JP2859891B2 - 超硬合金 - Google Patents
超硬合金Info
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Description
［産業上の利用分野］ 本発明は超硬合金の改良に関する。詳細には、耐摩耗
性を向上した超硬合金の応用範囲の拡大に関する。 ［従来の技術］ WC硬質相と結合相がCoとからなる超硬合金はそのすぐ
れた耐摩耗性と耐衝撃性から様々な用途に実用化されて
いる。特に、WC−Ta（Nb）Ｃ−Co系は、粒抑制効果がよ
く、広く使用されている。 また、Ｐ系超硬合金にはTiNを微量添加した合金が広
く用いられ、窒素の添加により、Ｂ−１型固溶体相の微
細化が計れ、より靭性が向上している。従来、耐摩耗用
途にはTaC,NbC等の元素は添加せず組成上WC−Co系の２
元系またはCoの一部をNi、Cr等で置換した系列の合金が
使用されてきた。 しかし、耐摩耗用合金は、耐酸化性、耐腐食性の観点
より結合相の改善が主であり、窒化物等硬質相からの改
善は、ほとんどされていなかった。 ［発明が解決しようとする問題点〕 上記の様に従来の耐摩用超硬合金は４〜８ミクロンの
粗粒WCをCo、Ni、Crで結合したものであり、他の炭窒化
物、窒化物を添加した系列はほとんどなかった。しか
し、最近の耐摩、耐衝撃用の使用される条件はより高能
率化のため、負荷が大きくなり、もともと結合総量の大
きな耐摩耗用合金には、耐摩耗性が不十分結合相か
らのWC粒子の脱落等による表面の荒れ繰り返し加熱冷
却による熱亀裂の発生と短寿命化、等問題点も指摘され
ている。しかも、耐摩耗用途には高結合相量は必須であ
り、結合相の合金化により結合相中の耐食性、耐酸化
性、耐熱性等の合金の特徴を引出していた。すなわち固
溶強化合金が主であり、Cr/Ni、Co/Ni/Cr等結合相中の
組成に特徴があった。 ［問題点を解決する手段〕 しかし、本発明者らはＰ系超硬合金で実施されている
窒化物を添加した場合の結合相の変化に着目し、結合相
自体の合金化がより大きく、特に結合相中への固溶が増
加し、固溶強化が計られると同時に、この系列合金を単
純系において確認したところ窒化物自身がその一部は固
溶するが多くは分離していることをみいだした。そのた
め、同様の効果がWC−Co/Ni/Cr系＋添加物の固溶強化合
金に応用出来るか、種々の窒化物について検討した結
果、Niの効果により、Coの場合より固溶量が増え、添加
元素自体の固溶強化が計れることをみいだした。 ［作用〕 以上のごとく、本発明は窒化ニオブ、窒化モリブデ
ン、窒化タンタル及び窒化タングステンの一種または２
種以上0.1〜2.0％ 残り、炭化タングステンからなる硬
質相80〜94％、鉄族金属からなる結合相６〜20％（以上
重量パーセント）からなる超硬合金において、最終焼結
体に於ける上記窒化物及び／または複炭窒化物の平均粒
度が１ミクロン以下よりなることを特徴とする超硬合金
である。さらに軽い元素ほど結合相中への固溶強化の率
がおおきく、重元素ほど分散強化の率が高いことも本発
明合金の特徴である。バナジウム、クロム等は粒抑制材
としても知られ、窒化物を使用しても焼結中に大半が分
解し結合相中にとけこみ固溶強化を計れるが、分散強化
を行うには多大な添加量を要し、その弊害のため強度が
劣化するため本発明の範囲より除いた。窒化ニオブ、窒
化モリブデン、窒化タンタル、窒化タングステンも同様
にその一部が分解して結合相中にとけ込むが、その固溶
限は小さい。しかし、周期律表の4a族の窒化物は他の元
素を固溶させる効果は大きいが、それ自体はほとんど固
溶せず、5a、6a族炭窒化物に比較し強度の低下を招くた
め、耐摩耗用途には総合的にマイナスとなるため、本発
明合金より除いた。 本発明による超硬合金の組成は以下の理由によりその
範囲が限定される。 １）窒化物添加量は、0.1％未満では分散量が不充分な
ため効果が少なく、また２％を越えると粒子の凝集のた
め１粒子が粗くなり著しく靭性を阻害するために、0.1
〜２％とした。 ２）鉄族金属の添加量は、６％未満では充分な靭性が得
られず、20％をこえると耐摩耗性を悪くするため、６〜
20％とした。 ３）窒化物相の粒度は、焼結体での粒度が１ミクロンを
こえると、WC相に比較し脆い相なため、強度が劣化する
ため、１ミクロン以下とした。 以下、本発明に関し実施例に基ずき具体的に説明す
る。
性を向上した超硬合金の応用範囲の拡大に関する。 ［従来の技術］ WC硬質相と結合相がCoとからなる超硬合金はそのすぐ
れた耐摩耗性と耐衝撃性から様々な用途に実用化されて
いる。特に、WC−Ta（Nb）Ｃ−Co系は、粒抑制効果がよ
く、広く使用されている。 また、Ｐ系超硬合金にはTiNを微量添加した合金が広
く用いられ、窒素の添加により、Ｂ−１型固溶体相の微
細化が計れ、より靭性が向上している。従来、耐摩耗用
途にはTaC,NbC等の元素は添加せず組成上WC−Co系の２
元系またはCoの一部をNi、Cr等で置換した系列の合金が
