JPH0593201A - 超硬質焼結成形体 - Google Patents
超硬質焼結成形体Info
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- JPH0593201A JPH0593201A JP3253550A JP25355091A JPH0593201A JP H0593201 A JPH0593201 A JP H0593201A JP 3253550 A JP3253550 A JP 3253550A JP 25355091 A JP25355091 A JP 25355091A JP H0593201 A JPH0593201 A JP H0593201A
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Landscapes
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- Compounds Of Iron (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐摩耗性、高温強度に優れ、安価な鋼との接
合や複合が容易な工具や金型に用いられる超硬質焼結体
を得る。 【構成】 アトマイズ法で製造されたＦeaＭbＣ(ＭはＷ
および/またはＭoでありa=2.8〜5.0,b=1.8〜4.0)なる超
硬質粉末粒子の、重量パーセントで10％以上と、Ｖ，Ｎ
b，Ｔi，Ｚrの炭化物、炭窒化物および窒化物の１種ま
たは２種以上からなる添加粒子の重量パーセントで50％
以下と、実質的にＦe，Ｎi，Ｃo，Ｃuの１種または２種
以上からなるバインダ粉末の重量パーセントで40％以下
とが均一に分散してなる。
合や複合が容易な工具や金型に用いられる超硬質焼結体
を得る。 【構成】 アトマイズ法で製造されたＦeaＭbＣ(ＭはＷ
および/またはＭoでありa=2.8〜5.0,b=1.8〜4.0)なる超
硬質粉末粒子の、重量パーセントで10％以上と、Ｖ，Ｎ
b，Ｔi，Ｚrの炭化物、炭窒化物および窒化物の１種ま
たは２種以上からなる添加粒子の重量パーセントで50％
以下と、実質的にＦe，Ｎi，Ｃo，Ｃuの１種または２種
以上からなるバインダ粉末の重量パーセントで40％以下
とが均一に分散してなる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は切削工具、塑性加工用工
具や金型、および耐熱耐摩耗部品などに用いられる超硬
質焼結成形体に関するものである。
具や金型、および耐熱耐摩耗部品などに用いられる超硬
質焼結成形体に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から切削工具、塑性加工用工具や金
型、および耐熱耐摩耗部品など、大きな耐摩耗性と強度
または耐熱性が要求される用途にはＷＣ粉末を焼結した
超硬合金や、高合金高速度工具鋼粉末を焼結して製造し
た粉末高速度工具鋼などが用いられている。
型、および耐熱耐摩耗部品など、大きな耐摩耗性と強度
または耐熱性が要求される用途にはＷＣ粉末を焼結した
超硬合金や、高合金高速度工具鋼粉末を焼結して製造し
た粉末高速度工具鋼などが用いられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記した従来の材料は
それぞれ長所、短所があり、その特性を活かすべく用途
に応じて適宜、材料の選定が行なわれている。例えば超
硬合金は硬さが高く耐摩耗性に優れているが、加工が難
しく、比重が大きい等の欠点があり、さらに、熱膨張係
数が約５×１０のマイナス６乗で鋼の半分以下であるた
めに、安価な鋼との複合や接合が難しいという欠点もあ
る。超硬合金の場合、その主原料となるタングステンカ
ーバイド(ＷＣ)はタングステンの粉末を1400〜1600℃で
炭化して製造する。その製造方法が高価であること、お
