JPH10324943A - 微粒超硬合金及びその製造方法 - Google Patents
微粒超硬合金及びその製造方法Info
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- JPH10324943A JPH10324943A JP9136592A JP13659297A JPH10324943A JP H10324943 A JPH10324943 A JP H10324943A JP 9136592 A JP9136592 A JP 9136592A JP 13659297 A JP13659297 A JP 13659297A JP H10324943 A JPH10324943 A JP H10324943A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 １．０μｍ以下である微細な炭化タングステ
ン粒子を含有する高硬度で高強度および靭性の優れた微
粒超硬合金及びその製造方法を提供すること。 【解決手段】 ＶＮを０．０５〜０．５０重量％及びＣ
ｒ2 Ｎを０．２０〜０．４０重量％と，ＴａＮ及びＺｒ
Ｎのうちの少なくとも１種を０．５〜１．０重量％と，
Ｃｏを主成分とする結合相を５〜２０重量％と，残りが
ＷＣ及び不可避不純物とからなる組成を有するＷＣ−Ｃ
ｏ系微粒超硬合金であって，前記合金中のＷＣ粒子の平
均粒径が１．０μｍ以下であり，高硬度で高強度および
靭性の優れている微粒超硬合金である。
ン粒子を含有する高硬度で高強度および靭性の優れた微
粒超硬合金及びその製造方法を提供すること。 【解決手段】 ＶＮを０．０５〜０．５０重量％及びＣ
ｒ2 Ｎを０．２０〜０．４０重量％と，ＴａＮ及びＺｒ
Ｎのうちの少なくとも１種を０．５〜１．０重量％と，
Ｃｏを主成分とする結合相を５〜２０重量％と，残りが
ＷＣ及び不可避不純物とからなる組成を有するＷＣ−Ｃ
ｏ系微粒超硬合金であって，前記合金中のＷＣ粒子の平
均粒径が１．０μｍ以下であり，高硬度で高強度および
靭性の優れている微粒超硬合金である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は，微粒超硬合金及び
その製造方法に関し，特に平均粒径１．０μｍ以下の微
細な炭化タングステン粒子を含有する高硬度で耐摩耗お
よび靭性の優れた超硬合金及びその製造方法に関する。
その製造方法に関し，特に平均粒径１．０μｍ以下の微
細な炭化タングステン粒子を含有する高硬度で耐摩耗お
よび靭性の優れた超硬合金及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来，炭化タングステン（ＷＣ）を主体
とした超硬合金は，切削工具，耐摩耗工具等の材料とし
て広く用いられている。なかでも，平均粒径が１．０μ
ｍ以下のＷＣ粒子を主体とした超硬合金は，高硬度で高
強度を有することが知られている。そのため，超硬合金
は，各種剪断刀，ＰＣＢ穴明けドリル，金属用のドリ
ル，エンドミル等に用いられている。一方，市場ではさ
らなる高能率化が要求されており，この要求を満たすた
めには，超微粒超硬合金が必要不可欠である。
とした超硬合金は，切削工具，耐摩耗工具等の材料とし
て広く用いられている。なかでも，平均粒径が１．０μ
ｍ以下のＷＣ粒子を主体とした超硬合金は，高硬度で高
強度を有することが知られている。そのため，超硬合金
は，各種剪断刀，ＰＣＢ穴明けドリル，金属用のドリ
ル，エンドミル等に用いられている。一方，市場ではさ
らなる高能率化が要求されており，この要求を満たすた
めには，超微粒超硬合金が必要不可欠である。
【０００３】ここで，超微粒超硬合金は，微細なＷＣ粉
末を出発原料として，焼結過程での粒成長を抑えること
によって製造され，その粒成長を抑えるために，種々の
抑制剤を添加する発明が提案されている。
末を出発原料として，焼結過程での粒成長を抑えること
によって製造され，その粒成長を抑えるために，種々の
抑制剤を添加する発明が提案されている。
【０００４】例えば，特開昭６１−１２８４７号公報
（以下，従来技術１と呼ぶ）には，ＷＣ−Ｃｏ合金にＶ
とＣｒを複合添加することによって，ＷＣの粒成長を抑