使用されてきた。 しかし、耐摩耗用合金は、耐酸化性、耐腐食性の観点
より結合相の改善が主であり、窒化物等硬質相からの改
善は、ほとんどされていなかった。 ［発明が解決しようとする問題点〕 上記の様に従来の耐摩用超硬合金は４〜８ミクロンの
粗粒WCをCo、Ni、Crで結合したものであり、他の炭窒化
物、窒化物を添加した系列はほとんどなかった。しか
し、最近の耐摩、耐衝撃用の使用される条件はより高能
率化のため、負荷が大きくなり、もともと結合総量の大
きな耐摩耗用合金には、耐摩耗性が不十分結合相か
らのWC粒子の脱落等による表面の荒れ繰り返し加熱冷
却による熱亀裂の発生と短寿命化、等問題点も指摘され
ている。しかも、耐摩耗用途には高結合相量は必須であ
り、結合相の合金化により結合相中の耐食性、耐酸化
性、耐熱性等の合金の特徴を引出していた。すなわち固
溶強化合金が主であり、Cr/Ni、Co/Ni/Cr等結合相中の
組成に特徴があった。 ［問題点を解決する手段〕 しかし、本発明者らはＰ系超硬合金で実施されている
窒化物を添加した場合の結合相の変化に着目し、結合相
自体の合金化がより大きく、特に結合相中への固溶が増
加し、固溶強化が計られると同時に、この系列合金を単
純系において確認したところ窒化物自身がその一部は固
溶するが多くは分離していることをみいだした。そのた
め、同様の効果がWC−Co/Ni/Cr系＋添加物の固溶強化合
金に応用出来るか、種々の窒化物について検討した結
果、Niの効果により、Coの場合より固溶量が増え、添加
元素自体の固溶強化が計れることをみいだした。 ［作用〕 以上のごとく、本発明は窒化ニオブ、窒化モリブデ
ン、窒化タンタル及び窒化タングステンの一種または２
種以上0.1〜2.0％ 残り、炭化タングステンからなる硬
質相80〜94％、鉄族金属からなる結合相６〜20％（以上
重量パーセント）からなる超硬合金において、最終焼結
体に於ける上記窒化物及び／または複炭窒化物の平均粒
度が１ミクロン以下よりなることを特徴とする超硬合金
である。さらに軽い元素ほど結合相中への固溶強化の率
がおおきく、重元素ほど分散強化の率が高いことも本発
明合金の特徴である。バナジウム、クロム等は粒抑制材
としても知られ、窒化物を使用しても焼結中に大半が分
解し結合相中にとけこみ固溶強化を計れるが、分散強化
を行うには多大な添加量を要し、その弊害のため強度が
劣化するため本発明の範囲より除いた。窒化ニオブ、窒
化モリブデン、窒化タンタル、窒化タングステンも同様
にその一部が分解して結合相中にとけ込むが、その固溶
限は小さい。しかし、周期律表の4a族の窒化物は他の元
素を固溶させる効果は大きいが、それ自体はほとんど固
溶せず、5a、6a族炭窒化物に比較し強度の低下を招くた
め、耐摩耗用途には総合的にマイナスとなるため、本発
明合金より除いた。 本発明による超硬合金の組成は以下の理由によりその
範囲が限定される。 １）窒化物添加量は、0.1％未満では分散量が不充分な
ため効果が少なく、また２％を越えると粒子の凝集のた
め１粒子が粗くなり著しく靭性を阻害するために、0.1
〜２％とした。 ２）鉄族金属の添加量は、６％未満では充分な靭性が得
られず、20％をこえると耐摩耗性を悪くするため、６〜
20％とした。 ３）窒化物相の粒度は、焼結体での粒度が１ミクロンを
こえると、WC相に比較し脆い相なため、強度が劣化する
ため、１ミクロン以下とした。 以下、本発明に関し実施例に基ずき具体的に説明す
る。
【実施例 １】 市販のWC粉末（平均粒度６μｍ）Mo2N粉末（同１μ
ｍ）、WN粉末（同１μｍ）、NbN粉末（同１μｍ）、TaN
粉末（同１μｍ）、Co粉末（同1.3μｍ）、Ni粉末（同
1.2μｍ）、Cr粉末（同２μｍ）を用い、第１表に示す
組成で混合成型し、1350℃〜1400℃の温度で１時間真空
焼結を行なった。 得られた合金の硬さ、坑折力、高温クリープ及び耐熱
衝撃性を試験し、第２表に示す結果を得た。 高温クリープ試験はJIS試片（4x8x24mm）を不活性ガ
ス雰囲気中900℃で３点曲げクリープ試験（スパン距離2
0mm）を負荷応力50kg/mm2で行ない破断時間を調べた。
耐熱衝撃性は試料を不活性ガス雰囲気の炉中（900℃）
に入れて10分間保持した後、約20℃の水中に焼入れし熱
クラックが発生するまでの回数を調べた。 第２表から明らかなように、本発明合金は室温での性
能は比較例と同等であるが、高温での特性に優れた性能
を示している。これらは結合相の分散固溶強化に起因す
るものである。
ｍ）、WN粉末（同１μｍ）、NbN粉末（同１μｍ）、TaN
粉末（同１μｍ）、Co粉末（同1.3μｍ）、Ni粉末（同
1.2μｍ）、Cr粉末（同２μｍ）を用い、第１表に示す
組成で混合成型し、1350℃〜1400℃の温度で１時間真空
焼結を行なった。 得られた合金の硬さ、坑折力、高温クリープ及び耐熱
衝撃性を試験し、第２表に示す結果を得た。 高温クリープ試験はJIS試片（4x8x24mm）を不活性ガ