よび本来タングステンの粉末が高価であることもあっ
て、タングステンカーバイドの粉末も極めて高価であ
る。また超硬合金を焼結して製造する際、炭素含有量
（Ｃ量）の調整を極めて厳密に行なわなければならな
い。Ｃ量が過剰であると遊離炭素を生じ、逆に不足する
とη相を生じて、いずれの場合も機械的性質が劣化す
る。すなわち安定した品質の製造が難しいという欠点も
ある。
それぞれ長所、短所があり、その特性を活かすべく用途
に応じて適宜、材料の選定が行なわれている。例えば超
硬合金は硬さが高く耐摩耗性に優れているが、加工が難
しく、比重が大きい等の欠点があり、さらに、熱膨張係
数が約５×１０のマイナス６乗で鋼の半分以下であるた
めに、安価な鋼との複合や接合が難しいという欠点もあ
る。超硬合金の場合、その主原料となるタングステンカ
ーバイド(ＷＣ)はタングステンの粉末を1400〜1600℃で
炭化して製造する。その製造方法が高価であること、お
よび本来タングステンの粉末が高価であることもあっ
て、タングステンカーバイドの粉末も極めて高価であ
る。また超硬合金を焼結して製造する際、炭素含有量
（Ｃ量）の調整を極めて厳密に行なわなければならな
い。Ｃ量が過剰であると遊離炭素を生じ、逆に不足する
とη相を生じて、いずれの場合も機械的性質が劣化す
る。すなわち安定した品質の製造が難しいという欠点も
ある。
【０００４】一方で粉末高速度工具鋼は加工性が良く、
比重も小さく、粉末の製造は水アトマイズあるいはガス
アトマイズ等により、比較的容易に量産できるので有利
であるが、超硬合金との対比では硬さが低く、耐摩耗性
において今一歩不十分であるという欠点がある。本発明
は上記の問題点を解消し、安価で耐摩耗性に優れた工具
や金型に用いられる超硬質焼結成形体を提供することを
目的とする。
比重も小さく、粉末の製造は水アトマイズあるいはガス
アトマイズ等により、比較的容易に量産できるので有利
であるが、超硬合金との対比では硬さが低く、耐摩耗性
において今一歩不十分であるという欠点がある。本発明
は上記の問題点を解消し、安価で耐摩耗性に優れた工具
や金型に用いられる超硬質焼結成形体を提供することを
目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】通常の高速度工具鋼を構
成する金属組織要素は、焼もどしされたマルテンサイト
基地とＦe，Ｗ，Ｍoを主成分とするＭ6Ｃ型の複炭化物
およびＶを主成分とするＭＣ型の炭化物からなる。本発
明者は高速度鋼中に存在するこのＭ6Ｃ型炭化物の特性
を種々検討したところ、基地との濡れ性が比較的よく、
加工性も良い性質があり、また比重は約11g/cm3、熱膨
張係数は約９×１０のマイナス６乗を示し鋼に近い性質
を有することがわかった。したがって、本発明者はこの
Ｍ6Ｃ型炭化物の粉末を製造し、成形することができれ
ば上記の問題点を解消できることに着目した。さらに、
ＷＣの融点が約2900℃であるのに対し、このＭ6Ｃ型炭
化物の融点は1400〜1500℃と非常に低いので通常の溶解
炉で溶解でき、かつ水アトマイズ法やガスアトマイズ法
などの、安価でかつ量産性の高い方法でＭ6Ｃ型炭化物
の粉末を製造できることに着目して本発明を完成させた
ものである。
成する金属組織要素は、焼もどしされたマルテンサイト
基地とＦe，Ｗ，Ｍoを主成分とするＭ6Ｃ型の複炭化物
およびＶを主成分とするＭＣ型の炭化物からなる。本発
明者は高速度鋼中に存在するこのＭ6Ｃ型炭化物の特性
を種々検討したところ、基地との濡れ性が比較的よく、
加工性も良い性質があり、また比重は約11g/cm3、熱膨
張係数は約９×１０のマイナス６乗を示し鋼に近い性質
を有することがわかった。したがって、本発明者はこの
Ｍ6Ｃ型炭化物の粉末を製造し、成形することができれ
ば上記の問題点を解消できることに着目した。さらに、
ＷＣの融点が約2900℃であるのに対し、このＭ6Ｃ型炭
化物の融点は1400〜1500℃と非常に低いので通常の溶解