制し，微粒超硬合金をつくりあげる方法が開示されてい
る。
（以下，従来技術１と呼ぶ）には，ＷＣ−Ｃｏ合金にＶ
とＣｒを複合添加することによって，ＷＣの粒成長を抑
制し，微粒超硬合金をつくりあげる方法が開示されてい
る。
【０００５】また，特開平６−８１０７２号公報（以
下，従来技術２と呼ぶ）には，平均粒度０．６μｍ以下
でかつ最大粒径が３．０μｍ以下のＷＣ粒子が分散して
いるＷＣ基超硬合金の素地中に，さらに最大粒径が３．
０μｍ以下であるＶ，Ｃｒ，Ｔａ，ＮｂおよびのＴｉの
うちの１種の炭化物もしくは，炭窒化物粒子，または
Ｖ，Ｃｒ，Ｔａ，ＮｂおよびのＴｉのうちの２種以上の
炭化物，もしくは，炭窒化物粒子が分散している組織を
有するＷＣ基超硬合金が開示されている。
下，従来技術２と呼ぶ）には，平均粒度０．６μｍ以下
でかつ最大粒径が３．０μｍ以下のＷＣ粒子が分散して
いるＷＣ基超硬合金の素地中に，さらに最大粒径が３．
０μｍ以下であるＶ，Ｃｒ，Ｔａ，ＮｂおよびのＴｉの
うちの１種の炭化物もしくは，炭窒化物粒子，または
Ｖ，Ｃｒ，Ｔａ，ＮｂおよびのＴｉのうちの２種以上の
炭化物，もしくは，炭窒化物粒子が分散している組織を
有するＷＣ基超硬合金が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし，従来技術１に
よる方法はＶ，Ｃｒの炭化物を多量に必要とするため
に，得られる微粒超硬合金は，チッピンク等を起こしや
すくなり，ＰＣＢ穴明けドリル，金属用エンドミル等に
用いると折損に至り，工具の品質の安定性に欠けるとい
う問題点があった。
よる方法はＶ，Ｃｒの炭化物を多量に必要とするため
に，得られる微粒超硬合金は，チッピンク等を起こしや
すくなり，ＰＣＢ穴明けドリル，金属用エンドミル等に
用いると折損に至り，工具の品質の安定性に欠けるとい
う問題点があった。
【０００７】さらに，従来技術２による微粒超硬合金に
おいては，微粒ＷＣ中のＶ，Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂおよびの
Ｔｉの炭化物もしくは炭窒化物粒子は，粗大粒子として
働くことがあり，靭性，硬度，強度の向上に働かないと
いう問題点がある。
おいては，微粒ＷＣ中のＶ，Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂおよびの
Ｔｉの炭化物もしくは炭窒化物粒子は，粗大粒子として
働くことがあり，靭性，硬度，強度の向上に働かないと
いう問題点がある。
【０００８】以上，従来技術１及び２によるいずれの発
明も超硬含金を焼結する時の粒成長を抑制する方法であ
るが，これらの方法だけでは，粒成長を完全に抑制する
には至らず，そのため上記のＷＣ基超硬合金は，ドリ
ル，エンドミルなどに代表される切削工具そして打ち抜
き型，スリッターなどの剪断加工工具として用いた場
合，チッピング等により比較的短時間で寿命にいたると
いう欠点は解消されていない。
明も超硬含金を焼結する時の粒成長を抑制する方法であ
るが，これらの方法だけでは，粒成長を完全に抑制する
には至らず，そのため上記のＷＣ基超硬合金は，ドリ
ル，エンドミルなどに代表される切削工具そして打ち抜
き型，スリッターなどの剪断加工工具として用いた場
合，チッピング等により比較的短時間で寿命にいたると
いう欠点は解消されていない。
【０００９】そこで，本発明の技術的課題は，１．０μ
ｍ以下である微細な炭化タングステン粒子を含有する，
高硬度で高強度および靭性の優れた微粒超硬合金及びそ
の製造方法を提供することにある。
ｍ以下である微細な炭化タングステン粒子を含有する，
高硬度で高強度および靭性の優れた微粒超硬合金及びそ
の製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは，上述のよ
うな観点から，高強度を有するＷＣ基超硬合金を製造す
べく，鋭意検討を行った結果，Ｃｏを結合相とした合金
中に窒素を含む粒成長抑制剤を使用し，微粒の超硬合金
を焼結する雰囲気を制御し，合金中に窒素を残留させる
ことにより，１．０μｍ以下であることを特徴とする微
細な炭化タングステン粒子を含有する，高硬度で高強度
および靭性の優れた超硬合金が得られることを見い出し