ス雰囲気中900℃で３点曲げクリープ試験（スパン距離2
0mm）を負荷応力50kg/mm2で行ない破断時間を調べた。
耐熱衝撃性は試料を不活性ガス雰囲気の炉中（900℃）
に入れて10分間保持した後、約20℃の水中に焼入れし熱
クラックが発生するまでの回数を調べた。 第２表から明らかなように、本発明合金は室温での性
能は比較例と同等であるが、高温での特性に優れた性能
を示している。これらは結合相の分散固溶強化に起因す
るものである。
【実施例 ２】 実施例１の合金を用いて直径160mm、厚さ70mmの圧延
用ロールを作った。このロールを用いて鋼線を熱間圧延
した結果を第２表に併記する。第２表より、従来からの
Co−Ni−Crを結合相とした超硬合金ロールでは表面に生
ずる肌荒れのためにせいぜい1200ton程度の圧延しか出
来なかったところで200ton〜3000tonの圧延が可能とな
り、また肌荒れも少なく良好な面が得られたCo−Ni−Cr
を結合相としたロールでは亀裂の開きが大きく、かつ硬
質層の脱落が多く観察されるのに対し、本発明のロール
では亀裂の開きは小さく、また脱落も少ない。
用ロールを作った。このロールを用いて鋼線を熱間圧延
した結果を第２表に併記する。第２表より、従来からの
Co−Ni−Crを結合相とした超硬合金ロールでは表面に生
ずる肌荒れのためにせいぜい1200ton程度の圧延しか出
来なかったところで200ton〜3000tonの圧延が可能とな
り、また肌荒れも少なく良好な面が得られたCo−Ni−Cr
を結合相としたロールでは亀裂の開きが大きく、かつ硬
質層の脱落が多く観察されるのに対し、本発明のロール
では亀裂の開きは小さく、また脱落も少ない。
【実施例 ３】 実施例１ Ａで得た混合粉末から、直径45mm、厚さ25
mmのガイドローラーを作り、これを鋼線熱間圧延の際の
ガイドに用いたところ従来のCo−Ni−Crを結合相とした
超硬合金のガイドローラーでは肌荒れのため2500ton程
度で寿命となっていた箇所で4800tonまでの使用に耐え
ることが出来た。
mmのガイドローラーを作り、これを鋼線熱間圧延の際の
ガイドに用いたところ従来のCo−Ni−Crを結合相とした
超硬合金のガイドローラーでは肌荒れのため2500ton程
度で寿命となっていた箇所で4800tonまでの使用に耐え
ることが出来た。
上述の如く、本発明超硬合金はロール等の線材の熱間
圧延ロール、ガイドローラー、ピンチロールなど、熱間
または温間で過度の負荷がかかり、かつ酸化、腐食等の
環境が起こしやすい状態ですぐれた性能を発揮する超硬
合金を提供するものである。
圧延ロール、ガイドローラー、ピンチロールなど、熱間
または温間で過度の負荷がかかり、かつ酸化、腐食等の
環境が起こしやすい状態ですぐれた性能を発揮する超硬
合金を提供するものである。
Claims (1)
- 【請求項１】窒化ニオブ、窒化モリブデン、窒化タンタ
ル及び窒化タングステンの一種または２種以上0.1〜2.0
％ 残り、炭化タングステンからなる硬質相80〜94％、
鉄族金属からなる結合相６〜20％（以上重量パーセン
ト）からなる超硬合金において、最終焼結体に於ける上
記窒化物及び／または複炭窒化物の平均粒度が１ミクロ
ン以下よりなることを特徴とする超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13548989A JP2859891B2 (ja) | 1989-05-30 | 1989-05-30 | 超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13548989A JP2859891B2 (ja) | 1989-05-30 | 1989-05-30 | 超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH032346A JPH032346A (ja) | 1991-01-08 |
| JP2859891B2 true JP2859891B2 (ja) | 1999-02-24 |
Family
ID=15152928
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13548989A Expired - Fee Related JP2859891B2 (ja) | 1989-05-30 | 1989-05-30 | 超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2859891B2 (ja) |
-
1989
- 1989-05-30 JP JP13548989A patent/JP2859891B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH032346A (ja) | 1991-01-08 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |