(57)【要約】【課題】延性のある超硬可接性ＷＣ系合金の個片を安価に所望形状で複数個一括製造することができる製造方法、および、該製造方法で製造した合金を提供する。【解決手段】延性のある超硬可接性ＷＣ系合金の個片の製造方法は、ＷＣとＣｏの混合粉を圧粉体とする工程と、水素気流中または真空中で該圧粉体に焼結処理を施す工程とからなる、延性のある超硬可接性Ｃｏ−ＷＣ系合金の個片の製造方法であって、上記圧粉体全体における上記ＷＣの配合値は、１０重量％以上、２０重量％以下であり、上記焼結処理は、上記圧粉体を、金属−タングステンカーバイド成分系の固溶体と融体とが共存する状態にする熱的過程を含み、かつ、上記圧粉体の大略形状が維持される温度範囲でなされる焼結処理である。【選択図】図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
コバルトおよびニッケルから選ばれた少なくとも１つの金属粉と、タングステンカーバイドの粉との混合粉を圧粉体とする工程と、水素気流中または真空中で該圧粉体に焼結処理を施す工程とを含む、タングステンカーバイド単体よりも延性のある超硬可接性タングステンカーバイド系合金の製造方法であって、
前記圧粉体全体における前記タングステンカーバイドの配合値は、１０重量％以上、２０重量％以下であり、
前記焼結処理は、前記圧粉体を、前記金属−タングステンカーバイド成分系の固溶体と融体とが共存する状態にする熱的過程を含み、かつ、前記圧粉体の形状が維持される温度範囲でなされる焼結処理であることを特徴とするタングステンカーバイド単体よりも延性のある超硬可接性タングステンカーバイド系合金の製造方法。
【請求項２】
前記金属がコバルトであることを特徴とする請求項１記載の超硬可接性タングステンカーバイド系合金の製造方法。
【請求項３】
前記金属がニッケルであることを特徴とする請求項１記載の超硬可接性タングステンカーバイド系合金の製造方法。
【請求項４】
請求項１記載の製造方法で製造したことを特徴とするタングステンカーバイド単体よりも延性のある超硬可接性タングステンカーバイド系合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超硬合金の部材と超硬可接性合金の部材とを固着処理し熱間等方圧縮処理を施して超硬合金複合体を製造する際に、該固着処理において、合わせ目を閉口するために配接する延性のある超硬可接性合金、および、該合金の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
以下のＩ〜Ｖは、超硬合金の焼結処理に関する。
Ｉ．超硬合金は、結合相構成金属成分であるコバルト（Ｃｏと記す）および／またはニッケル（Ｎｉと記す）と、タングステンカーバイド（ＷＣと記す）を主とする７０重量％以上の硬質相構成成分で規定され、高硬度と耐摩耗性を特徴とする。
【０００３】
ＩＩ．超硬合金に関わる平衡状態図を、図１「Ｃｏ−ＷＣ；擬２元系平衡状態図」に示す。（Ｎｉ−ＷＣ；擬２元系についても同様の平衡状態図である。）
該系において、タングステン（Ｗと記す）と炭素（Ｃと記す）は原子数比＝１：１の化学量論化合物ＷＣをなし、２元系の一方の成分を構成するとみなせるので、擬２元系と呼ばれる。該擬２元系は、Ｃｏ側でＷＣの溶解度がある固溶体（γと記す）と、他方側でＣｏの溶解度がないＷＣ単体相があり、ＷＣ成分の含有量（ＷＣ成分値と記す）が６３重量％、温度が１３２０℃の共晶点が存在する。該共晶点以上の温度において、ＣｏとＷＣは反応して融体（以下Ｌと記す）が発生する。該Ｌ中ではＣｏとＷとＣとが各々独立した原子の状態で存在する。
共晶点を超える或る温度範囲と組成範囲では、ＬとＷＣの共存状態（「Ｌ＋ＷＣ」と記す）であり、共晶温度１３２０℃以下の或る範囲では、γとＷＣの共存状態（「γ＋ＷＣ」と記す）である。「Ｌ＋ＷＣ」とＬの間は液相線、「Ｌ＋ＷＣ」と「γ＋ＷＣ」の間は共晶線で区切られる。結合金属相とされるＣｏ側γはＷＣの濃度が規定されるが、γ中ではＷＣはＷとＣに分離して固溶している。
【０００４】
商用の超硬合金は、結合相構成金属（Ｃｏおよび／またはＮｉ）−ＷＣ系で該「γ＋ＷＣ」状態（注記：状態は相とも呼ばれる。以下、状態および相は略記する）を発現させた合金であり、その微視的組織はγ中で硬質相ＷＣが粒子状態で分散した態様をなす。高硬度のＷＣ粒子を延靭性のγマトリックスが結合した該微視的構造が、耐摩耗性とともに金属的安定性を具現させる。
【０００５】
ＩＩＩ．超硬合金の製造に係わる焼結処理は、上記「γ＋ＷＣ」の発現を目的とし、上記状態図に則る操作を行なう。すなわち、出発原料である結合相構成金属とＷＣの単体粉末を所定の圧粉体になし、該圧粉体を共晶温度以上に昇温させてＬを発生させ、「Ｌ＋ＷＣ」を経過させて冷却し、その後の「γ＋ＷＣ」を得る熱的過程をなす。Ｌを発生させて「Ｌ＋ＷＣ」を経過させることが「γ＋ＷＣ」を得る前提条件であり、固液共存状態を経過させる熱的処理が必須的になされる。
【０００６】
ＩＶ．焼結処理の「Ｌ＋ＷＣ」経過中において、固体のＷＣが骨格となり、最終形状は圧粉体の大略形状を維持して形成される。超硬合金の個体の形状形成は該形状維持効果に拠るので、処理中にＬが過剰になることを避ける必要から、商用の超硬合金の個片（超硬合金体と記す。）は、共晶点成分ではＬの量が最大化するという平衡状態図の原則により、ＷＣ成分値の下限が約７０重量％でなる成分の慣用的な規制が生じる。超硬合金体の製品化には焼結処理に伴う形状変動があり、高コストの黒皮を取り除く研磨工程が不可欠であるが、体積縮小率１０重量％以上の研磨を要する研磨代は通常選好されない。
【０００７】
Ｖ．焼結処理による超硬合金体の製造において、硬質相構成成分の出発物質としてＷＣを使用する方法が行なわれるが、焼結温度が共晶温度以下でなされる方法は実用されない。また、Ｗ単体とＣ単体を出発物質とする方法も全く行なわれない。
