合金に関する。 一般にWC−Co系合金は切削工具、耐摩工具と
して広く用いられているが、ドリル、エンドミル
など回転工具では破損により実用に供し得ない場
合が多い。しかるに、近年WC粒を微細化して分
散強化を図り強度を増加させる試みがなされ、在
来の品種では無理または不満足とされていた各種
領域で使用に供されている。また、（Mo、Ｗ）
Ｃを鉄族金属で結合した合金も耐摩工具（特開昭
53−72710号公報）や切削工具（特開昭51−
146306号公報）に適用した例は従来から知られて
いるが、特に微粒化炭化物を用いた例は未だ知ら
れていない。 超硬合金の組織は、Co相中にWC粒子が分散し
ていると考えることができるので、その強度は本
質的に分散強化型合金に関するOrowanの式： Ty2Gb／Ｌ ……(1) Ty：引張強度 Ｇ：剛性率 ｂ：バーガースベクトル Ｌ：粒子間距離 で表わされる。粒度の微細化は式(1)のＬを減少さ
せることになり、これに伴ない強度は向上する。
実用的にもCo相厚み0.15μ程度までは微粒化によ
つて高Co合金の強度向上が図れることが本発明
者らの実験により明らかとなつた。また低Co合
金でも多少の抗折強度低下はあるが、圧縮強度増
大という利点があるので、いずれの場合も微粒化
は特性向上の有効な手段と考えられる。 また一方、ドリル、エンドミル、タツプなど回
転工具で鋼を比較的低速度において切削すると
き、工具切刃にいわゆる「構成刃先」が生成する
ことはよく知られている。通常の超硬合金を用い
ると該構成刃先が工具切刃に付着し、切削時間の
経過と共に生成脱落を繰返し超硬工具切刃は繰返
し応力を受け、遂にはチツピングを生ずる。この
現象については、主として工具と鋼との摩擦力、
反応性の小さい材料が好ましいことが本発明者ら
の研究により明らかとなつた。特に溶着性欠損に
ついては切削速度が低い時に生じ易く、特に回転
工具のうち、中心にも切刃を有する場合は、前記
工具切刃の中心は速度が０ｍ／分で外周切刃に移
行するにつれて切削速度が増大し切刃の部分毎に
構成刃先の大きさが異なり切刃が受ける応力も変
化する。したがつて、回転工具切刃のうち中心部
の切刃のみが溶着性欠損を生じ使用不能に到る場
合が多い。 以上のことから、回転工具用材料としては、(1)
切刃に繰返し応力が作用しても耐え得るだけの強
靭性を有すること、(2)構成刃先が生じにくいこと
の二つの要因を満足することが必要である。 本発明者らは上記(1)および(2)の条件を満たす材
料の開発に努めた結果、超微粒合金がこれらの条
件を満足し、特に（Mo、Ｗ）Ｃ基合金が従来の
WC基合金よりも焼結時の粒成長抑制効果を有す
るため、従来のWC基合金では得られなかつた微
粒硬質相を持つた合金の製造が可能であることを
見出した。 本発明はこの発見に基ずくものであつて、１種
もしくはそれ以上のモリブデンおよびタングステ
ンの複合炭化物または炭窒化物、あるいは該炭化
物または炭窒化物中の金属成分の30モル％以下を
周期律表ａ族およびａ族金属の少くとも１種
で置換したものからなり、それらの結晶構造が単
純ヘキサゴナル型のMC〔Ｍ：金属、Ｃ：炭素〕
タイプの化合物である硬質相を主成分とし、該硬
質相は１〜60重量％の鉄族金属で結合され、平均
粒径が0.5μ以下であり、かつマトリツクスに均一
に分散した超微粒超硬合金である。 従来のWC−Co系超硬合金では、微粒合金を製
造する場合、炭化物および合金粉末の製造条件を
調整することにより微細な炭化物を生じさせ焼結
するのであるが、液相焼結特有の溶解析出反応に
より微細な粒子が溶解し粗大な粒子の周囲に再析
出するという現象が律速となり粒成長を避けるこ
とができない。このことは第１図のWC−Co基合
金の組織写真より明らかである。ａは液相を介し
ない比較的低温での固相焼結時の組織写真であ
り、ｂは液相を介した焼結による合金の組織写真
であり、ａに比べWC粒が粗大化しているのが観
察される。 ところが、本発明者らは（Mo、Ｗ）Ｃ基合金
につき焼結現象を詳細に研究した結果驚くべき知
見を得るに至り本発明を完成したのである。すな
わち、（Mo、Ｗ）Ｃ基合金は通常のWC基合金に
見られるような溶解析出反応型のオストワルドワ
イプニングによる炭化物の粒成長は液相出現時に
も殆んど起らず、あたかも拡散律速型のしかも速
度の遅い粒成長しか示さないという事実を発見す
るに至つた。この現象は第２図の（Mo、Ｗ）Ｃ
基合金の組織写真より明らかである。併せて本発