本発明をなすに至ったものである。
うな観点から，高強度を有するＷＣ基超硬合金を製造す
べく，鋭意検討を行った結果，Ｃｏを結合相とした合金
中に窒素を含む粒成長抑制剤を使用し，微粒の超硬合金
を焼結する雰囲気を制御し，合金中に窒素を残留させる
ことにより，１．０μｍ以下であることを特徴とする微
細な炭化タングステン粒子を含有する，高硬度で高強度
および靭性の優れた超硬合金が得られることを見い出し
本発明をなすに至ったものである。
【００１１】即ち，本発明では，ＶＮを０．０５〜０．
５０重量％と，Ｃｒ2 Ｎを０．２０〜０．４０重量％と
ＴａＮ及びＺｒＮのうちの少なくとも１種を０．５〜
１．０重量％とを含有しＣｏを主成分とする結合相を５
〜２０重量％，窒素含有量が０．１０〜０．２０重量
％，残りがＷＣおよび不可避不純物とからなる組成を有
するＷＣ−Ｃｏ系微粒超硬合金であって，前記合金中の
ＷＣの平均粒径が１．０μｍ以下であり，高硬度で高強
度しかも靭性の優れたことを特徴としている。
５０重量％と，Ｃｒ2 Ｎを０．２０〜０．４０重量％と
ＴａＮ及びＺｒＮのうちの少なくとも１種を０．５〜
１．０重量％とを含有しＣｏを主成分とする結合相を５
〜２０重量％，窒素含有量が０．１０〜０．２０重量
％，残りがＷＣおよび不可避不純物とからなる組成を有
するＷＣ−Ｃｏ系微粒超硬合金であって，前記合金中の
ＷＣの平均粒径が１．０μｍ以下であり，高硬度で高強
度しかも靭性の優れたことを特徴としている。
【００１２】また，本発明では，前記微粒超硬合金にお
いて，前記合金中の窒素含有量が０．１０〜０．２０重
量％であることを特徴としている。
いて，前記合金中の窒素含有量が０．１０〜０．２０重
量％であることを特徴としている。
【００１３】さらに，本発明では，前記した微粒超硬合
金を粉末冶金法によって製造する方法であって，前記組
成の原料粉末のプレス成形形の焼結に際して，昇温途中
の１０００〜１２００℃から所定の保持温度を経て冷却
途中の１２００℃までの工程を窒素分圧６００〜７６０
Ｔｏｒｒの窒素雰囲気下で制御しながら焼結することを
特徴としている。
金を粉末冶金法によって製造する方法であって，前記組
成の原料粉末のプレス成形形の焼結に際して，昇温途中
の１０００〜１２００℃から所定の保持温度を経て冷却
途中の１２００℃までの工程を窒素分圧６００〜７６０
Ｔｏｒｒの窒素雰囲気下で制御しながら焼結することを
特徴としている。
【００１４】ここで，本発明において上記のように組成
及び焼結条件を限定した理由について，説明する。
及び焼結条件を限定した理由について，説明する。
【００１５】まず，Ｃｏについて説明する。
【００１６】本発明においてＣｏの含有量を５〜２０重
量％と限定したのは，Ｃｏの含有量が５％未満では超硬
合金の緻密化が十分行われない。又２０％を越えると，
パイト，ドリル，エンドミルなどに代表される切削工具
そして打ち抜き型，スリッターなどの剪断加工工具に代
表される耐摩耗工具として用いた場合，硬度か不足し耐
摩耗性か低下するからである。
量％と限定したのは，Ｃｏの含有量が５％未満では超硬
合金の緻密化が十分行われない。又２０％を越えると，
パイト，ドリル，エンドミルなどに代表される切削工具
そして打ち抜き型，スリッターなどの剪断加工工具に代
表される耐摩耗工具として用いた場合，硬度か不足し耐
摩耗性か低下するからである。
【００１７】次に，ＶＮの添加量について説明する。
【００１８】ＶはＣｒとともに結合相中に固溶してＷＣ
の粒成長を抑制する作用を有する。本発明において，そ
の含有量を０．０５〜０．５０重量％に限定したのは，
０．０５重量％未満では，Ｃｒと複合添加しても所望の
粒成長効果が得られず，一方０．５０重量％を越えると
焼結後の冷却速度などによっては，合金中に第３相とし
て析出し，靭性低下をもたらすからである。
の粒成長を抑制する作用を有する。本発明において，そ
の含有量を０．０５〜０．５０重量％に限定したのは，
０．０５重量％未満では，Ｃｒと複合添加しても所望の
粒成長効果が得られず，一方０．５０重量％を越えると
焼結後の冷却速度などによっては，合金中に第３相とし
て析出し，靭性低下をもたらすからである。
【００１９】次に，Ｃｒ2 Ｎの添加量について説明す