【０００８】
以下のＩ〜ＩＩＩは、超硬可接性合金に関する。
Ｉ．耐摩耗性がある超硬合金の使用形態は、主要な構造材である鋼の部材と力学的に結合させる場合が多い。該結合の大部分がロー付け、焼き嵌めおよびネジ止メでなされ、主要な接合工法である溶接はビードワレが発生するので全く実施されない。
ＩＩ．固相拡散接合は、溶接と同等の接合強度が得られる工法とされているが、超硬合金と鋼が直接的に拡散接合する特定の場合には、接合部位の強度が両部材の単体強度に拠らず、略零の水準になる。そこで、超硬合金と固相拡散接合させて（対超硬拡散接合と記す）接合部が脆化しない特性（超硬可接性と記す）が希求され、超硬可接性の合金・金属（超硬可接性合金と記す）が考案された。すなわち、超硬可接性合金と超硬合金とを固相拡散接合させて一体化した複合体（超硬合金複合体と記す）は、破断の劈開が接合部に集中することがなく、統合的な破断強度が両部材の低位側の強度以下にはならないという有用な特徴が実現する。
【０００９】
ＩＩＩ．公知の超硬可接性合金は、＜１＞ＷＣ量が異なる超硬合金（＜１＞合金と記す）、＜２＞鉄系金属と硬質物質を結合処理してなす合金（＜２＞合金と記す）（特許文献１）、＜３＞（Ｃｏおよび／またはＮｉ）−Ｗ−Ｃ；３構成成分で規定される溶解と鋳造による合金（＜３＞合金と記す）（特許文献２）などがある。超硬可接性合金は、超硬可接性に加えて機械的性質や熱膨張率などの特性が併せて考慮されて複合体化される。
【００１０】
以下のＩ〜ＩＶは、超硬合金複合体の複合化の施工方法に関する。
Ｉ．拡散接合脆性が生じない金属特性の条件下において、熱間等方圧縮処理（Hot Isostatic  Pressing、以後、ＨＩＰ処理と記す）が金属部材間の拡散接合施工信頼性に優れ、得られる金属複合体は安定性が高いとされる。それ故に、熱膨張率の小なる超硬合金に超硬可接性合金を複合体化するにあたり、ＨＩＰ処理が安定な超硬合金複合体を得る好適な施工方法であり、また、ガラスを介するＨＩＰ処理が処理費用を低下させて有用性を向上できると考えられた。
【００１１】
ＩＩ．ガラスを介するＨＩＰ処理は、金属の部材一個以上と延性のある金属の部材一個以上とを固着処理を施して一体を構築し（金属固着体と記す）、該金属固着体を包摂したガラスの外周から高温・高圧気体を作用させる操作を行なう。金属固着体は鋼製密閉容器に封入されずにＨＩＰ処理が施されて、ガラスの侵入なしに合わせ目の隙間が閉塞されて緻密一体化される。（特許文献３）
【００１２】
ＩＩＩ．超硬合金を部材とする場合は、超硬合金の部材と超硬可接性合金の部材とを固着処理を施して一体を構築し（超硬合金固着体と記す）、該超硬合金固着体を包摂したガラスの外周から高温・高圧気体を作用させる操作が考えられた。
【００１３】
ＩＶ．ここで、超硬合金固着体の構築に係わる固着処理として以下の操作が考えられた。（特許文献４）
ＩＶ（ｉ）第１段階−超硬合金と超硬可接性合金の部材とを組み合せ、最外周に超硬可接性と延性を兼ね備える合金（「延性のある超硬可接性合金」と記す）でなる部材を配接して合わせ目を機械的に閉口する。
ＩＶ（ｉｉ）第２段階−「延性のある超硬可接性合金」でなる部材を塑性変形させ、部材間を固定する操作を行ない、超硬合金固着体を得る。
【００１４】
上記の固定操作に適う「延性のある超硬可接性合金」として、特許文献４では、ＣとＷとＣｏの溶解と鋳造による合金が用いられた。該合金は、Ｃ粉（１．２重量％）とＷ塊（１８．８重量％）およびＣｏ粒（残部％）を１６００度℃以上で溶解してＬを経過させる処理（以下、融体処理と記す）を施して得られたものである。融体処理を施して得る合金体は、いわゆる鋳塊である。該鋳塊は延性を有するが熱間鍛造加工でワレやすく、分割する手段が切断加工と機械加工に限られるので、一定形状の加工用素片を鋳塊から製造する工程が高コストであった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開平０６−７１５０２号公報
【特許文献２】特開平１１−８０８６８号公報
【特許文献３】特開２００７−００２３２９号公報
【特許文献４】特開２００８−１６９４１９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、このような問題に対処するためになされたもので、延性のある超硬可接性Ｃｏおよび／またはＮｉ−ＷＣ系合金体を安価に所望形状で複数個一括製造することができる製造方法、および、該製造方法で製造した延性のある超硬可接性Ｃｏおよび／またはＮｉ−ＷＣ系合金の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明のＷＣ単体よりも延性のある超硬可接性ＷＣ系合金の製造方法は、ＣｏおよびＮｉから選ばれた少なくとも１つの金属粉と、ＷＣの粉との混合粉を圧粉体とする工程と、水素気流中または真空中で該圧粉体に焼結処理を施す工程とを含む、ＷＣ単体よりも延性のある超硬可接性ＷＣ系合金の製造方法であって、上記圧粉体全体における上記ＷＣの配合値は、１０重量％以上、２０重量％以下であり、上記焼結処理は、上記圧粉体を、上記［金属−ＷＣ］系の固溶体γと融体Ｌとが共存する状態にする熱的過程を含み、かつ、上記圧粉体の形状が維持される温度範囲でなされる焼結処理であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１８】
本発明により、延性のある超硬可接性ＷＣ系合金を安価に製造でき、また、所望形状で複数個一括製造することができる。
該超硬可接性ＷＣ系合金の個片を使用して、超硬合金の部材と超硬可接性合金の部材に固着処理を施して超硬合金固着体を製造することができ、この超硬合金固着体はＨＩＰ処理で緻密に一体化できる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】Ｃｏ−ＷＣ；擬２元系平衡状態図である。
