JPH0696751B2 - 超硬合金 - Google Patents
超硬合金Info
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- JPH0696751B2 JPH0696751B2 JP2091637A JP9163790A JPH0696751B2 JP H0696751 B2 JPH0696751 B2 JP H0696751B2 JP 2091637 A JP2091637 A JP 2091637A JP 9163790 A JP9163790 A JP 9163790A JP H0696751 B2 JPH0696751 B2 JP H0696751B2
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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族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靱性の改善に関する
ものである。
のFe族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靱性の改善に関する
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、ダクタイル鋳鋼等の切削工具用に広く用いられて
いる。
/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、ダク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。
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の三元固溶炭化物を
用いる、等の方法が知られている。
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TiCの耐酸化性、耐摩耗性
の特長と、TaCの高温での強靱性の双方の性質をバラン
スよく加味させるためである。
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TiCの耐酸化性、耐摩耗性
の特長と、TaCの高温での強靱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。また、TaCは非常に高
価であるために、その一部をNbC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。
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NbC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
するほど機械的靱性あるいは熱的靱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、B1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
ぬれ性が劣化し靱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。
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
するほど機械的靱性あるいは熱的靱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、B1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
ぬれ性が劣化し靱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、耐撃靱性、熱的靱性、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。
れ性を改良し、耐撃靱性、熱的靱性、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−58.1T
iC−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。
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−58.1T
iC−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。この場合靱性は同等である。B1型固溶
体出発原料中のWCとTiCの含有比によって靱性は大きく
変化し、靱性を最も向上させる最適範囲が存在する。
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。この場合靱性は同等である。B1型固溶
体出発原料中のWCとTiCの含有比によって靱性は大きく
変化し、靱性を最も向上させる最適範囲が存在する。
上記の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。
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。
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＝70/30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。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。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WC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、
内部に比べて表層部が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。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。
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＝70/30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。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。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WC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、
内部に比べて表層部が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。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。
本発明において、好ましい効果を得るためには、WCとTi
C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が析出せず靱性が改善されず、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。
C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が析出せず靱性が改善されず、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TiC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TiC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≦T
iC/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、さらに靱性、耐摩耗性、耐熱性において望ましい改
善効果が得られた。
iC/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、さらに靱性、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。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。
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。
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。
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。
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インを２
重量％加え有機溶剤中アトライターで６時間混合した。
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に比べて靱性がはるかに優れ、また硬さも高
いことがわかる。
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に比べて靱性がはるかに優れ、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。
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。
を使用したもの、試料５はSSを用いた本発明ののもので
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。
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、抗析力ともに従来材より優れていることが
わかる。
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、抗析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表に抗析力と硬さを示す。
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表に抗析力と硬さを示す。
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析力を有する事がわか
る。このように本発明材は優れた靱性を示すことがわか
る。
の従来の試料に比べて優れた抗析力を有する事がわか
る。このように本発明材は優れた靱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、TiC/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。
いずれもWC/TiC＝50/50、TiC/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。
これらの試料の抗析力と硬さを第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析力を有する
事がわかる。
ものは、他の従来の試料に比べて優れた抗析力を有する
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靱
性、耐摩耗性の向上をみたものである。
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靱
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。
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/B1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）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−5
8.1TiC−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WC基超硬合
金。 - 【請求項２】WCおよびB1型固溶体（但し、WC/B1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）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−5
8.1TiC−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WC基超硬合金において、前記B1
型固溶体を構成するTiCの５〜50％をTiNで置換したこと
を特徴とするWC基超硬合金。 - 【請求項３】WCおよびB1型固溶体（但し、WC/B1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、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）から構成され、かつWC−Ti
C−Ｍの重量比率を表す第１図における点Ａ（63.8WC−3
4.4TiC−1.8M）、点Ｂ（38.8WC−58.1TiC−3.1M）、点
Ｃ（21.1WC−31.5TiC−47.4M）、点Ｄ（42.6WC−23.0Ti
C−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 JPH04263038A (ja) | 1992-09-18 |
| JPH0696751B2 true 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) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6797369B2 (en) | 2001-09-26 | 2004-09-28 | Kyocera Corporation | Cemented carbide and cutting tool |
| JP4126451B2 (ja) * | 2002-03-22 | 2008-07-30 | 京セラ株式会社 | 超硬合金 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5942067B2 (ja) * | 1975-04-25 | 1984-10-12 | 三菱マテリアル株式会社 | 切削工具用強靭性炭化タングステン基超硬合金 |
| 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
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04263038A (ja) | 1992-09-18 |
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