明者らはWC基合金と（Mo、Ｗ）Ｃ基合金のこ
の決定的な焼結メカニズムの違いは微粒合金でも
全く同様であることも実験により確認した。 本発明の合金において、鉄族金属（Fe、Co、
Ni）を１〜60重量％に限定した理由は、１重量
％未満では脆すぎ、60重量％を超えると焼結性や
高温特性が悪化するからである。また炭化物また
は炭窒化物の平均粒径は0.5μ以下、特に0.1μ〜
0.3μとするが、これは0.5μを超えると微粒合金特
有の刃立性および強度が低下するからである。ま
た硬質相中のMoとＷのモル比は５≦Mo／Mo＋Ｗ≦ 95％とするのが好ましいが、これはMo／Mo＋Ｗ＜ ５ではMoの効果が何ら表れず実質的にはWC基
合金と変らないからであり、Mo／Mo＋Ｗ＞95では WC特有の単純ヘキサゴナル型の固溶体が形成さ
れにくく、また合金とした場合の焼結性が悪化す
るからである。 さらに本発明の合金の硬質相の金属部分
（Mo、Ｗ）の30モル％以下を周期律表ａ族お
よびａ族金属の少くとも１種で置換しても本発
明による分散炭化物相の微粒化による実用上の特
徴（例えば、耐チツピング性、耐溶着性）は何ら
失なわれない。しかしてこの置換量が30モル％を
超えると強度が低下するので実用には供せない。
また鉄族元素中にａ、ａ、ａ族の硬質相形
成元素が固溶するのは当然の現象であり本発明の
思想を変えるものではない。 以下本発明を実施例によつてさらに詳細に説明
する。 実施例 １ モリブデンとタングステンのアンモニウム溶液
をモリブデンとタングステンの比率が70モル％と
30モル％になるように混合した後、これを６規定
の塩酸に加えてMoとＷの共沈澱物を得た。これ
を空気中において450℃で焙焼し、（Mo07W03）
O3からなる酸化物を得た。これを水素雰囲気中
にて900℃で還元したところ平均粒径0.8〜1.0μの
（MO07W03）合金粉末を得た。これを8.9重量％
の炭素および1.0重量％のコバルトの酸化物と一
緒に混合し、一次炭化温度1750℃（水素雰囲気）
および二次炭化温度1400℃（窒素雰囲気）で各１
時間炭化処理したところ、表１に示すようなMC
（Ｍ：金属、Ｃ：炭素）タイプの炭化物が生成さ
れた。
【表】
このようにして得られた炭化物85重量％、ニツ
ケル粉末10重量％およびコバルト粉末５重量％を
ボールミルを用いアルコール溶媒中で120時間混
合した後、アルコールを回収し、粉末を乾燥後、
パラフインを２％投入して50トンプレスを用いて
型押後真空炉中1400℃で１時間焼成した。得られ
た合金の主な特性を表２に示す。
ケル粉末10重量％およびコバルト粉末５重量％を
ボールミルを用いアルコール溶媒中で120時間混
合した後、アルコールを回収し、粉末を乾燥後、
パラフインを２％投入して50トンプレスを用いて
型押後真空炉中1400℃で１時間焼成した。得られ
た合金の主な特性を表２に示す。
【表】
比較例
実施例１により製造した粉末および実施例１と
同様にして得た平均粒度４〜6μのWC85重量％と
コバルト15重量％からなる粉末を各々1400℃に１
時間および10時間焼成した。 合金Ａ：（Mo、Ｗ）Ｃ合金、１時間焼成 合金Ｂ：（Mo、Ｗ）Ｃ合金、10時間焼成 合金Ｃ：WC合金、１時間焼成 合金Ｄ：WC合金、10時間焼成 これらの合金をイメージアナライザーにかけて
炭化物の粒度分布を測定したところ表３のような
結果を得た。
同様にして得た平均粒度４〜6μのWC85重量％と
コバルト15重量％からなる粉末を各々1400℃に１
時間および10時間焼成した。 合金Ａ：（Mo、Ｗ）Ｃ合金、１時間焼成 合金Ｂ：（Mo、Ｗ）Ｃ合金、10時間焼成 合金Ｃ：WC合金、１時間焼成 合金Ｄ：WC合金、10時間焼成 これらの合金をイメージアナライザーにかけて
炭化物の粒度分布を測定したところ表３のような
結果を得た。
【表】
この結果から（Mo、Ｗ）Ｃ基合金は長時間焼
成においても殆んど粒成長していないことがわか
る。 実施例 ２ 実施例１の製造条件によつてａ族、ａ族元
素のB1型硬質化合物を一次炭化前に適宜配合し、
（Mo0.75W0.20Ti0.05）C0.980(E)、（Mo0.70W0.25
Ta0.05）C0.980(F)、（Mo0.50W0.38Zr0.12）C0.980
（Ｇ）、（Mo0.42W0.46Nb0.12）C0.980（Ｈ）、（Mo0.5
0
W0.42Ti0.08）（C0.9N0.1）0.965（Ｉ）の各炭化物を調
製した。これらはＸ線回折により一相であること
