JPS634618B2 - - Google Patents
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- JPS634618B2 JPS634618B2 JP57098281A JP9828182A JPS634618B2 JP S634618 B2 JPS634618 B2 JP S634618B2 JP 57098281 A JP57098281 A JP 57098281A JP 9828182 A JP9828182 A JP 9828182A JP S634618 B2 JPS634618 B2 JP S634618B2
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
本発明は高強度、高靭性をもつ切削用および耐
摩耗用の超硬質合金に関するものである。 硬質合金、またはサーメツトと呼ばれる切削用
または耐摩耗用に用いられる硬合金は、約80〜97
重量％以上の硬質相と約３〜20重量％の結合相か
らなつており、一般に粉末冶金法により製造され
る。そのため、特に焼結条件により合金の物性は
非常に大きな影響を受ける。 特に硬質相が微粒であることが必要なエンドミ
ル用合金などにおいては、焼結過程における粒成
長を押えることが極めて重要となる。粒成長を抑
えるためには、液相出現前の固相焼結時における
粒子の合体を押えること、液相出現後の液相を介
しての溶解析出を押えることが必要となる。 このうち、粒成長の最も大きな割合を占める液
相出現後の粒成長を押えるための方法としては、
以下の２通りが考えられる。１つは焼結温度を下
げること、もう１つは焼結時間を短くすることで
ある。しかし、液相中での拡散が温度上昇ととも
に急激に活発となることを考えると、焼結温度を
下げることが、粒成長を抑制するのに最も有効な
方法であると考えられる。 しかし、従来技術においては、焼結温度を下げ
ると焼結性が著しく低下し、気孔やバインダープ
ールなどの欠陥が発生し、強度上好ましくない。
したがつて、ある程度粒成長することは避けられ
なかつたのが現状である。 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提供することを目的とするも
のである。 本発明は上記目的を達成するために、硬質相の
原料粉末として0.7μm以下の粉末を用い、かつ結
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ものである。 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。よつて、当然のことながら表面拡散も活発と
なる。そこで、発明者らは硬質合金の製造にあた
り、結合合金の一部または全部として超微粒粉末
を用いることにより、焼結初期より表面拡散によ
る固相焼結を活発に起こし得るであろうことに着
眼し、本発明を成したものである。 驚くべきことに、本発明によれば、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等は確認した。こ
の場合、焼結時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。また、本発明より得ら
れた硬質合金は硬質相が微細なため、従来技術に
よるものに比べ、著しく高強度、高靭性なものと
なる。 本発明において使用する超微粒粉末は、結合金
属原料の粒径が100Å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。 また硬質相の原料粉末の平均粒径は0.7μm以下
でなくてはならず、それより大きい場合は焼結温
度の低下が望めず、従つて粒成長を抑制すること
ができず、高強度，高靭性の合金を得ることが困
難である。 実施例 １ 原料粉末として、粒度0.7μmのWC，および粒
度2.0μmのCo5％および粒度800ÅのCo5％を用
い、WC―10wt％Co合金を調整し粒度測定を行
なつた。その結果を第１表に示す。
摩耗用の超硬質合金に関するものである。 硬質合金、またはサーメツトと呼ばれる切削用
または耐摩耗用に用いられる硬合金は、約80〜97
重量％以上の硬質相と約３〜20重量％の結合相か
らなつており、一般に粉末冶金法により製造され
る。そのため、特に焼結条件により合金の物性は
非常に大きな影響を受ける。 特に硬質相が微粒であることが必要なエンドミ
ル用合金などにおいては、焼結過程における粒成
長を押えることが極めて重要となる。粒成長を抑
えるためには、液相出現前の固相焼結時における
粒子の合体を押えること、液相出現後の液相を介
しての溶解析出を押えることが必要となる。 このうち、粒成長の最も大きな割合を占める液
相出現後の粒成長を押えるための方法としては、
以下の２通りが考えられる。１つは焼結温度を下
げること、もう１つは焼結時間を短くすることで
ある。しかし、液相中での拡散が温度上昇ととも
に急激に活発となることを考えると、焼結温度を
下げることが、粒成長を抑制するのに最も有効な
方法であると考えられる。 しかし、従来技術においては、焼結温度を下げ
ると焼結性が著しく低下し、気孔やバインダープ
ールなどの欠陥が発生し、強度上好ましくない。
したがつて、ある程度粒成長することは避けられ
なかつたのが現状である。 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提供することを目的とするも
のである。 本発明は上記目的を達成するために、硬質相の
原料粉末として0.7μm以下の粉末を用い、かつ結
