JPH04263038A - 超硬合金 - Google Patents
超硬合金Info
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- JPH04263038A JPH04263038A JP9163790A JP9163790A JPH04263038A JP H04263038 A JPH04263038 A JP H04263038A JP 9163790 A JP9163790 A JP 9163790A JP 9163790 A JP9163790 A JP 9163790A JP H04263038 A JPH04263038 A JP H04263038A
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、ＷＣおよびＢ１型固溶体を主体として、残部
Ｃｏ等のＦｅ属金属から構成される超硬合金に関するも
のであり、特に、その耐摩耗性および衝撃靭性の改善に
関するものである。
Ｃｏ等のＦｅ属金属から構成される超硬合金に関するも
のであり、特に、その耐摩耗性および衝撃靭性の改善に
関するものである。
ＷＣとＢ１型固溶体（但し、ＷＣとＢ１型固溶体は、重
量比でＷＣ／Ｂ１型固溶体＝９７／３〜７０／３０の範
囲）９８〜７０重量％と、Ｃｏを主体とするＦｅ族金属
２〜３０重量％とからなる超硬合金は、良く知られてい
るように、耐熱性・耐摩耗性・耐酸化性等に富むため、
鋼、鋳鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼、タグタイル鋳
鋼等の切削工具用に広く用いられている。
量比でＷＣ／Ｂ１型固溶体＝９７／３〜７０／３０の範
囲）９８〜７０重量％と、Ｃｏを主体とするＦｅ族金属
２〜３０重量％とからなる超硬合金は、良く知られてい
るように、耐熱性・耐摩耗性・耐酸化性等に富むため、
鋼、鋳鋼、ステンレス鋼、高マンガン鋼、タグタイル鋳
鋼等の切削工具用に広く用いられている。
従来、この種の超硬合金の硬質相におけるＢ１型固溶体
は、 ■出発原料として、ＴｉＣおよびＴａＣを使用し、焼結
過程中でＷＣの一部と固溶させて形成する。
は、 ■出発原料として、ＴｉＣおよびＴａＣを使用し、焼結
過程中でＷＣの一部と固溶させて形成する。
■出発原料として、Ｄ．Ｃと呼ばれるＷＣとＴｉＣの固
溶体およびＴａＣを使用し、焼結過程中にこれらを固溶
させる。
溶体およびＴａＣを使用し、焼結過程中にこれらを固溶
させる。
■出発原料として、ＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣ三元固溶炭化
物を用いる、等の方法が知られている。
物を用いる、等の方法が知られている。
尚、上記Ｄ．Ｃまたは三元固溶炭化物としては、通常、
その中に含まれるＷＣとＴｉＣが重量比でＷＣ／ＴｉＣ
＝７０／３０〜９７／３のものが用いられる。これはＴ
ｉＣの耐酸化性、耐摩耗性の特長と、ＴａＣの高温での
強靭性の双方の性質をバランスよく加味させるためであ
る。
その中に含まれるＷＣとＴｉＣが重量比でＷＣ／ＴｉＣ
＝７０／３０〜９７／３のものが用いられる。これはＴ
ｉＣの耐酸化性、耐摩耗性の特長と、ＴａＣの高温での
強靭性の双方の性質をバランスよく加味させるためであ
る。
ＷＣは状態図上必然的にＴｉＣ−ＴａＣからなる固溶炭
化物に吸収され、３元固溶炭化物となる。
化物に吸収され、３元固溶炭化物となる。
また、ＴａＣは非常に高価であるために、その一部をＮ
ｂＣで置換することも提案されているが、従来知られて