る。
る。
【００２０】ＣｒはＶとともに結合相中に固溶してＷＣ
の粒成長を抑制する作用を有する。本発明において，そ
の含有量を０．２〜０．４０重量％に限定したのは，
０．２重量％未満では，Ｃｒと複合添加しても所望の粒
成長効果が得られず，一方０．４０重量％を越えると焼
結後の冷却速度などによっては，合金中に第３相として
析出し，靭性低下をもたらすからである。
の粒成長を抑制する作用を有する。本発明において，そ
の含有量を０．２〜０．４０重量％に限定したのは，
０．２重量％未満では，Ｃｒと複合添加しても所望の粒
成長効果が得られず，一方０．４０重量％を越えると焼
結後の冷却速度などによっては，合金中に第３相として
析出し，靭性低下をもたらすからである。
【００２１】次に，ＴａＮの添加量について説明する。
【００２２】ＴａはＶ，Ｃｒとともに一部結合相中に固
溶して，ＷＣの粒成長を抑制する効果がある。本発明に
おいて，その含有量を０．５〜１．０重量％と限定した
のは，０．５重量％未満では，所望の粒成長効果が得ら
れず，一方１．０重量％を越えると焼結後の材料の強度
低下，硬度低下を招くからである。
溶して，ＷＣの粒成長を抑制する効果がある。本発明に
おいて，その含有量を０．５〜１．０重量％と限定した
のは，０．５重量％未満では，所望の粒成長効果が得ら
れず，一方１．０重量％を越えると焼結後の材料の強度
低下，硬度低下を招くからである。
【００２３】次に，ＺｒＮの添加量について説明する。
【００２４】Ｚｒは高温での強度が高く耐塑性変形性を
向上させる作用を有する。本発明において，その含有量
を０．５〜１．０重量％に限定したのは，０．５重量％
未満では，所望の高温での効果が期待できない。一方．
１．０重量％を越えると焼結後の材料の強度低下，硬度
低下を招くからである。
向上させる作用を有する。本発明において，その含有量
を０．５〜１．０重量％に限定したのは，０．５重量％
未満では，所望の高温での効果が期待できない。一方．
１．０重量％を越えると焼結後の材料の強度低下，硬度
低下を招くからである。
【００２５】次にＮ添加量について説明する。
【００２６】ＶおよびＣｒと結合しているＮの含有量を
０．１０〜０．２０重量％に限定したのは，０．１０重
量％未満では，ＶおよびＣｒと結合しているＮの量が少
ないために，複合添加しても所望の粒成長効果が得られ
ず，一方，０．２０重量％を越えると焼結体の含金中に
第３相として析出し靭性低下をもたらすからである。
０．１０〜０．２０重量％に限定したのは，０．１０重
量％未満では，ＶおよびＣｒと結合しているＮの量が少
ないために，複合添加しても所望の粒成長効果が得られ
ず，一方，０．２０重量％を越えると焼結体の含金中に
第３相として析出し靭性低下をもたらすからである。
【００２７】最後に，本発明の製造方法における焼結条
件について説明する。
件について説明する。
【００２８】昇温途中の１０００〜１２００℃（好まし
くは１１００〜１２００℃）から所定の保持温度を経て
冷却途中の１２００℃までを窒素分圧６００〜７６０Ｔ
ｏｒｒ（好ましくは６５０〜７５０Ｔｏｒｒ）の窒素雰
囲気下で制御することに限定したのは，昇温途中の１０
００℃以下の温度から窒素ガスを導入しても脱窒素を補
う事や，経済的には効果がないこと。また，１２００℃
を越えて導入すると，脱窒素が始まり窒素の制御ができ
ないためである。窒素分圧を６００〜７６０Ｔｏｒｒと
限定したのは６００Ｔｏｒｒ未満では，窒素の分解が促
進され所定の窒素量に入らないためである。また，７６
０Ｔｏｒｒを越えるとポアの残留する可能性があり所望
の合金特性を示さないからである。
くは１１００〜１２００℃）から所定の保持温度を経て
冷却途中の１２００℃までを窒素分圧６００〜７６０Ｔ
ｏｒｒ（好ましくは６５０〜７５０Ｔｏｒｒ）の窒素雰
囲気下で制御することに限定したのは，昇温途中の１０
００℃以下の温度から窒素ガスを導入しても脱窒素を補
う事や，経済的には効果がないこと。また，１２００℃
を越えて導入すると，脱窒素が始まり窒素の制御ができ
ないためである。窒素分圧を６００〜７６０Ｔｏｒｒと
限定したのは６００Ｔｏｒｒ未満では，窒素の分解が促
進され所定の窒素量に入らないためである。また，７６