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ものである。 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。よつて、当然のことながら表面拡散も活発と
なる。そこで、発明者らは硬質合金の製造にあた
り、結合合金の一部または全部として超微粒粉末
を用いることにより、焼結初期より表面拡散によ
る固相焼結を活発に起こし得るであろうことに着
眼し、本発明を成したものである。 驚くべきことに、本発明によれば、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等は確認した。こ
の場合、焼結時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。また、本発明より得ら
れた硬質合金は硬質相が微細なため、従来技術に
よるものに比べ、著しく高強度、高靭性なものと
なる。 本発明において使用する超微粒粉末は、結合金
属原料の粒径が100Å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。 また硬質相の原料粉末の平均粒径は0.7μm以下
でなくてはならず、それより大きい場合は焼結温
度の低下が望めず、従つて粒成長を抑制すること
ができず、高強度，高靭性の合金を得ることが困
難である。 実施例 １ 原料粉末として、粒度0.7μmのWC，および粒
度2.0μmのCo5％および粒度800ÅのCo5％を用
い、WC―10wt％Co合金を調整し粒度測定を行
なつた。その結果を第１表に示す。
【表】
第１表において、試料ＡはWCの10％を平均粒
径700Åの超微粒粉で置換し、1300℃，１時間の
焼結を行なつたものである。また、試料Ｂはすべ
て1.5μmのWCを用いた比較材であり、1400℃，
１時間の焼結を行なつたものである。 第１表から原料粉の一部を超微粒粉で置換した
ものの方が平均粒度が小さくなることがわかる。 実施例 ２ 上記実施例１の試料Ａおよび試料Ｂの合金、お
よび原料粉末として、粒度0.6μmのTiC，粒度
0.5μmのMo2C，粒度1.5μmのZrN，TiB2，
TiO2，粒度0.8μmのCr，粒度0.9μmのFe，粒度
2.7μmのNiを用いて調整したTiC―20wt％Mo2C
―1wt％ZrN―0.8wt％TiB2―0.8wt％TiO2―1wt
％Cr―1wt％Fe―20wt％Ni合金Ｃ，Ｄについて、
それぞれ室温抗折力を測定した。その結果を第２
表に示す。 第２表において、試料Ｃは2.7μmNiの５％を
600ÅのNi粉で置換しかつTiCの10％を平均粒径
300Åの超微粒粉末で置換し、1250℃，１時間の
焼結を行なつたもの、試料Ｄは1350℃，１時間の
焼結を行なつたものである。
径700Åの超微粒粉で置換し、1300℃，１時間の
焼結を行なつたものである。また、試料Ｂはすべ
て1.5μmのWCを用いた比較材であり、1400℃，
１時間の焼結を行なつたものである。 第１表から原料粉の一部を超微粒粉で置換した
ものの方が平均粒度が小さくなることがわかる。 実施例 ２ 上記実施例１の試料Ａおよび試料Ｂの合金、お
よび原料粉末として、粒度0.6μmのTiC，粒度
0.5μmのMo2C，粒度1.5μmのZrN，TiB2，
TiO2，粒度0.8μmのCr，粒度0.9μmのFe，粒度
2.7μmのNiを用いて調整したTiC―20wt％Mo2C
―1wt％ZrN―0.8wt％TiB2―0.8wt％TiO2―1wt
％Cr―1wt％Fe―20wt％Ni合金Ｃ，Ｄについて、
それぞれ室温抗折力を測定した。その結果を第２
表に示す。 第２表において、試料Ｃは2.7μmNiの５％を
600ÅのNi粉で置換しかつTiCの10％を平均粒径
300Åの超微粒粉末で置換し、1250℃，１時間の
焼結を行なつたもの、試料Ｄは1350℃，１時間の
焼結を行なつたものである。
【表】
実施例 ３
WC―10wt％TiC―10wt％TaC―1wt％Mo―
1wt％Ｗ―5wt％Ni―5wt％Feの組成をもつ超硬
合金の耐欠損試験の結果を第３表に示す。ここ
で、WC，TiC，TaC，Mo，Ｗ，Ni，Feの粒度
は、それぞれ1.5，2.5，2.7，0.8，0.6，2.7，
2.5μmである。第３表において、試料Ｅは
2.5μmFeの３％を平均粒径500ÅのFeにかつWC
の10％を平均粒径500Åの超微粒粉末で置き換え
たもの（焼結温度1300℃）、試料Ｆは置き換えて
いないもの（焼結温度1400℃）である。
1wt％Ｗ―5wt％Ni―5wt％Feの組成をもつ超硬
合金の耐欠損試験の結果を第３表に示す。ここ
で、WC，TiC，TaC，Mo，Ｗ，Ni，Feの粒度
は、それぞれ1.5，2.5，2.7，0.8，0.6，2.7，
2.5μmである。第３表において、試料Ｅは
2.5μmFeの３％を平均粒径500ÅのFeにかつWC
の10％を平均粒径500Åの超微粒粉末で置き換え
たもの（焼結温度1300℃）、試料Ｆは置き換えて
いないもの（焼結温度1400℃）である。
【表】
【表】
本発明により硬質合金の焼結温度を従来よりも
百数十度下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。 実施例 ４ 原料として平均粒径0.5〜0.7μmの粉末および一
部300〜1500Åの超微粉を用い、第４表の合金を
作製した。
百数十度下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。 実施例 ４ 原料として平均粒径0.5〜0.7μmの粉末および一
部300〜1500Åの超微粉を用い、第４表の合金を
作製した。
【表】
次にこれら作製した合金の物性を測定した。