【図２】Ｗ−Ｃ−Ｃｏ；３元系のＣｏ隅平衡状態図（各相の凝固温度におけるもの）である。
【図３】本発明合金説明図である。
【図４】超硬合金固着体の断面形状模式図である。
【図５】超硬合金固着体のＨＩＰ処理挿入模式図である。
【図６】実施例と比較例の外表面浸透探傷結果および切断面浸透探傷結果の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
超硬合金の脆化の原因とされるη相について、図２「Ｗ−Ｃ−Ｃｏ；３元系のＣｏ隅平衡状態図」で開示する（「Ｗ−Ｃ−Ｎｉ；３元系」も同様である）。ηは、「γ＋ＷＣ」の高Ｗまたは低Ｃ化で、「γ＋ＷＣ＋η」として超硬合金中に生成し、合金の強度を低下させて破壊の起点となる。超硬合金の研磨ワレ、ワイヤー放電切断ワレ、使用時の低疲労強度破壊の原因起点となることが知られている。
金属部材の拡散接合では、合わせ目の隙間の空疎が消滅することによって部材間の合わせ目が閉塞する。すなわち、接合部の原子空孔濃度が熱力学的に規定される状態に到達する。続いて、金属原子の拡散による組成傾斜分布層が双方の接合界面に生じる。すなわち、組成傾斜分布層は金属複合体の接合部応力変動を緩和して安定性を改善する。それ故に、接合界面では拡散成分による第３相生成の可能性が潜在する。そのため、鋼と超硬合金の拡散接合部に生じる脆性は、超硬合金接合界面のη生成に基因し、ηが生成しない特定の場合が超硬可接性の具現であると考えられる。
【００２１】
超硬可接性合金とされる＜１＞合金、＜２＞合金、＜３＞合金はその状態が全て「γ＋ＷＣ」であることに着眼し、対超硬拡散接合における「γ＋ＷＣ」とη生成の関係ついて考察した。
状態図の原則から、「γ＋ＷＣ」ではγとＷＣの量比が変化してもγの成分構成は変化しないので、ＷＣ濃度が異なる合金部材間であってもＣｏ、Ｗ、Ｃの濃度拡散は起らず、第３相が生じる可能性はない。すなわち、ＷＣ濃度が異なる超硬合金間の固相拡散接合はηが生成せず、ＷＣ７０重量％以下の「γ＋ＷＣ」合金は対超硬拡散接合において同様にηを生成させない。また、鋼対超硬合金間で発生する接合脆性の原因は、超硬合金中Ｃの鋼への拡散・散逸による低Ｃ化→η生成に起因する（図２参照）。
そのため、対超硬拡散接合する合金の状態が「γ＋ＷＣ」であることが、η生成防止の条件であると考えられた。
【００２２】
延性のある、超硬可接性合金の部材の製造には従来から以下の問題があった。
＜２＞合金は、鉄系金属−硬質物質の結合処理による合金で、熱膨張率を超硬合金に対して大に保つ必要性から、硬質物質の成分値は２０〜８０重量％が好適とされる。該成分量は共晶点に近接するので結合処理時に全量がＬとなるか、または、Ｌが過剰となるので結合処理時に形状の維持が困難である。さらに、硬質物質の成分量が多いので熱間鍛造加工が困難であるとともに、機械加工が高負荷であるので、合金体を部材に加工するのが高コストであった。
【００２３】
＜３＞合金は、Ｃｏおよび／またはＮｉと、ＷおよびＣとの３成分で規定され、ＣｏとＮｉとＷおよびＣ単体の塊状原料を１６００度℃以上で溶解してＬを経過させる処理（すなわち、融体処理）を施して得る。ここで、融体処理後の成分は、Ｗの成分量（Ｗ成分値と記す）とＣの成分量（Ｃ成分値と記す）の合計が１５〜３５重量％であり、Ｗ成分値とＣ成分値の比は１８４：１２（原子数比で１：１に相当する）であるので、＜３＞合金はＷＣ成分値１５〜３５重量％でなる結合相金属−ＷＣ系合金であると推認される（特許文献２）。該合金は上記原料の融体処理によって「γ＋ＷＣ」が発現する。該合金の延性の代用特性値たる引張試験伸び（伸びと記す）はＷＣ成分値が３５重量％で略３％、ＷＣ成分値が２５重量％で５％、ＷＣ成分値が２０重量％で１３％、ＷＣ成分値が１０重量％で３０％であり、ＷＣ成分値が２０重量％以下で略１０％以上の伸びを示す良好な延性を有することを確認した。
【００２４】
該合金の融体処理を施して得る個片はいわゆる鋳塊である。該鋳塊は延性を有するが熱間鍛造加工でワレやすく、鋳塊を分割する手段が切断加工と機械加工に限られるので、一定形状の加工用素片を鋳塊から製造する工程が高コストであった。熱間鍛造ワレの原因は鋳塊の炭化物柱状晶と鍛造加熱時の脱Ｃに起因し、該成分における不可避的特徴と考えられた。
そのため、「延性のある超硬可接性合金」でなる部材の製造は、ＷＣ成分値２０重量％以下の結合相金属−ＷＣ系合金で、「γ＋ＷＣ」の個片を所望形状で複数個一括製造し、その後に加工を加えて部材とするのが安価で確実な製造方法であることを見い出した。本発明はこのような知見に基づくものである。
【００２５】
ＷＣ成分値２０重量％以下の結合相金属−ＷＣ系合金で、「γ＋ＷＣ」の個片を所望形状で複数個一括して製造する手段として、結合相金属の粉末とＷＣの粉末を配合してなる圧粉体に、固液共存状態の熱的過程を経過させる焼結処理を説明する。結合相金属の粉末としてＣｏの粉末を用いるが、使用できる金属をこれに限定するものではなく、Ｎｉを使用することもできる（以下、Ｉ、ＩＩ。）
圧粉体の成形は通常の金型プレス成形の他に冷間等方圧縮成形、ゴム型プレス成形などが適用できる。
【００２６】
Ｉ．Ｃｏ−ＷＣ；擬２元系状態図のＷＣ成分値３７重量％以下（図１におけるＷＣの固溶限以下）の範囲では、昇温順に「γ＋ＷＣ」、γ、γとＬ（「γ＋Ｌ」と記す）、および、Ｌの４相で構成され、各々に析出線６ａ、固相線７、液相線８で区切られる。析出線６ａ、固相線７、液相線８は、ＷＣ成分値に対して一様連続に変化する（図１）。
【００２７】
本発明の焼結処理は、この構成に則り、Ｃｏ粉末とＷＣ粉末からなる圧粉体（「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体と記す）を加熱して、固液共存状態「γ＋Ｌ」を発現させ、圧粉体内で均一な「γ＋Ｌ」に到達させた後、冷却して、爾後のγと「γ＋ＷＣ」を発現させる。これにより、該圧粉体の形状を維持した被処理体の（「γ＋ＷＣ」の）個片を得る。