０Ｔｏｒｒを越えるとポアの残留する可能性があり所望
の合金特性を示さないからである。
【００２９】
【発明の実施の形態】以下，本発明の実施の形態につい
て説明する。
て説明する。
【００３０】（第１の実施の形態）原料粉末として，平
均粒径：０．６μｍのＷＣ粉末，同１．４μｍのＣｏ粉
末，同１．０μｍのＶＮ粉末，同１．５μｍのＣｒ2 Ｎ
粉末を，同１．５μｍのＴａＮ粉末を下記表１に示した
組成に配合し，アルコール中湿式ボールミル混合した
後，減圧乾燥した。
均粒径：０．６μｍのＷＣ粉末，同１．４μｍのＣｏ粉
末，同１．０μｍのＶＮ粉末，同１．５μｍのＣｒ2 Ｎ
粉末を，同１．５μｍのＴａＮ粉末を下記表１に示した
組成に配合し，アルコール中湿式ボールミル混合した
後，減圧乾燥した。
【００３１】得られた混合粉末を１トン／ｃｍ2 の圧力
で圧粉体にプレス成形し，この成形体を下記表１に示し
た条件で焼結を行った。
で圧粉体にプレス成形し，この成形体を下記表１に示し
た条件で焼結を行った。
【００３２】その後，得られた焼結体を１，０００気圧
で１３５０℃に１時間保ちＨＩＰを行った。これらの焼
結体をダイヤモンド砥石で研削して，縦４ｍｍ，横８ｍ
ｍ，長さ２５ｍｍのＪＩＳ抗折試験片を作製し，３点曲
げによる抗折力を測定した。また，硬度については，ロ
ックウエル硬度計で測定した。合金中のＷＣの平均粒径
はＳＥＭ観察結果を画像処理して求めた。なお比較超硬
合金も同様に調整した。夫々の合金の特性を下記表２に
示した。
で１３５０℃に１時間保ちＨＩＰを行った。これらの焼
結体をダイヤモンド砥石で研削して，縦４ｍｍ，横８ｍ
ｍ，長さ２５ｍｍのＪＩＳ抗折試験片を作製し，３点曲
げによる抗折力を測定した。また，硬度については，ロ
ックウエル硬度計で測定した。合金中のＷＣの平均粒径
はＳＥＭ観察結果を画像処理して求めた。なお比較超硬
合金も同様に調整した。夫々の合金の特性を下記表２に
示した。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】（第２の実施の形態）第１の実施の形態で
得られた本発明のＷＣ−Ｃｏ系微粒超硬合金３，比較超
硬合金３を直径１０ｍｍの２枚刃エンドミルを切り出
し，これらのエンドミルを用いて，被削材をＳＫＤ６１
（ＨＲＣ６１）とし，切削速度１３０ｍｍ／ｍｉｎ，切
り込み深さが１０ｍｍの条件で鋼の乾式切削試験を実施
した。逃げ面摩耗：０．２５ｍｍを寿命基準として，寿
命にいたるまでの切削長を求め比較エンドミルの切削長
に対する本発明エンドミルの切削長の比率を評価した。
その結果を下記表３に示した。
得られた本発明のＷＣ−Ｃｏ系微粒超硬合金３，比較超
硬合金３を直径１０ｍｍの２枚刃エンドミルを切り出
し，これらのエンドミルを用いて，被削材をＳＫＤ６１
（ＨＲＣ６１）とし，切削速度１３０ｍｍ／ｍｉｎ，切
り込み深さが１０ｍｍの条件で鋼の乾式切削試験を実施
した。逃げ面摩耗：０．２５ｍｍを寿命基準として，寿
命にいたるまでの切削長を求め比較エンドミルの切削長
に対する本発明エンドミルの切削長の比率を評価した。
その結果を下記表３に示した。
【００３６】
【表３】
【００３７】上記表３に示される結果から，本発明エン
ドミルは比較エンドミルに比較して優れた切削性能を示
すことが判明した。
ドミルは比較エンドミルに比較して優れた切削性能を示
すことが判明した。
【００３８】（第３の実施の形態）原料粉末として，平
均粒径：０．６μｍのＷＣ粉末，同１．４μｍのＣｏ粉
末，同１．０μｍのＶＮ粉末，同１．５μｍのＣｒ2 Ｎ
粉末を，同２．３μｍのＺｒＮ粉末を下記表４に示した
組成に配合し，アルコール中湿式混合ボールミル混合し
た後，減圧乾燥した。得られた混合粉末を１トン／ｃｍ
2 の圧力で圧粉体にプレス成形し，この成形体を下記表
４に示した条件で焼結を行った。
均粒径：０．６μｍのＷＣ粉末，同１．４μｍのＣｏ粉
末，同１．０μｍのＶＮ粉末，同１．５μｍのＣｒ2 Ｎ
粉末を，同２．３μｍのＺｒＮ粉末を下記表４に示した
組成に配合し，アルコール中湿式混合ボールミル混合し
た後，減圧乾燥した。得られた混合粉末を１トン／ｃｍ
2 の圧力で圧粉体にプレス成形し，この成形体を下記表
４に示した条件で焼結を行った。