いるＮｂＣ置換量は、高々３０重量％までであり、それ
以上置換した場合には、合金の諸性質が低下するとされ
ている。
ｂＣで置換することも提案されているが、従来知られて
いるＮｂＣ置換量は、高々３０重量％までであり、それ
以上置換した場合には、合金の諸性質が低下するとされ
ている。
上述したように、従来は硬質相におけるＢ１型固溶体と
して、ＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣ固溶体が主として用いられ
てきたが、最近Ｂ１型固溶体としてＨｆＣ、ＶＣ、ある
いはＺｒＣなどの優れた性質を利用しようとの試みもな
されている。しかしながら、これらの炭化物を実際に超
硬合金に多量に含有させ、実用に供している例はあまり
見当らない。その理由は必ずしも明かでないが、これら
の炭化物を多量に含有するほど機械的靭性あるいは熱的
靭性が劣化することが主な原因と考えられる。すなわち
、元来、Ｂ１型固溶体とＦｅ族金属とのぬれ性はＷＣと
Ｆｅ族金属との濡れ性ほど良好ではない。しかるに、Ｂ
１型固溶体中に更にＨｆ、Ｚｒ、またはＶの炭化物や窒
化物を含有させた場合には、より一層ぬれ性が劣化し靭
性をおとすことが経験上知られており、このことが実用
合金として多量に含有できない原因とおもわれる。
して、ＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣ固溶体が主として用いられ
てきたが、最近Ｂ１型固溶体としてＨｆＣ、ＶＣ、ある
いはＺｒＣなどの優れた性質を利用しようとの試みもな
されている。しかしながら、これらの炭化物を実際に超
硬合金に多量に含有させ、実用に供している例はあまり
見当らない。その理由は必ずしも明かでないが、これら
の炭化物を多量に含有するほど機械的靭性あるいは熱的
靭性が劣化することが主な原因と考えられる。すなわち
、元来、Ｂ１型固溶体とＦｅ族金属とのぬれ性はＷＣと
Ｆｅ族金属との濡れ性ほど良好ではない。しかるに、Ｂ
１型固溶体中に更にＨｆ、Ｚｒ、またはＶの炭化物や窒
化物を含有させた場合には、より一層ぬれ性が劣化し靭
性をおとすことが経験上知られており、このことが実用
合金として多量に含有できない原因とおもわれる。
本発明は、上記欠点すなわちＢ１型固溶体とＦｅ族金属
のぬれ性を改良し、衝撃靭性、熱的靭性、および耐摩耗
性を改善した新規な超硬合金を提供することを目的とす
る。
のぬれ性を改良し、衝撃靭性、熱的靭性、および耐摩耗
性を改善した新規な超硬合金を提供することを目的とす
る。
上記目的を達成するために、本発明は、重量％で、ＷＣ
およびＢ１型固溶体を合計で９８〜７０重量％（但し、
ＷＣとＢ１型固溶体の含有量は、重量比で、ＷＣ／Ｂ１
型固溶体の重量比は、９７／３〜７０／３０の範囲内）
と、Ｃｏを主体とする２〜３０重量％のＦｅ族金属とか
ら構成されるＷＣ基超硬合金において、上記Ｂ１型固溶
体が、ＷＣおよびＴｉＣならび第３の硬質物質（但し、
該第３の硬質物質ＭはＨｆＣ、ＺｒＣ、またはＶＣのう
ちの１種または２種以上からなり、その５〜３０重量％
がＨｆＮ、ＺｒＮ、またはＶＮで置換されたもの）Ｍか
ら構成され、かつＷＣ−ＴｉＣ−Ｍの重量比率を表す第
１図における点Ａ（６３．８ＷＣ−３４．４ＴｉＣ−１
．８Ｍ）、点Ｂ（３８．８ＷＣ−５８、１ＴｉＣ−３．
１Ｍ）、点Ｃ（２１．１ＷＣ−３１．５ＴｉＣ−４７．
４Ｍ）、点Ｄ（４２．６ＷＣ−２３．０ＴｉＣ−３４．
４Ｍ）の４点を結ぶ線で囲まれた領域内の固溶体である
ことを特徴とするものである。