【００２８】
Ｉ（ｉ）．「γ＋Ｌ」の発現に関して記す。「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体を共晶温度の直上で加熱すると、圧粉体内のＷＣ粒子を核とする共晶Ｌが一義的に生成し、配合されたＷＣ粉末の全てが共晶Ｌになって費消される。初期加熱温度を上げて保持すると、ＣｏがＬに溶け込んで固体γが生成する反応が始まり、ＷＣ粉末の配合値（ＷＣ配合値と記す）が３７重量％以下の圧粉体ではＬの全量がγ化して終了する。温度を更に上げて保持すると、初期的γの再Ｌ化反応、および、該Ｌ部に残部Ｃｏが溶解する反応が反復継続して「γ＋Ｌ」が発現し、時間の経過とともに圧粉体内で均一化する。
【００２９】
Ｉ（ｉｉ）．「γ＋Ｌ」におけるγとＬの量比について記す。圧粉体内のγとＬの量比は加熱温度によって変動し、加熱温度を一定に保持するとγとＬの量比は一定となる。ＷＣ配合値によって一意的に決まる特定の加熱温度でＬが全量となる。該温度は上記Ｃｏ−ＷＣ；擬２元系状態図において当該ＷＣ配合値を成分値とみなす液相線８との交点の温度（液相温度と記す）である。同様に、Ｌが零である場合の温度は固相線７との交点の温度（固相温度と記す）である。
Ｉ（ｉｉｉ）．「γ＋Ｌ」、γ、「γ＋ＷＣ」の発現の温度に関して記す。「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体の「γ＋Ｌ」は、ＷＣ配合値（＝ＷＣ成分値）でなるＣｏ−ＷＣ；擬２元系合金の固相温度と液相温度の間で発現し、固相温度以下で全量がγとなり、析出温度以下で「γ＋ＷＣ」となる。析出温度は同様に析出線６ａとの交点の温度である。
【００３０】
Ｉ（ｉｖ）．該焼結処理において、Ｌのみの状態を発現させないこと、かつ、「γ＋Ｌ」を発現させることは必須条件である。
Ｌのみの状態を発現させれば、圧粉体の形状が維持されない。
Ｌのみの状態を発現させず、かつ、「γ＋Ｌ」を発現させる場合は、固体γの骨格構造が圧粉体の形状を維持する。
Ｌのみの状態を発現させず、かつ、「γ＋Ｌ」も発現させない場合は、最終の「γ＋ＷＣ」が得られず単体Ｃｏと単体ＷＣでなる焼結体となる。該焼結体は延性が低いことが知られている。
よって、圧粉体の形状を維持し、伸び１０％以上の延性を得るには、Ｌのみの状態を発現させないこと、かつ、「γ＋Ｌ」を発現させることが必須となる。
さらに、圧粉体の大略形状が維持できなくなる量のＬを発現させないことも必須となる。
【００３１】
ＩＩ．本発明のＷＣ配合値は、１０．０重量％以上、２０．０重量％以下である。
ＩＩ（ｉ）．ＷＣ成分値２０．０重量％以下で、該焼結体は伸び１０％以上の好適な延性を有する。
ＩＩ（ｉｉ）．緻密な超硬合金複合体の形成には、１０００℃以上のＨＩＰ処理温度が必要であり、該温度で「γ＋ＷＣ」を発現するＷＣ成分値は１０重量％以上である（図１）。
ＩＩ（ｉｉｉ）．Ｃｏ−ＷＣ；擬２元系状態図において、ＷＣ成分値１０．０重量％の固相温度は１４３０℃、液相温度は１４８０℃である。１５．０重量％の固相温度は１４００℃、液相温度は１４７０℃である。２０．０重量％の固相温度は１３７０℃、液相温度は１４６０℃である。
【００３２】
上記の焼結処理において、「γ＋Ｌ」を経過させるにあたり、加熱温度を固相温度と液相温度の中間点の温度（固液中間点温度と記す）を目処とするとＬが過剰にならず、形状維持と「γ＋Ｌ」の均一化時間との関係が最適化される。固液中間点温度は圧粉体のＷＣ配合値によって決まる。加熱時間は圧粉体全体で均一な「γ＋Ｌ」に到達させる観点で規定される。
圧粉体のＷＣ配合値に依る固液中間点温度（Ｔｍ（ｗｃ値）と記す）は、ＷＣ成分値１０．０重量％で固相温度は１４３０℃、液相温度は１４８０℃であるので、Ｔｍ(ｗｃ１０)＝１４５５℃となる。同様に、Ｔｍ(ｗｃ１５)＝１４３５℃、Ｔｍ(ｗｃ２０)＝１４１５℃となる。ＷＣ成分値１０．０重量％以上、２０．０重量％以下の範囲で、Ｔｍ(ｗｃ値)は固相温度と液相温度と同様にＷＣ成分値に対して一様連続に変化し、略直線関係が推認される。上記の超硬可接性合金と本発明合金および固液中間点温度線とＣｏ−ＷＣ；擬２元系平衡状態図の関係を図３「本発明合金説明図」に例示する。
【００３３】
Ｔｍ（ｗｃ値）で固液共存状態を経過させる焼結処理（固液中間点＊焼結処理と記す）は、超硬合金の焼結処理条件に準じてなされる。例えば、ＷＣ配合値１５．０重量％の場合は、Ｔｍ(ｗｃ１５)＝１４３５度℃±１０℃、処理時間は１〜１０時間、雰囲気は水素気流中または真空中が好ましい。金属・合金の固相温度と液相温度および析出温度は合金成分によって決まり、金属・合金の冷却曲線を調査することによって分かる。このため、「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体の固相温度と液相温度は、ＷＣ配合値（＝ＷＣ成分値）でなるＣｏ−ＷＣ；擬２元系合金の冷却曲線を調査して確認することができる。ここで、該合金の成分値は＜３＞合金に準じ、Ｗ成分値とＣ成分値の比は１８４：１２、かつ、Ｗ成分値とＣ成分値の合計は、当該するＷＣ配合値に一致して規定される。焼結処理は非鉄製の容器、冶具を使用するのが望ましい。超硬合金中の鉄（Ｆeと記す）はη生成を助長するとされる。合金・金属の断面積縮小率５重量％以上の冷間塑性加工は、その後の加熱をして得られる組織の均一化に有効であるとされ、本発明合金にも塑性加工が好適に適用できる。
【００３４】
超硬合金固着体の固着処理は、以下のＩ、ＩＩで好適に施される。