炉で溶解でき、かつ水アトマイズ法やガスアトマイズ法
などの、安価でかつ量産性の高い方法でＭ6Ｃ型炭化物
の粉末を製造できることに着目して本発明を完成させた
ものである。
【０００６】より具体的には、、原子パーセントでＦea
ＭbＣ（ＭはＷおよび/またはＭoであり a=2.8〜5.0, b=
1.8〜4.0)なる化学組成物および不可避不純物からなる
超硬質粉末粒子がアトマイズ法で製造され、この超硬質
粉末粒子の重量パーセントで10%以上と、添加粒子とし
てのＶ，Ｎb，Ｔi，Ｚrの炭化物、炭窒化物および窒化
物の１種または２種以上の重量パーセントで50％以下
と、バインダ粉末としてのＦe，Ｎi，Ｃo，Ｃuの１種ま
たは２種以上の重量パーセントで40％以下とが、焼結後
の成形体中に均一に分散してなる超硬質焼結成形体であ
る。
ＭbＣ（ＭはＷおよび/またはＭoであり a=2.8〜5.0, b=
1.8〜4.0)なる化学組成物および不可避不純物からなる
超硬質粉末粒子がアトマイズ法で製造され、この超硬質
粉末粒子の重量パーセントで10%以上と、添加粒子とし
てのＶ，Ｎb，Ｔi，Ｚrの炭化物、炭窒化物および窒化
物の１種または２種以上の重量パーセントで50％以下
と、バインダ粉末としてのＦe，Ｎi，Ｃo，Ｃuの１種ま
たは２種以上の重量パーセントで40％以下とが、焼結後
の成形体中に均一に分散してなる超硬質焼結成形体であ
る。
【０００７】
【作用】Ｍ6Ｃ型炭化物はＦe3Ｍ3ＣあるいはＦe4Ｍ2Ｃ
の化学量論的組成からなる(ＭはＷおよび/またはＭoを
示す)が、溶解後アトマイズ法で製造すれば粉末の化学
組成をかなり広い範囲に変えることができる。すなわち
Ｃ量に対してＦe、ＷあるいはＭoの含有量を化学量論組
成よりも多くすれば、Ｍ6Ｃ型炭化物と過剰となった少
量の金属固溶体からなる靭性のある粉末を得ることがで
きる。化学量論組成よりもＷあるいはＭoが少ないとき
には、Ｍo2Ｃ，Ｗ2Ｃなどを少量含む硬い炭化物粉末を
得ることができる。このアトマイズ粉末の化学組成を原
子パーセントでＦeaＭbＣ(ＭはＷおよび/またはＭo)と
表わすと、本発明ではａを2.8〜5.0、ｂを1.8〜4.0とす
るとき本発明の目的を達成できる。ａが2.8未満、ｂが
1.8未満ではＷ2Ｃ，Ｍo2Ｃ，Ｆe3Ｃなどの炭化物を多量
に形成すること、融点が上昇してアトマイズが難しくな
ることなどの理由で望ましくない。逆にａが5.0を越
え、ｂが4.0を越えると、多量の金属固溶体が形成され
て耐摩耗性が低下する、などの弊害がでるので望ましく
ない。なお、ＷおよびＭoのうちの40%以下をＣr，Ｖ，
Ｎbなどの炭化物形成元素で置換してやると粉末の硬さ
が高くなり、耐摩耗性が増すので有効である。また、Ｆ
eの一部はＮiおよび/またはＣoで置き換えてもよい。
の化学量論的組成からなる(ＭはＷおよび/またはＭoを
示す)が、溶解後アトマイズ法で製造すれば粉末の化学
組成をかなり広い範囲に変えることができる。すなわち
Ｃ量に対してＦe、ＷあるいはＭoの含有量を化学量論組
成よりも多くすれば、Ｍ6Ｃ型炭化物と過剰となった少
量の金属固溶体からなる靭性のある粉末を得ることがで
きる。化学量論組成よりもＷあるいはＭoが少ないとき
には、Ｍo2Ｃ，Ｗ2Ｃなどを少量含む硬い炭化物粉末を
得ることができる。このアトマイズ粉末の化学組成を原
子パーセントでＦeaＭbＣ(ＭはＷおよび/またはＭo)と
表わすと、本発明ではａを2.8〜5.0、ｂを1.8〜4.0とす
るとき本発明の目的を達成できる。ａが2.8未満、ｂが
1.8未満ではＷ2Ｃ，Ｍo2Ｃ，Ｆe3Ｃなどの炭化物を多量
に形成すること、融点が上昇してアトマイズが難しくな
ることなどの理由で望ましくない。逆にａが5.0を越
え、ｂが4.0を越えると、多量の金属固溶体が形成され
て耐摩耗性が低下する、などの弊害がでるので望ましく
ない。なお、ＷおよびＭoのうちの40%以下をＣr，Ｖ，
Ｎbなどの炭化物形成元素で置換してやると粉末の硬さ