およびＢ１型固溶体を合計で９８〜７０重量％（但し、
ＷＣとＢ１型固溶体の含有量は、重量比で、ＷＣ／Ｂ１
型固溶体の重量比は、９７／３〜７０／３０の範囲内）
と、Ｃｏを主体とする２〜３０重量％のＦｅ族金属とか
ら構成されるＷＣ基超硬合金において、上記Ｂ１型固溶
体が、ＷＣおよびＴｉＣならび第３の硬質物質（但し、
該第３の硬質物質ＭはＨｆＣ、ＺｒＣ、またはＶＣのう
ちの１種または２種以上からなり、その５〜３０重量％
がＨｆＮ、ＺｒＮ、またはＶＮで置換されたもの）Ｍか
ら構成され、かつＷＣ−ＴｉＣ−Ｍの重量比率を表す第
１図における点Ａ（６３．８ＷＣ−３４．４ＴｉＣ−１
．８Ｍ）、点Ｂ（３８．８ＷＣ−５８、１ＴｉＣ−３．
１Ｍ）、点Ｃ（２１．１ＷＣ−３１．５ＴｉＣ−４７．
４Ｍ）、点Ｄ（４２．６ＷＣ−２３．０ＴｉＣ−３４．
４Ｍ）の４点を結ぶ線で囲まれた領域内の固溶体である
ことを特徴とするものである。
本発明の特長は、特に出発原料としてのＢ１型固溶体に
おけるＷＣとＴｉＣの重量比を調整することによって、
Ｂ１型固溶体のぬれ性を改善したことにある。すなわち
、本発明者等は硬質相におけるＢ１型固溶体を構成する
成分について、その原料粉末の組成と諸物性との関係、
および原料粉末組成と焼結体の組織の相関等に関して詳
細な検討を加えたところ、次のような驚くべき事実を見
出した。■原料粉末として、Ｄ．Ｃと他の硬質物質を用
いて焼結過程中で固溶させＢ１型固溶体を構成するより
も、あらかじめ所定成分組成のＢ１型固溶体を作成し、
これを出発原料として用いる方が、得られる焼結体の硬
さが高く耐摩耗性に優れている。この場合靭性は同等で
ある。■Ｂ１型固溶体出発原料中のＷＣとＴｉＣの含有
比によって靭性は大きく変化し、靭性を最も向上させる
最適範囲が存在する。
おけるＷＣとＴｉＣの重量比を調整することによって、
Ｂ１型固溶体のぬれ性を改善したことにある。すなわち
、本発明者等は硬質相におけるＢ１型固溶体を構成する
成分について、その原料粉末の組成と諸物性との関係、
および原料粉末組成と焼結体の組織の相関等に関して詳
細な検討を加えたところ、次のような驚くべき事実を見
出した。■原料粉末として、Ｄ．Ｃと他の硬質物質を用
いて焼結過程中で固溶させＢ１型固溶体を構成するより
も、あらかじめ所定成分組成のＢ１型固溶体を作成し、
これを出発原料として用いる方が、得られる焼結体の硬
さが高く耐摩耗性に優れている。この場合靭性は同等で
ある。■Ｂ１型固溶体出発原料中のＷＣとＴｉＣの含有
比によって靭性は大きく変化し、靭性を最も向上させる
最適範囲が存在する。
上記■の理由については詳細不明であるが、おそらくＤ
．Ｃを用いた場合、焼結過程中で他の硬質物質がＤ．Ｃ
に固溶して粒成長が生ずることに一因があるものと思わ
れる。
．Ｃを用いた場合、焼結過程中で他の硬質物質がＤ．Ｃ
に固溶して粒成長が生ずることに一因があるものと思わ
れる。
上記■の理由については第２図を用いて満足のいく説明
が出来る。すなわち、通常の超硬合金の焼結温度範囲は
１３５０℃〜１５００℃であるが、この範囲での相境界
は、良く知られているように、ＷＣ／ＴｉＣ＝７０／３
０の線上と考えて良い。
が出来る。すなわち、通常の超硬合金の焼結温度範囲は
１３５０℃〜１５００℃であるが、この範囲での相境界
は、良く知られているように、ＷＣ／ＴｉＣ＝７０／３
０の線上と考えて良い。
そして、Ｂ１型固溶体出発原料のＷＣ／ＴｉＣの比がこ
の相境界とずれている場合、例えば、第２図上のａ点や
ｃ点の組成である場合、焼結過程でａ点からｂ点へ、あ
るいはｃ点からｂ点へとＢ１型固溶体の組成が変化する