Ｉ．第１段階：超硬合金の部材（Ａ部材と記す）と超硬可接性合金の部材（Ｂ部材と記す）を当接して組み合わせる。更に、Ａ部材とＢ部材とに接し、かつ、両者が接してなす合わせ目の隙間を覆う様に「延性のある超硬可接性合金」の部材（Ｃ部材と記す）を配して組み合わせる。その態様は、図４「超硬合金固着体の断面形状模式図」の（４ａ）「突合せ」と（４ｂ）（４ｃ）「嵌め合い」と（４ｄ）（４ｅ）「突合せと嵌め合いの組み合わせ」による。Ｂ部材は＜１＞合金または＜２＞合金または＜３＞合金を加工し、または、そのまま部材とする。Ｃ部材は本発明合金を加工し、または、そのまま部材とする。Ｂ部材とＣ部材は一体化してもよい。各部材の加工面の表面性状許容限度は鋼製密閉容器に挿入する従来方式のＨＩＰ処理の場合と同様でよい。
ＩＩ．第２段階：全部材を加圧して密着させた状態で、Ｃ部材を塑性変形させてＡ部材および／またはＢ部材に固定する操作を行なう。該操作によって超硬合金固着体は定形を保持する状態になる。超硬合金固着体の合わせ目の隙間は閉口し、その開口幅は通常略１０μｍ以下になる。超硬合金は延性が規定されないので、Ｃ部材の塑性変形はＡ部材に対して圧縮力が作用するように配してなされるのが好ましい。上記操作によって、超硬合金固着体の合わせ目の開口幅は通常１０μｍ以下になり、光学顕微鏡によって確認される。
【００３５】
超硬合金固着体のＨＩＰ処理は、ガラス固化体中に包摂処理を施す第１工程、および、該ガラスの外周から高温、高圧の気体を作用させて超硬合金固着体にＨＩＰ処理を施す第２工程を備えてなる。第２工程はガラス固化体処理工程と、その後のガラス溶融体処理工程とからなる。
【００３６】
第１工程の包摂処理は、超硬合金固着体をガラス固化体で包摂した状態になす操作を行なう。超硬合金固着体をその合わせ目の開口幅より大なる粒子径を有するガラス粉、粒を収納する鋼製開放容器中に埋設し、該ガラスの加工点温度以上〜１２５０℃未満で加熱・溶融して単層のガラス浴となって冷却する。ガラスの溶融は減圧下で行ない、脱気とガラス中のガスと気泡を除去し、部材の酸化を防いでガラスとの密着性を確保する。ガラス溶融体は表面張力によって合わせ目の隙間の外に留まって単層化し、冷却後にガラス固化体となって超硬合金固着体を包摂する。ガラスの種類はソーダ石灰ガラス，鉛ガラス，ホウ珪酸ガラスなどである。ガラスの加工点温度とはガラスの粘性が１×１０-3Ｐａ・Ｓになる温度をいう。加工点温度はソーダ石灰ガラスおよび鉛ガラスの場合は略９００〜９８０℃、ホウ珪酸ガラスおよびアルミノ珪酸ガラス場合は略１２００℃である。例えば、ソーダ石灰ガラスで包摂処理を施す条件は１０００℃以上〜１３２０℃以下、１×１０-3気圧以下の真空度，処理時間は０．５〜３時間が好ましい。超硬合金固着体は、図５「超硬合金固着体のＨＩＰ処理挿入模式図」に示す如く鋼製開放容器のガラス浴中に複数個を収納できる。鋼製開放容器は複数個を同時にＨＩＰに挿入できる。
【００３７】
第２工程のＨＩＰ処理は、ガラス固化体処理工程とその後のガラス溶融体処理工程とからなる。ＨＩＰ処理の温度範囲は５００〜１３２０℃、圧力は１０ＭＰａ以上が好適である。
ガラス固化体処理工程は、ガラス固化体で超硬合金固着体を包摂した状態で開始し、昇温・昇圧の初期過程にあって合わせ目の隙間の開口部をガラスの侵入なしに閉塞させて、後続のガラス溶融体処理によって隙間の深部を閉塞する過程をなす。固化体処理条件はガラスの加工点温度以下、５００℃以上，圧力１０ＭＰａ以上，処理時間は３０分以上が好ましい。固化体処理温度が加工点温度を超えると粘性が低くなり過ぎて隙間の開口部が閉塞する前にガラスが侵入する可能性が生じる。また、圧力が１０ＭＰａ以下では隙間の開口の閉塞が進行しない。
ガラス溶融体処理工程は、ガラス溶融体の状態で１０ＭＰａを超える圧力で処理を施す過程である。ガラス溶融体処理により合わせ目の隙間深部の空疎と空孔を完全に消滅させる。このため、合わせ目にガラス侵入なしに閉塞して緻密一体化した超硬合金複合体を形成することができる。溶融体処理条件は、例えば、温度は９５０℃以上〜１３２０℃以下、圧力１００〜１８０ＭＰａ、処理時間は１〜１０時間が好ましい。上限温度１３２０℃は上記の共晶温度で制約される。１３２０℃以上の場合は超硬合金に融体が発生し、ガラス溶融体中に流出する。緻密な超硬合金複合体の形成には１０００℃以上のＨＩＰ処理が必要である。
【００３８】
ＨＩＰ被処理体は、外表面浸透探傷試験、および、接合面を縦断するワイヤー放電切断面の浸透探傷試験によって、ガラス侵入の有無と緻密一体化を確認することができる。ガラス侵入なしにＨＩＰ処理が完遂している場合は、外表面の浸透探傷試験で反応が生じない。外表面の浸透探傷試験で反応がなく、かつ、ワイヤー放電切断面で反応がない場合は、被処理体全体で緻密一体化し、かつ、接合面が脆化していないと判断される。
ガラスを介するＨＩＰ処理で形成された超硬合金複合体は、超硬合金部外郭に鋼製容器との接触によるη生成がないのでワイヤー放電切断が付加できる。固着処理が不十分でＨＩＰ処理でガラス進入がある場合は、外表面の合わせ目の位置で反応があり、かつ、ガラスが通電の抵抗体となるので、縦断面ワイヤー放電切断ができない。超硬合金複合体がガラス進入なしに緻密一体化し、かつ、接合部が脆化している場合は、ワイヤー放電切断が可能で切断時に接合脆化部が劈開してワレに至る。なお、ワレの駆動力は超硬合金を複合体化したことによる内部応力である。
超硬合金複合体の部材となる超硬合金の炭化物粒度は１μｍ以上が望ましい。微粒子超硬合金はワレ感受性が高く、かつ、超硬合金複合体は内部応力が単体よりも大であり、ワレが発生するので研磨加工やワイヤー放電切断加工が施工できない。
【実施例】
【００３９】
実施例１