が高くなり、耐摩耗性が増すので有効である。また、Ｆ
eの一部はＮiおよび/またはＣoで置き換えてもよい。
【０００８】上記のＭ6Ｃ炭化物を主とする超硬質粉末
粒子に、Ｖ，Ｎb，Ｔi，Ｚrの炭化物、炭窒化物および
窒化物の１種または２種以上の添加粒子を焼結成形後の
重量パーセントで50％以下混合させると焼結組織が著し
く微細化され、靭性が向上する。さらに硬さも上昇する
ので耐摩耗性も向上する。しかし、50%を越えると本来
この合金が持つ特有の特性、すなわち加工性や経済性が
低くなるので上限を50%とする。
粒子に、Ｖ，Ｎb，Ｔi，Ｚrの炭化物、炭窒化物および
窒化物の１種または２種以上の添加粒子を焼結成形後の
重量パーセントで50％以下混合させると焼結組織が著し
く微細化され、靭性が向上する。さらに硬さも上昇する
ので耐摩耗性も向上する。しかし、50%を越えると本来
この合金が持つ特有の特性、すなわち加工性や経済性が
低くなるので上限を50%とする。
【０００９】Ｆe，Ｎi，Ｃo，Ｃuの１種または２種以上
の粉末をバインダとして混合−成形−焼結してやると、
比較的低温で真密度の焼結が可能となる。しかし、バイ
ンダの量が40%を越えると成形体の硬さ、耐摩耗性が低
下するので焼結体中のバインダの量は40%以下とする。
の粉末をバインダとして混合−成形−焼結してやると、
比較的低温で真密度の焼結が可能となる。しかし、バイ
ンダの量が40%を越えると成形体の硬さ、耐摩耗性が低
下するので焼結体中のバインダの量は40%以下とする。
【００１０】
【実施例】次に実施例に基づいて本発明を詳細に説明す
る。表１に示す化学組成の超硬質粉末粒子を製造した。
溶解は通常の高周波溶解炉を用い、大気雰囲気中で溶解
した。溶湯の温度は1500〜1600℃で湯の粘性も低く、こ
の後水アトマイズ法によって粉末の製造を行なったが、
良好な状態で製粉できた。この水アトマイズ法で得られ
た超硬質粉末粒子のうち試料１と試料２を代表させて表
２に示す超硬質焼結成形体を作製した。
る。表１に示す化学組成の超硬質粉末粒子を製造した。
溶解は通常の高周波溶解炉を用い、大気雰囲気中で溶解
した。溶湯の温度は1500〜1600℃で湯の粘性も低く、こ
の後水アトマイズ法によって粉末の製造を行なったが、
良好な状態で製粉できた。この水アトマイズ法で得られ
た超硬質粉末粒子のうち試料１と試料２を代表させて表
２に示す超硬質焼結成形体を作製した。
【００１１】
【表１】
【００１２】まず、水アトマイズ粉末を高エネルギー型
ボールミルを用いて４Hr粉砕した。粉砕後の粉末の平均
粒径は約１μｍであった。また酸素量は約5000ppmであ
った。バインダ粉末として、Ｆe粉、Ｎi粉、Ｃo粉およ
びＣu粉とし、添加粒子としてＴiＣ，ＴiＮ，ＴiＣＮ，
ＶＣ，ＮbＣ，ＺrＣ，ＺrＮを表２に示す割合で混合
し、さらに酸素を還元するのに必要な量の炭素粉末を加
えて、2%のパラフィンワックスとともにアルコール中で
混合した。
ボールミルを用いて４Hr粉砕した。粉砕後の粉末の平均
粒径は約１μｍであった。また酸素量は約5000ppmであ
った。バインダ粉末として、Ｆe粉、Ｎi粉、Ｃo粉およ
びＣu粉とし、添加粒子としてＴiＣ，ＴiＮ，ＴiＣＮ，
ＶＣ，ＮbＣ，ＺrＣ，ＺrＮを表２に示す割合で混合
し、さらに酸素を還元するのに必要な量の炭素粉末を加
えて、2%のパラフィンワックスとともにアルコール中で
混合した。
【００１３】さらに乾燥した後、成形圧2〜4t/cm2で冷
間成形し、脱ワックス、焼結の工程を経てバルクを得
た。表２に得られた焼結成形体の硬さと抗折力を調べた
結果を併示する。比較材に比べて、粒子を添加した本発
明の焼結成形体Ｎo.1〜9は、硬さ、抗折力とも向上して
いるのがわかる。これは、安定な化合物である添加粒子
を添加したために、焼結組織が微細化された結果である
ことが金属微細組織の観察から確認できた。また本発明
の超硬質焼結成形体の熱膨張係数を測定したところ約9.
