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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- Japan
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- solid solution
- tic
- cemented carbide
- manufacture
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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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