ような駆動力（ｄｒｉｖｉｎｇ ｆｏｒｃｅ）が働く。
の相境界とずれている場合、例えば、第２図上のａ点や
ｃ点の組成である場合、焼結過程でａ点からｂ点へ、あ
るいはｃ点からｂ点へとＢ１型固溶体の組成が変化する
ような駆動力（ｄｒｉｖｉｎｇ ｆｏｒｃｅ）が働く。
しかしながら注目すべきことは、Ｂ１型固溶体中でのＷ
の拡散速度は１３５０℃〜１５００℃において非常に遅
く、このためＢ１型固溶体が有芯構造となる点である。
の拡散速度は１３５０℃〜１５００℃において非常に遅
く、このためＢ１型固溶体が有芯構造となる点である。
すなわち、ａ点の組成を有するＢ１型固溶体を出発原料
として用いた場合には、焼結過程でＷＣを放出してＷＣ
ｐｏｏｒ側に移行するため、内部に比べて表層部はＷ
Ｃがｐｏｏｒになる。一方、ｃ点の組成から成るＢ１型
固溶体を出発原料として用いた場合には、焼結過程に周
辺にあるＷＣ原料粉末粒子との相境界からＢ１型固溶体
原料粒子中にＷＣを取り込んでＷＣ ｒｉｃｈ側に移行
するため、内部に比べて表層前がＷＣ ｒｉｃｈな固溶
体が形成される。第３図はこのようにして形成される有
芯構造を模式的に示したものである。
として用いた場合には、焼結過程でＷＣを放出してＷＣ
ｐｏｏｒ側に移行するため、内部に比べて表層部はＷ
Ｃがｐｏｏｒになる。一方、ｃ点の組成から成るＢ１型
固溶体を出発原料として用いた場合には、焼結過程に周
辺にあるＷＣ原料粉末粒子との相境界からＢ１型固溶体
原料粒子中にＷＣを取り込んでＷＣ ｒｉｃｈ側に移行
するため、内部に比べて表層前がＷＣ ｒｉｃｈな固溶
体が形成される。第３図はこのようにして形成される有
芯構造を模式的に示したものである。
相境界よりＷＣがｐｏｏｒなＢ１型固溶体を出発原料と
して用いた場合は、表層部におけるＷＣが非常に高濃度
と成るためＦｅ族金属との濡れ性は著しく改善される。
して用いた場合は、表層部におけるＷＣが非常に高濃度
と成るためＦｅ族金属との濡れ性は著しく改善される。
本発明の最も特長とする点は、まさにこの点にある。す
なわち、本発明は、Ｂ１型固溶体の表面にＷＣを析出さ
せることによって、非常に焼結性は悪るいが工具材料と
しては優れた性質を有するＺｒＣ、ＶＣ、ＨｆＣ等の炭
化物、あるいはＺｒＮ、ＶＮ、ＨｆＮ等の窒化物をＢ１
型固溶体成分として超硬合金に多量に含有させることを
可能ならしめたものである。
なわち、本発明は、Ｂ１型固溶体の表面にＷＣを析出さ
せることによって、非常に焼結性は悪るいが工具材料と
しては優れた性質を有するＺｒＣ、ＶＣ、ＨｆＣ等の炭
化物、あるいはＺｒＮ、ＶＮ、ＨｆＮ等の窒化物をＢ１
型固溶体成分として超硬合金に多量に含有させることを
可能ならしめたものである。
本発明において、好ましい効果を得るためには、ＷＣと
ＴｉＣの含有量に留意することが望ましく、重量比で、
６５／３５≧ＷＣ／ＴｉＣ≧４０／６０の範囲とするの
が良い。また、更に良い性質を得るためには６０／４０
≧ＷＣ／ＴｉＣ≧５０／５０の範囲とすることが望まし
い。ＷＣ／ＴｉＣ＞６５／３５ではＢ１型固溶体の表面
にあまりＷＣが析出せず靭性が改善されず、一方、ＷＣ
／ＴｉＣ＜４０／６０では、ＷＣ析出層の厚みがありす
ぎてＢ１型固溶体の性質が失われるので望ましくないた
めである。
ＴｉＣの含有量に留意することが望ましく、重量比で、
６５／３５≧ＷＣ／ＴｉＣ≧４０／６０の範囲とするの
が良い。また、更に良い性質を得るためには６０／４０
≧ＷＣ／ＴｉＣ≧５０／５０の範囲とすることが望まし
い。ＷＣ／ＴｉＣ＞６５／３５ではＢ１型固溶体の表面