4×１０のマイナス６乗であったので、鋼とのロー付け
が無理なく可能であることもわかった。
間成形し、脱ワックス、焼結の工程を経てバルクを得
た。表２に得られた焼結成形体の硬さと抗折力を調べた
結果を併示する。比較材に比べて、粒子を添加した本発
明の焼結成形体Ｎo.1〜9は、硬さ、抗折力とも向上して
いるのがわかる。これは、安定な化合物である添加粒子
を添加したために、焼結組織が微細化された結果である
ことが金属微細組織の観察から確認できた。また本発明
の超硬質焼結成形体の熱膨張係数を測定したところ約9.
4×１０のマイナス６乗であったので、鋼とのロー付け
が無理なく可能であることもわかった。
【００１４】
【表２】
【００１５】
【発明の効果】本発明によれば、特に高温硬さが高く、
抗折力に優れ、かつ比重と熱膨張係数が鋼に近い超硬質
焼結成形体を得ることができ、耐熱、耐摩耗性を必要と
する工具、部品類の大幅な寿命向上が達成できる。ま
た、安価な鋼との接合体や複合体の製造が容易にできる
ので工業的効果は非常に大きい。
抗折力に優れ、かつ比重と熱膨張係数が鋼に近い超硬質
焼結成形体を得ることができ、耐熱、耐摩耗性を必要と
する工具、部品類の大幅な寿命向上が達成できる。ま
た、安価な鋼との接合体や複合体の製造が容易にできる
ので工業的効果は非常に大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 33/02 １０３ Ａ 7412−4Ｋ
Claims (1)
- 【請求項１】 アトマイズ法で製造され、原子パーセン
トでＦeaＭbＣ(ＭはＷおよび/またはＭoでありa=2.8〜
5.0,b=1.8〜4.0)なる化学組成物および不可避不純物か
らなる超硬質粉末粒子の、重量パーセントで10％以上
と、Ｖ，Ｎb，Ｔi,Ｚrの炭化物、炭窒化物および窒化物
の１種または２種以上からなる添加粒子の重量パーセン
トで50％以下と、実質的にＦe，Ｎi，Ｃo，Ｃuの１種ま
たは２種以上からなるバインダ粉末の重量パーセントで
40％以下とが、均一に分散してなることを特徴とする超
硬質焼結成形体。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3253550A JPH0593201A (ja) | 1991-10-01 | 1991-10-01 | 超硬質焼結成形体 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3253550A JPH0593201A (ja) | 1991-10-01 | 1991-10-01 | 超硬質焼結成形体 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0593201A true JPH0593201A (ja) | 1993-04-16 |
Family
ID=17252933
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3253550A Pending JPH0593201A (ja) | 1991-10-01 | 1991-10-01 | 超硬質焼結成形体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0593201A (ja) |
-
1991
- 1991-10-01 JP JP3253550A patent/JPH0593201A/ja active Pending
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