ＷＣ配合値１０.０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に固液中間点＊焼結処理を施して得られる合金（Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ１０合金と記す、以下、同様）を作る。まず、市販の超硬合金焼結用材料〔Ｃｏ粉末（粒度≦５００メッシュ）、ＷＣ粉末（粒度約３μｍ）〕でＣｏが９０．０重量％、ＷＣが１０．０重量％の粉末配合値でなる混合粉を、圧力５０００ｋｇｆ／ｃｍ２で金型プレス成型して、圧粉体〔外径Φ３５．０ｍｍ（公差＋０．１０ｍｍ、‐０ｍｍ）、貫通孔内径Φ１５．０ｍｍ（公差＋０ｍｍ、‐０．１０ｍｍ）、長さ３５．０ｍｍ（公差＋０．１０ｍｍ、‐０ｍｍ）〕を得た。該圧粉体をＴｍ（ｗｃ１０）＝１４５５℃、２時間、水素気流中で加熱・保持して焼結処理された個片（焼結体と記す）〔略:外径Φ３２-貫通孔内径Φ１８-長さ３２（ｍｍ）〕を得た。該焼結体を旋盤加工で部材〔外径Φ３０．０５ｍｍ（公差＋０．０３ｍｍ、‐０ｍｍ）、貫通孔内径Φ２０．０１ｍｍ（公差＋０．０２ｍｍ、‐０ｍｍ）、長さ３０．０ｍｍ（公差＋０．１０ｍｍ、‐０ｍｍ）〕（＃１形状と記す）にし、加工面の目視検査を行なった。加工面に黒皮が残らなかった。
【００４０】
実施例２
実施例１と同様にして、Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ１５合金の焼結体を得た。該焼結体の＃１形状の加工面に黒皮が残らなかった。
実施例３
実施例１と同様にＳ＊Ｃｏ−ＷＣ２０合金の焼結体を得た。該焼結体の＃１形状の加工面に黒皮が残らなかった。
【００４１】
比較例１
ＷＣ配合値１０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に液相温度１４８０℃を焼結温度とする焼結処理を施して得られる合金（Ｏ＊Ｃｏ−ＷＣ１０合金と記す、以下、同様）を作る。まず、Ｃｏが９０．０重量％、ＷＣが１０．０重量％の粉末配合値でなる圧粉体を得た。該圧粉体を１４８０℃、２時間、水素気流中で加熱・保持して焼結体を得た。該焼結体を＃１形状にした。加工面に黒皮が残った。
比較例２
比較例１と同様にＯ＊Ｃｏ−ＷＣ１５合金の焼結体を得た。加工面に黒皮が残った。
比較例３
比較例２と同様にＯ＊Ｃｏ−ＷＣ２０合金の焼結体を得た。該焼結体の貫通孔が消滅した。
【００４２】
実施例１においてＷＣ配合値１０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体にＴｍ（ｗｃ１０）＝１４５５℃を焼結温度とする固液中間点*焼結処理を施し得られた焼結体を加工した部材は、表面に黒皮が残らない。同様に、実施例２においてＷＣ配合値１５．０重量％の焼結体を加工した部材や、実施例３においてＷＣ配合値２０．０重量％の焼結体を加工した部材も、表面に黒皮が残らない。比較例１においてＷＣ配合値１０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に液相温度１４８０℃を焼結温度とする焼結処理を施し得られた焼結体を加工した部材は、表面に黒皮が残る。比較例２においてＷＣ配合値１５．０重量％の焼結体を加工した部材は表面に黒皮が残り、比較例３におけるＷＣ配合値２０．０重量％の焼結体は、貫通孔が消滅する。
各実施例と各比較例の加工工程順の形状推移は、圧粉体〔外径Φ３５．０−貫通孔内径Φ１５．０−長さ３５．０（ｍｍ）〕→焼結体〔略:外径Φ３２−貫通孔内径Φ１８−長さ３２（ｍｍ）〕→部材〔外径Φ３０．０５−貫通孔内径Φ２０．０１−長さ３０．０（ｍｍ）〕で変化し、部材加工後の黒皮の有無によって固液中間点＊焼結処理前後の形状変化を「圧粉体と部材間の体積差４３％（体積縮小率）で比較することができる。
そのため、ＷＣ配合値１０．０〜２０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体にＴｍ（ｗｃ値）を焼結温度とする固液中間点＊焼結処理を施して、圧粉体と焼結体間の体積縮小率は範囲で略一定内にあり、ＷＣ配合値１０．０重量％と１５．０重量％に液相温度を焼結温度とする焼結処理を施して、体積縮小率は一定範囲を超え、２０．０重量％超で圧粉体の形状を維持しない。
それ故に、ＷＣ配合値１０．０〜２０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に固液中間点＊結処理を施して得られる焼結体は、圧粉体の大略形状を維持すると判断される。
【００４３】
実施例４
部材１（上記のＣ部材に相当）として、Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ１０合金の焼結体を旋盤加工で＃１形状にした。加工面の表面性状許容限度はＲｚ２．０μｍ〔ＪＩＳＢ００３１〕である。部材２（上記のＢ部材に相当）として、市販の１３重量％Ｃｏ−ＷＣ超硬合金（平均炭化物粒度２μｍ）（１３Ｃｏ超硬と記す）を研磨加工で〔外径Φ２０．００ｍｍ（公差＋０ｍｍ、‐０．０１ｍｍ）、長さ１５．０ｍｍ（公差＋０．１０ｍｍ、‐０ｍｍ）〕（＃２形状と記す）にした。加工面の表面性状許容限度は Ｒｚ０．５μｍである。部材は浸透探傷試験で全面に反応はなかった。部材３（上記のＡ部材に相当）として、６重量％Ｃｏ−ＷＣ超硬合金（平均炭化物粒度２μｍ）（６Ｃｏ超硬と記す）を研磨加工で＃２形状にした。加工面の表面性状許容限度はＲｚ０．５μｍである。部材は浸透探傷試験で反応はない。固着処理として、部材１の貫通孔に部材２、部材３とを挿入し、全荷重５０ｋｇｆで加圧して押さえ、部材１を全荷重５０００ｋｇｆでダイス圧入して超硬合金固着体〔外径Φ３０．００ｍｍ（公差＋０．０２ｍｍ、‐０ｍｍ）×長さ３０ｍｍ〕（図４−（４ａ）分類）を得た。合わせ目の隙間の開口幅は光学顕微鏡で１０μｍ以下であることを確認した。包摂処理として、該超硬合金固着体５個を粒径２５０〜１０００μｍのソーダ石灰ガラス粒を収納した鋼管製容器中に埋設した。該容器を真空炉中で真空度１×１０-4気圧、温度１０３０℃で０．５時間加熱、静置、冷却した。容器内のガラスは単層化し、超硬合金固着体はガラス固化体で包摂された。該容器をそのままＨＩＰ炉に挿入しＨＩＰ処理を施した。ＨＩＰ被処理体をショットブラストで表面を清浄処理した後に外表面全面の浸透探傷試験をおこなった。ＨＩＰ被処理体をワイヤー放電で接合面に垂直の切断をして、切断面の浸透探傷試験を行なった。結果を図６「実施例と比較例の外表面浸透探傷結果および切断面浸透探傷結果の模式図」（６ａ）に示す。
