JPS5964729A - 超硬合金の製造方法 - Google Patents
超硬合金の製造方法Info
- Publication number
- JPS5964729A JPS5964729A JP57173344A JP17334482A JPS5964729A JP S5964729 A JPS5964729 A JP S5964729A JP 57173344 A JP57173344 A JP 57173344A JP 17334482 A JP17334482 A JP 17334482A JP S5964729 A JPS5964729 A JP S5964729A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- solid solution
- tic
- cemented carbide
- manufacture
- raw material
- Prior art date
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- Pending
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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】
本発明はWe 、 Tic 、 TaC、%NbC等硬
質金属炭化物もしくはこれらの複合炭化物を鉄属金属で
結合したいわゆる超硬合金に対し、zrもしくはHfの
炭化物、窒化物、酸化物および硼化物を含有した原料粉
末を用いることによシ合金の耐摩耗性、耐塑性変形性、
衝撃靭性を改善した超硬合金の製造方法に関するもので
ある。
質金属炭化物もしくはこれらの複合炭化物を鉄属金属で
結合したいわゆる超硬合金に対し、zrもしくはHfの
炭化物、窒化物、酸化物および硼化物を含有した原料粉
末を用いることによシ合金の耐摩耗性、耐塑性変形性、
衝撃靭性を改善した超硬合金の製造方法に関するもので
ある。
Zr、Hfの添加により超硬合金の耐摩耗性、耐塑性変
形性が向上することはよく知られている。
形性が向上することはよく知られている。
そしてZr5Hfの添加については本発明以前に炭化物
としての添加が提案されているが、この炭化物としての
添加は合金の靭性を著しく劣化させる欠点がある。
としての添加が提案されているが、この炭化物としての
添加は合金の靭性を著しく劣化させる欠点がある。
また水素化物としての添加が提案されているが、 □
焼結中に脱水素−炭化の過程を経るため、上記炭化物添
加と同様の結果となる。
焼結中に脱水素−炭化の過程を経るため、上記炭化物添
加と同様の結果となる。
まだ窒化物としての添加も提案されているが、化させ、
また焼結も不完全でボアーが生じる等の焼結後にこれら
窒化物が残存して合金の靭性を劣欠点がある。
また焼結も不完全でボアーが生じる等の焼結後にこれら
窒化物が残存して合金の靭性を劣欠点がある。
このようにZr、Hfの添加は焼結性の劣化を招き、焼
結欠陥を生じるため抗折力が低く、衝撃靭 :性に
劣るのが現状である。
結欠陥を生じるため抗折力が低く、衝撃靭 :性に
劣るのが現状である。
本発明はこれらZr、Hf添加に伴う焼結性の劣化を改
善し、合金の靭性を損なうことな(ZrSHf添加を可
能にし、耐摩耗性、耐塑性変形性、順欠損性に優れる超
硬合金を提供することを目的とするO 本発明の第1の特徴は、ZrもしくはHfを原料複炭窒
化物に固溶せしめた固溶体原料を用いることである□
ZrC,ZrN、%HfC5HfNを 単独に添加した
場合、これらの成分と結合相とのぬれ性の悪さおよび焼
結中にもこれらの成分が安定に存在するだめの焼結の不
活性化に基づく焼結性の劣化が生じ衝撃靭性の劣化を招
く。そこでこれらの成分を前もってWSTiの炭窒化物
に固溶させることによシぬれ性を改善し、これらの欠点
を克服した。
善し、合金の靭性を損なうことな(ZrSHf添加を可
能にし、耐摩耗性、耐塑性変形性、順欠損性に優れる超
硬合金を提供することを目的とするO 本発明の第1の特徴は、ZrもしくはHfを原料複炭窒
化物に固溶せしめた固溶体原料を用いることである□
ZrC,ZrN、%HfC5HfNを 単独に添加した
場合、これらの成分と結合相とのぬれ性の悪さおよび焼
結中にもこれらの成分が安定に存在するだめの焼結の不
活性化に基づく焼結性の劣化が生じ衝撃靭性の劣化を招
く。そこでこれらの成分を前もってWSTiの炭窒化物
に固溶させることによシぬれ性を改善し、これらの欠点
を克服した。
第2の特徴は、ZrもしくはHfを含む固溶体原料中の
WC/I’i Cを変化させ焼結性をさらに改善した点
にある。すなわち通常の超硬合金の焼結温度範囲は13
50〜1500℃であるが、この範囲での相境界はよく
知られているようにWC/TIC= 70/30と考え
てよい。従って原料固溶体のWe/Tic比が結中に固
溶体組成がWC/ Tic = 70 /30と変化す
るようにドライビングフォースが働き焼結性を向上せし
める。また焼結中に固溶体組成がWC/Tic= 50
/ 50から70/30になるに際し、固溶体周辺に
WCに富む層が形成され、結合相とのぬれ性を向上し焼
結性を向上せしめる。このような焼結の活性化及びぬれ
性の向上によpZr、Hf添加に伴う焼結性の劣化に起
因する衝撃靭性の劣化を防止し得た。
WC/I’i Cを変化させ焼結性をさらに改善した点
にある。すなわち通常の超硬合金の焼結温度範囲は13