【００３９】その後，得られた焼結体を１，０００気圧
で１３５０℃に１時間保ち，ＨＩＰを行った。これらの
焼結体をダイヤモンド砥石で研削して，たて４ｍｍ，よ
こ８ｍｍ，２５ｍｍのＪＩＳ折試験片を作製し，３点曲
げによる抗折力を測定した。硬度については，ロックウ
エル硬度計で測定した。また，合金中のＷＣの平均粒径
は，ＳＥＭ観察結果を画像処理して求めた。なお比較超
硬合金も同様に調整した。それらの合金の特性を下記表
５に示した。
で１３５０℃に１時間保ち，ＨＩＰを行った。これらの
焼結体をダイヤモンド砥石で研削して，たて４ｍｍ，よ
こ８ｍｍ，２５ｍｍのＪＩＳ折試験片を作製し，３点曲
げによる抗折力を測定した。硬度については，ロックウ
エル硬度計で測定した。また，合金中のＷＣの平均粒径
は，ＳＥＭ観察結果を画像処理して求めた。なお比較超
硬合金も同様に調整した。それらの合金の特性を下記表
５に示した。
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】（第４の実施の形態）第３の実施の形態で
得られた本発明のＷＣ−Ｃｏ系微粒超硬合金２，比較超
硬合金６を直径１０ｍｍの２枚刃エンドミルを切り出
し，これらのエンドミルを用いて，被削材：ＳＫＤ６１
（ＨＲＣ６１），切削速度１３０ｍｍ／ｍｉｎ，切り込
み深さ：１０ｍｍの条件で，鋼の乾式切削試験を実施し
た。そして，逃げ面摩耗：０．２５ｍｍを寿命基準とし
て寿命にいたるまでの切削長を求め比較エンドミルの切
削長に対する本発明エンドミルの切削長の比率を評価し
た。その結果を下記表６に示した。
得られた本発明のＷＣ−Ｃｏ系微粒超硬合金２，比較超
硬合金６を直径１０ｍｍの２枚刃エンドミルを切り出
し，これらのエンドミルを用いて，被削材：ＳＫＤ６１
（ＨＲＣ６１），切削速度１３０ｍｍ／ｍｉｎ，切り込
み深さ：１０ｍｍの条件で，鋼の乾式切削試験を実施し
た。そして，逃げ面摩耗：０．２５ｍｍを寿命基準とし
て寿命にいたるまでの切削長を求め比較エンドミルの切
削長に対する本発明エンドミルの切削長の比率を評価し
た。その結果を下記表６に示した。
【００４３】
【表６】
【００４４】
【発明の効果】以上説明したように，本発明によれば，
Ｃｏを結合相とした合金中に窒素を含む粒成長抑制剤を
使用し，微粒の超硬合金を焼結する際，雰囲気を制御す
ることにより，合金中に窒素を残留させることで，１．
０μｍ以下であることを微細な炭化タングステン粒子を
含有する，高硬度で高強度および靭性の優れた微粒超硬
合金を提供することができる。
Ｃｏを結合相とした合金中に窒素を含む粒成長抑制剤を
使用し，微粒の超硬合金を焼結する際，雰囲気を制御す
ることにより，合金中に窒素を残留させることで，１．
０μｍ以下であることを微細な炭化タングステン粒子を
含有する，高硬度で高強度および靭性の優れた微粒超硬
合金を提供することができる。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成９年７月１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００２
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００２】
【従来の技術】従来，炭化タングステン（ＷＣ）を主体
とした超硬合金は，切削工具，耐摩耗工具等の材料とし
て広く用いられている。なかでも，平均粒径が１．０μ
ｍ以下のＷＣ粒子を主体とした超硬合金は，高硬度で高
強度を有することが知られている。そのため，超硬合金
は，各種剪断刃，ＰＣＢ穴明けドリル，金属用のドリ
ル，エンドミル等に用いられている。一方，市場ではさ
らなる高能率化が要求されており，この要求を満たすた
めには，超微粒超硬合金が必要不可欠である。
とした超硬合金は，切削工具，耐摩耗工具等の材料とし
て広く用いられている。なかでも，平均粒径が１．０μ
ｍ以下のＷＣ粒子を主体とした超硬合金は，高硬度で高
強度を有することが知られている。そのため，超硬合金
は，各種剪断刃，ＰＣＢ穴明けドリル，金属用のドリ
ル，エンドミル等に用いられている。一方，市場ではさ
らなる高能率化が要求されており，この要求を満たすた