【００４４】
実施例５
部材１としてＳ＊Ｃｏ−ＷＣ１５合金を＃１形状にした。部材２として１３Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材３として６Ｃｏ超硬を＃２形状にした。以下、実施例４と同様の確認と処理と試験を行なった。結果を図６（６ｂ）に示す。
実施例６
部材１としてＳ＊Ｃｏ−ＷＣ２０合金を＃１形状にした。部材２として１３Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材３として６Ｃｏ超硬を＃２形状にした。以下、実施例４と同様の確認と処理と試験を行なった。結果を図６（６ｃ）に示す。
【００４５】
比較例４
融体処理によるＷＣ成分値１５．０重量％のＣｏ−ＷＣ合金（Ｍ＊Ｃｏ−ＷＣ１５合金と記す）として、金属溶解用原料〔Ｃｏ:粒（≦１０ｍｍ）、Ｗ:塊（≦２０ｍｍ）、Ｃ:粗粉（≦２５０メッシュ）、各々の不可避的不純物としての総Ｆｅ:０．０５重量％以下〕でＣｏが８５．０重量％、Ｗが１４．０８重量％、Ｃが０．９２重量％を成分値とし、１６５０℃で誘導炉溶解してΦ４０×Ｌ１００の砂型鋳塊を得た。部材１として該鋳塊を旋盤加工で＃１形状にした。加工面の表面性状許容限度はＲｚ２．０μｍである。部材２として１３Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材３として６Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材は浸透探傷試験で反応はない。実施例４と同様の固着処理を施して超硬合金固着体を構築した。合わせ目の隙間の開口幅は１０μｍ以内であることを確認した。以下、実施例４と同様の確認と処理と試験を行なった。結果を図６（６ｄ）に示す。
【００４６】
比較例５
部材１として市販の鋼〔ＪＩＳ ＳＳ４００（加工性と溶接性を有する軟鋼）〕を＃１形状にした。加工面の表面性状許容限度はＲｚ２．０μｍである。部材２として１３Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材３として６Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材は浸透探傷試験で反応はない。実施例４と同様の固着処理を施して超硬合金固着体を得た。合わせ目の隙間の開口幅は１０μｍ以内であることを確認した。以下、実施例４と同様の確認と処理と試験を行なった。結果を図６（６ｅ）に示す。
【００４７】
比較例６
ＷＣ配合値１０．０重量％の「Ｃｏ粉+ＷＣ粉」圧粉体に対して共晶温度以下の１２８０℃を焼結温度とする焼結処理を施して得られる合金(Ｕ＊Ｃｏ−ＷＣ１０合金と記す、以下、同様)を作る。まず、Ｃｏが９０．０重量％、ＷＣが１０．０重量％の粉末配合値で圧粉体〔外径Φ３５．０ｍｍ、貫通孔内径Φ１５．０ｍｍ、長さ３５．０ｍｍ〕を得た。該圧粉体に共晶温度以下１２８０℃で焼結処理を施して焼結体〔外径Φ約３２ｍｍ、貫通孔内径Φ約１８ｍｍ、長さ約３２ｍｍ〕を得た。該焼結体を＃１形状にした。加工面の表面性状許容限度はＲｚ２．０μｍである。加工した部材表面に黒皮がない。部材２として１３Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材３として６Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材は浸透探傷試験で反応はない。実施例４と同様の固着処理を施して超硬合金固着体を得た。合わせ目の隙間の開口幅は光学顕微鏡で１０μｍ以下であることを確認した。以下、実施例４と同様の確認と処理と試験を行なった。結果を図６（６ｆ）に示す。
【００４８】
比較例７
部材１としてＵ＊ Ｃｏ−ＷＣ１５合金を＃１形状に加工した。加工した部材表面に黒皮がない。部材２として１３Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材３として６Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材は浸透探傷試験で反応はない。実施例４と同様の固着処理を施して超硬合金固着体を得た。合わせ目の隙間の開口幅は最大２０μｍであることを確認した。以下、実施例４と同様の確認と処理と試験を行なった。結果を図６（６ｇ）に示す。
【００４９】
比較例８
部材1としてＵ＊Ｃｏ−ＷＣ２０合金を＃１形状に加工した。加工した部材表面に黒皮がない。部材２として１３Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材３として６Ｃｏ超硬を＃２形状にした。部材は浸透探傷試験で反応はない。実施例４と同様の固着処理を施して超硬合金固着体を得た。合わせ目の隙間の開口幅は最大３０μｍであることを確認した。以下、実施例４と同様の確認と処理と試験を行なった。結果を図６（６ｈ）に示す。
【００５０】
実施例４、５、６と比較例４、５、６のＨＩＰ被処理体は外表面浸透探傷試験で反応箇所がないので、超硬合金固着体はガラスの侵入なしにＨＩＰ処理が完遂されたと判断される。比較例７、８は外表面浸透探傷試験で反応箇所があるので、ＨＩＰ被処理体はガラスが侵入したと判断される。