にあまりＷＣが析出せず靭性が改善されず、一方、ＷＣ
／ＴｉＣ＜４０／６０では、ＷＣ析出層の厚みがありす
ぎてＢ１型固溶体の性質が失われるので望ましくないた
めである。
また、本発明において、第３の硬質物質Ｍとして、Ｚｒ
Ｃ、ＨｆＣ、ＶＣを選んだ理由は、これらの炭化物はＴ
ｉＣおよびＷＣとの固溶体を形成した場合、耐フランク
摩耗性、および耐クレーター摩耗性が著しく向上するた
めである。ＺｒＮ、ＨｆＮ、ＶＮ等についても同様の理
由による。特に窒化物の場合には、焼結性が炭化物より
もちらに悪いため、本発明によってはじめて多量に含有
することが可能となったものである。
Ｃ、ＨｆＣ、ＶＣを選んだ理由は、これらの炭化物はＴ
ｉＣおよびＷＣとの固溶体を形成した場合、耐フランク
摩耗性、および耐クレーター摩耗性が著しく向上するた
めである。ＺｒＮ、ＨｆＮ、ＶＮ等についても同様の理
由による。特に窒化物の場合には、焼結性が炭化物より
もちらに悪いため、本発明によってはじめて多量に含有
することが可能となったものである。
また、ＴｉＣに対する第３の硬質物質Ｍの重量比を９５
／５≦ＴｉＣ／第３の硬質物質Ｍ≦４０／６０とした理
由は、第３の硬質物質Ｍの含有量が９５／５未満と少な
い場合には当該第３の硬質物質含有による良い性質が引
き出せないためであり、一方、４０／６０を超えて含有
させた場合には、Ｆｅ族金属とのぬれ性が悪くなるため
である。
／５≦ＴｉＣ／第３の硬質物質Ｍ≦４０／６０とした理
由は、第３の硬質物質Ｍの含有量が９５／５未満と少な
い場合には当該第３の硬質物質含有による良い性質が引
き出せないためであり、一方、４０／６０を超えて含有
させた場合には、Ｆｅ族金属とのぬれ性が悪くなるため
である。
尚、本発明者等の実験結果によれば、８０／２０≦第３
の硬質物質Ｍ≦５０／５０では、さらに靭性、耐摩耗性
、耐熱性において望ましい改善効果が得られた。
の硬質物質Ｍ≦５０／５０では、さらに靭性、耐摩耗性
、耐熱性において望ましい改善効果が得られた。
本発明において、第３の硬質物質Ｍにおける窒化物の置
換量を３０％以下としたのも上記と同様の理由による。
換量を３０％以下としたのも上記と同様の理由による。
また、本発明において、ＴｉＮ置換量をＴｉＣの５０％
以内にした理由は、それ以上置換した場合には機械的性
質が低下し望ましくないためである。
以内にした理由は、それ以上置換した場合には機械的性
質が低下し望ましくないためである。
さらに、上記第３の硬質物質ＭとしてＴａＣとＮｂＣの
固溶体を用いる場合には、ＴａＣとＮｂＣの重量比が０
．３≦ＮｂＣ／（ＴａＣ＋ＮｂＣ≦０．５の範囲にある
ことが望ましい。その理由は、０．３未満の添加含有で
は経済的効果が薄く、一方、０．５を超える含有では耐
熱衝撃性が悪くなり実用に供し得ないためである。
固溶体を用いる場合には、ＴａＣとＮｂＣの重量比が０
．３≦ＮｂＣ／（ＴａＣ＋ＮｂＣ≦０．５の範囲にある
ことが望ましい。その理由は、０．３未満の添加含有で
は経済的効果が薄く、一方、０．５を超える含有では耐
熱衝撃性が悪くなり実用に供し得ないためである。
以下、本発明を実施例により詳述する。
実施例１
重量比で、７６ＷＣ−５ＴｉＣ−３ＴｉＮ−４ＴａＣ−
８Ｃｏの組成になるように、第６表に示す原料粉末を用
いて配合した。
８Ｃｏの組成になるように、第６表に示す原料粉末を用
いて配合した。
次に、この配合粉末にプレス助剤としてパラフィンを２
重量％加え有機溶剤中アトライターで６時間混合した。
重量％加え有機溶剤中アトライターで６時間混合した。
これを乾燥後、１ｔ／ｃｍ２の圧力にプレス成形した後