50〜1500℃であるが、この範囲での相境界はよく
知られているようにWC/TIC= 70/30と考え
てよい。従って原料固溶体のWe/Tic比が結中に固
溶体組成がWC/ Tic = 70 /30と変化す
るようにドライビングフォースが働き焼結性を向上せし
める。また焼結中に固溶体組成がWC/Tic= 50
/ 50から70/30になるに際し、固溶体周辺に
WCに富む層が形成され、結合相とのぬれ性を向上し焼
結性を向上せしめる。このような焼結の活性化及びぬれ
性の向上によpZr、Hf添加に伴う焼結性の劣化に起
因する衝撃靭性の劣化を防止し得た。
WC/ TiC比を35 / 65〜60 / 40に
規定した理由はWC/ Ti C) 6C1/ 40で
はドライビングフォースが少なく焼結性を向上し得ない
。WC/ Tic <35 / 65では焼結中WC/
TiC= 70/30に固溶体組成が変化する際、W
Cを吸収することに伴う周辺組成の形成量が著しく多く
、固溶体同志スケルトンを形成し靭性が劣化する。従っ
てWC/ TiC比は35 / 65〜60 / 40
までとし、中でもWe/Tie=50 / 50〜60
/ 40が最も好ましい。また第3硬質物質群が0.
1未満であるとその利点が生かせず、10を越えると靭
性の劣化を生ずるため第3硬質物質群は0.1以上10
以下とする。
規定した理由はWC/ Ti C) 6C1/ 40で
はドライビングフォースが少なく焼結性を向上し得ない
。WC/ Tic <35 / 65では焼結中WC/
TiC= 70/30に固溶体組成が変化する際、W
Cを吸収することに伴う周辺組成の形成量が著しく多く
、固溶体同志スケルトンを形成し靭性が劣化する。従っ
てWC/ TiC比は35 / 65〜60 / 40
までとし、中でもWe/Tie=50 / 50〜60
/ 40が最も好ましい。また第3硬質物質群が0.
1未満であるとその利点が生かせず、10を越えると靭
性の劣化を生ずるため第3硬質物質群は0.1以上10
以下とする。
以下実施例を示す。
実施例1゜
原料粉末は第1表に示すものを用い、第2表の組成にて
秤取してステンレス製ボールミルボットとWC−Co合
金製ボールを用い24時時間式粉砕混合したスラリーを
80℃にて減圧乾燥後、大空中1900℃で1時間固溶
化処理をし原料粉末を作製した。
秤取してステンレス製ボールミルボットとWC−Co合
金製ボールを用い24時時間式粉砕混合したスラリーを
80℃にて減圧乾燥後、大空中1900℃で1時間固溶
化処理をし原料粉末を作製した。
第 1 表
(wt%)
第2表
(wt%)
第2表に示しだ原料固溶体を用い、第3表に示す合金組
成に配合後、ボールミルを用い96時間湿式粉砕し、乾
燥、成形を経て1400 ℃1時間真空焼結し合金を作
製した。得られた特性値を第4表に示す。
成に配合後、ボールミルを用い96時間湿式粉砕し、乾
燥、成形を経て1400 ℃1時間真空焼結し合金を作
製した。得られた特性値を第4表に示す。
第 4 表
第4表に示したごとく本発明合金は比較合金として第3
硬質物質群を単独に添加したものに比べ靭性の劣化はほ
とんど認められない。また第3硬質物質群を添加しない
合金に比べ高温での強度が著しく向上する。
硬質物質群を単独に添加したものに比べ靭性の劣化はほ
とんど認められない。また第3硬質物質群を添加しない
合金に比べ高温での強度が著しく向上する。
ついで上記本発明超硬合金1.3および5と比較合金A
、CおよびDについて以下に示す切削条件で連続切削試
験、断続切削試験および塑性変形性比較のだめの連続切
削試験を行い、その結果を第5表に示しだ。
、CおよびDについて以下に示す切削条件で連続切削試
験、断続切削試験および塑性変形性比較のだめの連続切
削試験を行い、その結果を第5表に示しだ。
■ 連続切削試験条件(1)
被削拐: J I S S CM3 (Hs40)切込
み:2.0關 送シ速度: 0.4mm/ rev 切削速度: 150m/min 切削時間:20m1n ■ 断続切削試験条件 被削材: JIS 80M3 (Hs40) 4つ溝
付切込み=2.0闘 切削速度: 120 m/min 切削時間:各送り2 min ■ 連続切削試験条件(2) 被削材: JIS 80M3 (Hs40)切込み:2
.0間 送シ速度:0.8闘/rev 切削速度: 200 m/min 切削時間:30sec 第5表 第5表からも明らかなように、本発明超硬今生において
は耐久抗性を劣化することなく、摩耗および刃先の塑性
変形が改善されることが認められる0 実施例2゜ 66WC−10TiC−10TaC−5NbC−I Z
rC−8C。
み:2.0關 送シ速度: 0.4mm/ rev 切削速度: 150m/min 切削時間:20m1n ■ 断続切削試験条件 被削材: JIS 80M3 (Hs40) 4つ溝
付切込み=2.0闘 切削速度: 120 m/min 切削時間:各送り2 min ■ 連続切削試験条件(2) 被削材: JIS 80M3 (Hs40)切込み:2
.0間 送シ速度:0.8闘/rev 切削速度: 200 m/min 切削時間:30sec 第5表 第5表からも明らかなように、本発明超硬今生において
は耐久抗性を劣化することなく、摩耗および刃先の塑性
変形が改善されることが認められる0 実施例2゜ 66WC−10TiC−10TaC−5NbC−I Z
rC−8C。
になるように第6表に示すB1固溶体原料粉末を用いて
配合した。
配合した。
第6表
(重量比100%に換算していない)