上記の超硬合金固着体の固着処理において、実施例４、５、６と比較例４、５の対照から、ＷＣ配合値１０．０〜２０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に固液中間点＊焼結処理を施したＣｏ−ＷＣ系合金は、融体処理によるＷＣ成分値１５．０重量％のＣｏ−ＷＣ系合金、および、鋼と同等の固定操作に適う延性があると判断される。実施例４、５、６と比較例４、５、および、比較例６、７、８の対照から、ＷＣ配合値１０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に共晶温度以下１２８０℃で焼結処理を施して得られるＣｏ−ＷＣ系合金は、固定操作に適う延性があり、これと同様の焼結処理を施して得られるＷＣ配合値１５．０重量％と２０．０重量％のＣｏ−ＷＣ系合金は固定操作に適う延性がないと判断される。
【００５１】
実施例４、５、６と比較例４は外表面と切断面の探傷試験で反応がないので、ＨＩＰ被処理体は緻密一体化し、かつ、爾後のワイヤー放電切断時に全ての部材間の境界でワレが生じないと判断される。比較例５、６は外表面で反応がなく、切断面で部材１対部材２間の境界、および、部材１対部材３間の境界に反応があり、かつ、部材２対部材３間の境界に反応がないので、ＨＩＰ被処理体は緻密一体化し、かつ、爾後のワイヤー放電切断時に部材１対部材２間の境界、および、部材１対部材３間の境界でワレが生じたと判断される。
上記の浸透探傷試験結果を対照して、Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ１０対１３Ｃｏ超硬、Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ１５対１３Ｃｏ超硬、Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ２０対１３Ｃｏ超硬、Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ１０対６Ｃｏ超硬、Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ１５対６Ｃｏ超硬、Ｓ＊Ｃｏ−ＷＣ２０対６Ｃｏ超硬、および、Ｍ＊Ｃｏ−ＷＣ１５対１３Ｃｏ超硬、Ｍ＊Ｃｏ−ＷＣ１５対６Ｃｏ超硬、および、１３Ｃｏ超硬間対６Ｃｏ超硬間の拡散接合界面は同様に脆化しないと判断される。Ｕ＊Ｃｏ−ＷＣ１０対１３Ｃｏ超硬、Ｕ＊Ｃｏ−ＷＣ１０対６Ｃｏ超硬、および、鋼対１３Ｃｏ超硬、鋼対６Ｃｏ超硬間の拡散接合界面は同様に脆化すると判断される。
そのため、ＷＣ配合値１０．０〜２０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に固液中間点＊焼結処理を施して得られるＣｏ−ＷＣ系合金は、対超硬拡散接合で超硬接合界面を脆化させず、ＷＣ配合値１０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に共晶温度以下１２８０℃を焼結温度とする焼結処理を施して得られるＣｏ−ＷＣ合金は、対超硬拡散接合で超硬接合界面を脆化させると判断される。
【００５２】
上記説明を要約すると、ＷＣ配合値１０．０〜２０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に固液中間点＊焼結処理を施して得られるＣｏ−ＷＣ系合金は固着処理に適う延性があり、かつ、超硬可接性であると判断される。ＷＣ配合値１０．０〜２０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に共晶温度以下１２８０℃を焼結温度とする焼結処理を施して得られるＣｏ−ＷＣ系合金は固着処理に適う延性がなく、また、超硬可接性でないと判断される。
【００５３】
また、ＷＣ配合値１０．０〜２０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に固液中間点＊焼結処理を施して得られる焼結体は圧粉体の大略形状を維持し、かつ、「延性のある超硬可接性合金」であると判断される。
そのため、ＷＣ配合値１０．０〜２０．０重量％の「Ｃｏ＋ＷＣ」圧粉体に、固液共存状態を経過せしめてなす焼結処理は、「延性のある超硬可接性合金」の個片を所望形状で複数個一括して製造する好適な方法であると判断される。
【産業上の利用可能性】
【００５４】
（１）固液共存状態を経過させる焼結処理による超硬可接性合金の製造法は、Ｎｉ−ＷＣ系とＣｏ−Ｎｉ−ＷＣ系などの結合相金属−ＷＣ系合金に対して同様に適用できる。
（２）「延性のある超硬可接性合金」はビード形成が可能であり溶接が適用できる。超硬複合化合金体の形成後に「延性のある超硬可接性合金」部に鋼を溶接することによって３層の超硬合金複合体を簡便に形成できる。摩擦圧接や通電圧接も適用できる。
（３）ガラスを介するＨＩＰ処理によって形成される超硬合金複合体は、超硬合金部外郭に鋼製容器との接触によるη生成がないので、使用時の安定性や疲労強度に優れ、急熱急冷によるワレ、熱処理変態ワレが生じない。
（４）圧粉体の成形は通常の金型プレス成形の他に冷間等方圧縮成形、ゴム型プレス成形などが適用できる。
【符号の説明】
【００５５】
１    超硬合金
２    ＷＣ
３    γ
４    Ｌ
５    「Ｌ＋ＷＣ」
６    「γ＋ＷＣ」
６ａ  析出線
７    固相線
８    液相線
９    共晶点
１０  高Ｗそして／または低Ｃ化方向
１１  「γ＋ＷＣ＋η」
１２  「γ＋Ｌ」
１３  ＷＣの固溶限
１４  超硬可接性合金
１５  本発明合金
１６  固液中間点温度線
１７  超硬合金固着体
１８  Ａ部材
１９  Ｂ部材
２０  Ｃ部材
２１  合わせ目
２２  鋼製開放容器
２３  ガラス浴
２４  外郭線
２５  色調変化線
２６  浸透探傷反応箇所
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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