１４２５℃で真空焼結し、試験片を得た。得られた超硬
合金は第２表に示すごとく、ＳＳを使用した本発明によ
る試料２は比較材試料１に比べて靭性がはるかに優れ、
また硬さも高いことがわかる。
１４２５℃で真空焼結し、試験片を得た。得られた超硬
合金は第２表に示すごとく、ＳＳを使用した本発明によ
る試料２は比較材試料１に比べて靭性がはるかに優れ、
また硬さも高いことがわかる。
実施例２
重量比で、７１ＷＣ−１２ＴｉＣ−７ＨｆＣ−１ＨｆＮ
−９Ｃｏの組成になるように、第３表に示す原料粉末を
用いて配合した。
−９Ｃｏの組成になるように、第３表に示す原料粉末を
用いて配合した。
試料３は固溶体を使用しないものであり、試料４はＤ．
Ｃを使用したもの、試料５はＳＳを用いた本発明のもの
である。但し、本実施例におけるＳＳはＷＣ−ＴｉＣ−
ＨｆＣ−ＨｆＮの４元固溶体である。
Ｃを使用したもの、試料５はＳＳを用いた本発明のもの
である。但し、本実施例におけるＳＳはＷＣ−ＴｉＣ−
ＨｆＣ−ＨｆＮの４元固溶体である。
この配合粉末から実施例１と同様の方法を用いて試料を
作成し、諸物性を調査した。その結果を第４表に示す。
作成し、諸物性を調査した。その結果を第４表に示す。
第４表から明らかなごとくＳＳを使用した本発明による
試料５は硬さ、抗折力ともに従来材より優れていること
がわかる。
試料５は硬さ、抗折力ともに従来材より優れていること
がわかる。
実施例３
重量％で、第５表に示す組成の合金となるよう原料を配
合し、実施例１と同様な方法により試料を作成した。
合し、実施例１と同様な方法により試料を作成した。
ただし、試料Ｎｏ．６、８、１０、及び１２は第６表に
示す組成の固溶炭窒化物を用いて配合した。但し、６、
８、１０、及び１２に用いた固溶体炭窒化物は、いずれ
もＷＣ／ＴｉＣ＝５５／４５、ＴｉＣ／Ｍ＝６０／４０
のものである。また、第６表中の数値はいずれも重量％
であるが、重量比は１００％に換算していない。また第
７表に抗折力と硬さを示す。
示す組成の固溶炭窒化物を用いて配合した。但し、６、
８、１０、及び１２に用いた固溶体炭窒化物は、いずれ
もＷＣ／ＴｉＣ＝５５／４５、ＴｉＣ／Ｍ＝６０／４０
のものである。また、第６表中の数値はいずれも重量％
であるが、重量比は１００％に換算していない。また第
７表に抗折力と硬さを示す。
この表から、本発明による試料６、８、１０、１２のも
のは、他の従来の試料に比べて優れた抗折力を有する事
がわかる。このように本発明材は優れた靭性を示すこと
がわかる。
のは、他の従来の試料に比べて優れた抗折力を有する事
がわかる。このように本発明材は優れた靭性を示すこと
がわかる。
実施例４
重量％で、第８表に示す組成の合金となるよう原料を配
合し、実施例１と同様な方法により試料を作成した。但
し、試料Ｎｏ．１４、１６、１８、２０及び２２は第９
表に示す固溶体炭窒化物を用いて配合したものである。
合し、実施例１と同様な方法により試料を作成した。但
し、試料Ｎｏ．１４、１６、１８、２０及び２２は第９
表に示す固溶体炭窒化物を用いて配合したものである。
但し、１４、１６、１８、２０及び２２に用いた固溶体
炭窒化物は、いずれもＷＣ／ＴｉＣ＝５０／５０、Ｔｉ
Ｃ／Ｍ＝６０／４０のものである。
炭窒化物は、いずれもＷＣ／ＴｉＣ＝５０／５０、Ｔｉ
Ｃ／Ｍ＝６０／４０のものである。
また、第１１表中の数値はいずれも重量％であるが、重
量比は１００％に換算していない。
量比は１００％に換算していない。
これらの試料の抗折力と硬さを第１５表に示す。
この表から、本発明による試料２２、２４、２６、２８