めには，超微粒超硬合金が必要不可欠である。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１３】さらに，本発明では，前記した微粒超硬合
金を粉末冶金法によって製造する方法であって，前記組
成の原料粉末のプレス成形体の焼結に際して，昇温途中
の１０００〜１２００℃から所定の保持温度を経て冷却
途中の１２００℃までの工程を窒素分圧６００〜７６０
Ｔｏｒｒの窒素雰囲気下で制御しながら焼結することを
特徴としている。
金を粉末冶金法によって製造する方法であって，前記組
成の原料粉末のプレス成形体の焼結に際して，昇温途中
の１０００〜１２００℃から所定の保持温度を経て冷却
途中の１２００℃までの工程を窒素分圧６００〜７６０
Ｔｏｒｒの窒素雰囲気下で制御しながら焼結することを
特徴としている。
Claims (3)
- 【請求項１】 ＶＮを０．０５〜０．５０重量％及びＣ
ｒ2 Ｎを８０．２０〜０．４０重量％と，ＴａＮ及びＺ
ｒＮのうちの少なくとも１種を０．５〜１．０重量％
と，Ｃｏを主成分とする結合相を５〜２０重量％と，残
りがＷＣ及び不可避不純物とからなる組成を有するＷＣ
−Ｃｏ系微粒超硬合金であって，前記合金中のＷＣ粒子
の平均粒径が１．０μｍ以下であり，高硬度で高強度お
よび靭性の優れたことを特徴とする微粒超硬合金。 - 【請求項２】 請求項１記載の微粒超硬合金において，
前記合金中の窒素含有量が０．１０〜０．２０重量％で
あることを特徴とする微粒超硬合金。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の微粒超硬合金を粉
末冶金法によって製造する方法であって，前記組成の原
料粉末のプレス成形形の焼結に際して，昇温途中の１０
００〜１２００℃から所定の保持温度を経て冷却途中の
１２００℃までの工程を窒素分圧６００〜７６０Ｔｏｒ
ｒの窒素雰囲気下で制御しながら焼結することを特徴と
する微粒超硬合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13659297A JP3318887B2 (ja) | 1997-05-27 | 1997-05-27 | 微粒超硬合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13659297A JP3318887B2 (ja) | 1997-05-27 | 1997-05-27 | 微粒超硬合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10324943A true JPH10324943A (ja) | 1998-12-08 |
| JP3318887B2 JP3318887B2 (ja) | 2002-08-26 |
Family
ID=15178905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13659297A Expired - Lifetime JP3318887B2 (ja) | 1997-05-27 | 1997-05-27 | 微粒超硬合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3318887B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006057155A (ja) * | 2004-08-23 | 2006-03-02 | Tungaloy Corp | 微粒超硬合金およびその製造方法 |
| EP2011890A1 (en) | 2007-06-01 | 2009-01-07 | Sandvik Intellectual Property AB | Fine grained cemented carbide with refined structure |
| US7976607B2 (en) | 2006-06-15 | 2011-07-12 | Sandvik Intellectual Property Ab | Cemented carbide with refined structure |