が確認された。 こうして得られた硬質相に15重量％のコバルト
粉末を加え、実施例１に示された条件で合金を調
製した。得られた各合金の物理特性を表４に示
す。こゝで上記炭化物Ｅ〜Ｉが合金Ｅ〜Ｉに対応
する。
成においても殆んど粒成長していないことがわか
る。 実施例 ２ 実施例１の製造条件によつてａ族、ａ族元
素のB1型硬質化合物を一次炭化前に適宜配合し、
（Mo0.75W0.20Ti0.05）C0.980(E)、（Mo0.70W0.25
Ta0.05）C0.980(F)、（Mo0.50W0.38Zr0.12）C0.980
（Ｇ）、（Mo0.42W0.46Nb0.12）C0.980（Ｈ）、（Mo0.5
0
W0.42Ti0.08）（C0.9N0.1）0.965（Ｉ）の各炭化物を調
製した。これらはＸ線回折により一相であること
が確認された。 こうして得られた硬質相に15重量％のコバルト
粉末を加え、実施例１に示された条件で合金を調
製した。得られた各合金の物理特性を表４に示
す。こゝで上記炭化物Ｅ〜Ｉが合金Ｅ〜Ｉに対応
する。
添付の第１図ａ，ｂはそれぞれWC基合金の固
相焼結、液相焼結における組織の顕微鏡写真を示
し、第２図ａ，ｂはそれぞれ（Mo、Ｗ）Ｃ基合
金の固相焼結、液相焼結における組織の顕微鏡写
真である。
相焼結、液相焼結における組織の顕微鏡写真を示
し、第２図ａ，ｂはそれぞれ（Mo、Ｗ）Ｃ基合
金の固相焼結、液相焼結における組織の顕微鏡写
真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ １種もしくはそれ以上のモリブデンおよびタ
ングステンの複合炭化物または炭窒化物、あるい
は該炭化物または炭窒化物中の金属部分の30モル
％以下を周期律表ａ族およびａ族金属の少な
くとも１種で置換したものからなり、それらの結
晶構造が単純ヘキサゴナル型のMC（Ｍ：金属；
Ｃ：炭素）タイプの化合物である硬質相を主成分
とし、該硬質相は１〜60重量％の鉄族金属で結合
され、平均粒径が0.5μ以下であり、かつマトリツ
クスに均一に分散した超微粒超硬合金。 ２ 硬質相中の金属部分におけるモリブデンの占
める割合が５〜95モル％である特許請求の範囲１
の合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3878481A JPS57155343A (en) | 1981-03-19 | 1981-03-19 | Tough superfine grain (mo, w) c-base alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3878481A JPS57155343A (en) | 1981-03-19 | 1981-03-19 | Tough superfine grain (mo, w) c-base alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57155343A JPS57155343A (en) | 1982-09-25 |
| JPS6330981B2 true JPS6330981B2 (ja) | 1988-06-21 |
Family
ID=12534918
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3878481A Granted JPS57155343A (en) | 1981-03-19 | 1981-03-19 | Tough superfine grain (mo, w) c-base alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57155343A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61168489A (ja) * | 1985-01-18 | 1986-07-30 | トキコ株式会社 | 工業用ロボツト |
-
1981
- 1981-03-19 JP JP3878481A patent/JPS57155343A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57155343A (en) | 1982-09-25 |
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