および３０のものは、他の従来の試料に比べて優れた抗
折力を有する事がわかる。
および３０のものは、他の従来の試料に比べて優れた抗
折力を有する事がわかる。
以上詳述したように、本発明は出発原料としてＢ１型固
溶体を使用し、特に固溶体中のＷＣとＴｉＣの比を調整
することにより、焼結過程中においてＢ１型固溶体表面
上にＦｅ族金属との濡れ性の良いＷＣを析出させ、それ
によって、従来、添加量が限られていたＺｒ、Ｈｆ、Ｖ
の炭化物あるいは炭窒化物を多量に添加することを可能
ならしめて著しい靭性、耐摩耗性の向上をみたものであ
る。
溶体を使用し、特に固溶体中のＷＣとＴｉＣの比を調整
することにより、焼結過程中においてＢ１型固溶体表面
上にＦｅ族金属との濡れ性の良いＷＣを析出させ、それ
によって、従来、添加量が限られていたＺｒ、Ｈｆ、Ｖ
の炭化物あるいは炭窒化物を多量に添加することを可能
ならしめて著しい靭性、耐摩耗性の向上をみたものであ
る。
第１図はＷＣ−ＴｉＣ−第３硬質物質Ｍの重量比率を
表す図、第２図はＢ１型固溶体の焼結過程中での組成の
変化を示した図、第３図はＢ１型固溶体の有芯組織を示
す図、第４図は出発原料のＷＣ／ＴｉＣ比の変化を示す
図である。
表す図、第２図はＢ１型固溶体の焼結過程中での組成の
変化を示した図、第３図はＢ１型固溶体の有芯組織を示
す図、第４図は出発原料のＷＣ／ＴｉＣ比の変化を示す
図である。
Claims (3)
- 【請求項１】ＷＣおよびＢ１型固溶体（但し、ＷＣ／Ｂ
１型固溶体の重量比は、９７／３〜７０／３０）９８〜
７０重量％と、Ｃｏを主体とするＦｅ族金属２〜３０重
量％から構成されるＷＣ基超硬合金において、上記Ｂ１
型固溶体が、ＷＣ、ＴｉＣ、および第３の硬質物質Ｍ（
但し、該第３の硬質物質ＭはＨｆＣ、ＺｒＣ、またはＶ
Ｃのうちの１種または２種以上からなり、その５〜３０
重量％がＨｆＮ、ＺｒＮ、またはＶＮで置換されたもの
）から構成され、かつＷＣ−ＴｉＣ−Ｍの重量比率を表
す第１図における点Ａ（６３．８ＷＣ−３４．４ＴｉＣ
−１．８Ｍ）、点Ｂ（３８．８ＷＣ−５８．１ＴｉＣ−
３．１Ｍ）、点Ｃ（２１．１ＷＣ−３１．５ＴｉＣ−４
７．４Ｍ）、点Ｄ（４２．６ＷＣ−２３．０ＴｉＣ−３
４．４Ｍ）の４点を結ぶ線で囲まれた領域内の固溶体で
あることを特徴とするＷＣ基超硬合金。 - 【請求項２】上記ＴｉＣの５〜５０％をＴｉＮで置換し
たことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載のＷＣ基
超硬合金。 - 【請求項３】上記第３の硬質物質Ｍが、ＴａＣとＮｂＣ
の固溶炭化物であり、かつＴａＣとＮｂＣの重量比が０
．３≦ＮｂＣ／（ＴａＣ＋ＮｂＣ≦０．５であることを
特徴とする特許請求の範囲第１項記載のＷＣ基超硬合金
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2091637A JPH0696751B2 (ja) | 1990-04-06 | 1990-04-06 | 超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2091637A JPH0696751B2 (ja) | 1990-04-06 | 1990-04-06 | 超硬合金 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9706181A Division JPS57210950A (en) | 1981-06-23 | 1981-06-23 | Sintered hard alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04263038A true JPH04263038A (ja) | 1992-09-18 |