第５表にその値を示す。
【表】
【表】
このように平均粒径1000Å以下の超微粉金属粉
末を結合金属の全部又は一部に使用することによ
り、適宜焼結温度を低下させることが可能とな
り、その結果強度（曲げ強度）および靭性（クラ
ツク長）の向上が可能となることがわかる。
末を結合金属の全部又は一部に使用することによ
り、適宜焼結温度を低下させることが可能とな
り、その結果強度（曲げ強度）および靭性（クラ
ツク長）の向上が可能となることがわかる。
Claims (1)
- １ 周期率表ａ族，ａ族，ａ族遷移金属元
素の一種以上と、Ｃ，Ｎ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のうちの一種以上
を硬質物質とし、これを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３〜20重量％
にて結合した超硬質合金を得るに際し、上記硬質
相の原料粉末として、粒度0.7μm以下のものを用
い、かつ上記結合金属の原料の一部または全部と
して粒径が1000Å以下の超微粒粉末を用いること
を特徴とする超硬質合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9828182A JPS58217657A (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 |
|---|---|---|---|
| JP9828182A JPS58217657A (ja) | 1982-06-08 | 1982-06-08 | 超硬質合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58217657A JPS58217657A (ja) | 1983-12-17 |
| JPS634618B2 true JPS634618B2 (ja) | 1988-01-29 |
Family
ID=14215539
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9828182A Granted JPS58217657A (ja) | 1982-06-08 | 1982-06-08 | 超硬質合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58217657A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60208448A (ja) * | 1984-03-30 | 1985-10-21 | Nippon Tungsten Co Ltd | 炭化タングステン−鉄系超硬合金とその製造方法 |
| JPS61195951A (ja) * | 1985-02-26 | 1986-08-30 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 高靭性超硬合金 |
| SE454059B (sv) * | 1985-09-12 | 1988-03-28 | Santrade Ltd | Sett att framstella pulverpartiklar for finkorniga hardmateriallegeringar |
| JPH03134102A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-06-07 | Nippon Steel Corp | 焼結添加用粉末および焼結方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5198609A (ja) * | 1975-02-26 | 1976-08-31 | Chokogokinyokobarutogokinfunmatsu | |
| JPS51126309A (en) * | 1975-04-28 | 1976-11-04 | Daijietsuto Kogyo Kk | Process for producing a tungsten carbide-based super alloy |
| JPS55152109A (en) * | 1979-05-15 | 1980-11-27 | Ulvac Corp | Method for low temperature bonding |
-
1982
- 1982-06-08 JP JP9828182A patent/JPS58217657A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5198609A (ja) * | 1975-02-26 | 1976-08-31 | Chokogokinyokobarutogokinfunmatsu | |
| JPS51126309A (en) * | 1975-04-28 | 1976-11-04 | Daijietsuto Kogyo Kk | Process for producing a tungsten carbide-based super alloy |
| JPS55152109A (en) * | 1979-05-15 | 1980-11-27 | Ulvac Corp | Method for low temperature bonding |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58217657A (ja) | 1983-12-17 |
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