| US8283058B2 (en) | 2007-06-01 | 2012-10-09 | Sandvik Intellectual Property Ab | Fine grained cemented carbide cutting tool insert |
| WO2012153858A1 (ja) * | 2011-05-12 | 2012-11-15 | 株式会社タンガロイ | 超硬合金および被覆超硬合金 |
| US8455116B2 (en) * | 2007-06-01 | 2013-06-04 | Sandvik Intellectual Property Ab | Coated cemented carbide cutting tool insert |
| CN119640120A (zh) * | 2024-12-19 | 2025-03-18 | 合肥工业大学 | 一种TiB2增强的盾构机球齿用超粗晶WC-Co基硬质合金及其制备方法 |
-
1997
- 1997-05-27 JP JP13659297A patent/JP3318887B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006057155A (ja) * | 2004-08-23 | 2006-03-02 | Tungaloy Corp | 微粒超硬合金およびその製造方法 |
| US7976607B2 (en) | 2006-06-15 | 2011-07-12 | Sandvik Intellectual Property Ab | Cemented carbide with refined structure |
| EP2011890A1 (en) | 2007-06-01 | 2009-01-07 | Sandvik Intellectual Property AB | Fine grained cemented carbide with refined structure |
| EP2287355A1 (en) | 2007-06-01 | 2011-02-23 | Sandvik Intellectual Property AB | Fine grained cemented carbide with refined structure |
| US7938878B2 (en) | 2007-06-01 | 2011-05-10 | Sandvik Intellectual Property Ab | Fine grained cemented carbide with refined structure |
| US8283058B2 (en) | 2007-06-01 | 2012-10-09 | Sandvik Intellectual Property Ab | Fine grained cemented carbide cutting tool insert |
| US8455116B2 (en) * | 2007-06-01 | 2013-06-04 | Sandvik Intellectual Property Ab | Coated cemented carbide cutting tool insert |
| US9005329B2 (en) | 2007-06-01 | 2015-04-14 | Sandvik Intellectual Property Ab | Fine grained cemented carbide with refined structure |
| WO2012153858A1 (ja) * | 2011-05-12 | 2012-11-15 | 株式会社タンガロイ | 超硬合金および被覆超硬合金 |
| CN119640120A (zh) * | 2024-12-19 | 2025-03-18 | 合肥工业大学 | 一种TiB2增强的盾构机球齿用超粗晶WC-Co基硬质合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3318887B2 (ja) | 2002-08-26 |
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