| JPH0696751B2 JPH0696751B2 (ja) | 1994-11-30 |
Family
ID=14032048
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2091637A Expired - Lifetime JPH0696751B2 (ja) | 1990-04-06 | 1990-04-06 | 超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0696751B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003277873A (ja) * | 2002-03-22 | 2003-10-02 | Kyocera Corp | 超硬合金 |
| DE10244955C5 (de) | 2001-09-26 | 2021-12-23 | Kyocera Corp. | Sinterhartmetall, Verwendung eines Sinterhartmetalls und Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51124607A (en) * | 1975-04-25 | 1976-10-30 | Mitsubishi Metal Corp | A high-toughness-wc-based super alloy |
| JPS6214025A (ja) * | 1985-07-11 | 1987-01-22 | Komatsu Ltd | 車両の積荷重量測定装置 |
-
1990
- 1990-04-06 JP JP2091637A patent/JPH0696751B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51124607A (en) * | 1975-04-25 | 1976-10-30 | Mitsubishi Metal Corp | A high-toughness-wc-based super alloy |
| JPS6214025A (ja) * | 1985-07-11 | 1987-01-22 | Komatsu Ltd | 車両の積荷重量測定装置 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE10244955C5 (de) | 2001-09-26 | 2021-12-23 | Kyocera Corp. | Sinterhartmetall, Verwendung eines Sinterhartmetalls und Verfahren zur Herstellung eines Sinterhartmetalls |
| JP2003277873A (ja) * | 2002-03-22 | 2003-10-02 | Kyocera Corp | 超硬合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0696751B2 (ja) | 1994-11-30 |
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