実施例1.と同様の方法を用いて試料を作製し諸物性を
調査した。第2図のごと(65/35≧WC/Tic≧
40/60において著しく靭性が向上することがわかる
。すなわち9.10,11は耐熱衝撃性が著しく改善さ
れることがわかる。
調査した。第2図のごと(65/35≧WC/Tic≧
40/60において著しく靭性が向上することがわかる
。すなわち9.10,11は耐熱衝撃性が著しく改善さ
れることがわかる。
次にスローアウェイチップを作製し切削性能を比較した
。
。
切削条件は以下の通り。
被削材: SCM4 (I(B40)
切削様式=1枚刃取り付け、フライス切削切削速度:
150m/min 送 リ 量:0,1m+x/刃 切込み:2.0關 切削時間:45分 切削後クレータ一部に発生した熱クラツクの本数を第7
表に示す。
150m/min 送 リ 量:0,1m+x/刃 切込み:2.0關 切削時間:45分 切削後クレータ一部に発生した熱クラツクの本数を第7
表に示す。
第 7 表
本発明は上述のように構成したものであり、Bl型固溶
体出発原料の特にWCとTICの比を調整することによ
り焼結過程中にB1固溶体表面上にFe族金属とのぬれ
性のよいWCを析出させ著しい靭性、耐摩耗性の向上を
みたもので、従来添加量が眠られていたZr5Hfの炭
化物あるいは炭窒化物を多量に添加することが、可能と
なった。
体出発原料の特にWCとTICの比を調整することによ
り焼結過程中にB1固溶体表面上にFe族金属とのぬれ
性のよいWCを析出させ著しい靭性、耐摩耗性の向上を
みたもので、従来添加量が眠られていたZr5Hfの炭
化物あるいは炭窒化物を多量に添加することが、可能と
なった。
第1図はWC−Tic−第3硬質物質群の重量比率を表
わす図、第2図は出発原料のWC/Tic比に伴う靭性
の変化を示す図である。
わす図、第2図は出発原料のWC/Tic比に伴う靭性
の変化を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、 WCおよびBl型固溶体からなる硬質相とFe
1Co、 Niの1種または2種よシなる結合相から構
成される超硬合金の製造において、原料粉末として第1
図のWCs TiCおよび第3の硬質物質群におけるA
、B、C,Dの4点で囲まれた内部の組成の固溶体を用
い、かつ上記第3の硬質物質群がZrもしくはHfの炭
化物、酸化物および窒化物のうち1種または2種からな
ることを特徴とする超硬合金の製造方法。 2、上記Ticの50tki4:%以内をTiNで置換
することを特徴とする特許請求の範囲第1項記載の超硬
合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP57173344A JPS5964729A (ja) | 1982-10-04 | 1982-10-04 | 超硬合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP57173344A JPS5964729A (ja) | 1982-10-04 | 1982-10-04 | 超硬合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5964729A true JPS5964729A (ja) | 1984-04-12 |
Family
ID=15958676
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP57173344A Pending JPS5964729A (ja) | 1982-10-04 | 1982-10-04 | 超硬合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5964729A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1689898B1 (en) | 2003-12-03 | 2009-05-27 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
US8394169B2 (en) | 2003-12-03 | 2013-03-12 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
-
1982
- 1982-10-04 JP JP57173344A patent/JPS5964729A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1689898B1 (en) | 2003-12-03 | 2009-05-27 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
US8394169B2 (en) | 2003-12-03 | 2013-03-12 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
EP1689898B2 (en) † | 2003-12-03 | 2018-10-10 | Kennametal Inc. | Cemented carbide body containing zirconium and niobium and method of making the same |
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