(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣからなる硬質相と、鉄族金属からなる結合相とを具える硬質合金において、
前記ＷＣの平均粒径が0.4μmより小さく、
Ｃｒ、Ｖ、Ｃｒの炭化物、Ｖの炭化物を合計で結合相量の１wt％以下しか含まないことを特徴とする高硬度硬質合金。
【請求項２】
結合相がＣｏであることを特徴とする請求項１記載の高硬度硬質合金。
【請求項３】
理論密度比が98％以上であることを特徴とする請求項１記載の高硬度硬質合金。
【請求項４】
結合相量が0.1〜２wt％であることを特徴とする請求項１記載の高硬度硬質合金。
【請求項５】
硬質合金が、層状形状で、上部層と下部層との間に厚さを有するとき、
硬質合金の上部層におけるＷＣの平均粒径が0.4μmより小さく、下部層におけるそれが0.4μm以上であるように厚さ方向にＷＣの平均粒径が変化していることを特徴とする請求項１記載の高硬度硬質合金。
【請求項６】
硬質合金が、層状形状で、上部層と下部層との間に厚さを有するとき、
硬質合金の上部層における結合相量が0.1〜２wt％の範囲にあり、下部層におけるそれが同範囲にないように厚さ方向に組成が変化していることを特徴とする請求項１記載の高硬度硬質合金。
【請求項７】
金属材料の基体上に接合されてなることを特徴とする請求項１記載の高硬度硬質合金。
【請求項８】
ＷＣからなる硬質相、鉄族金属からなる結合相および結合相量の１wt％以下の粒成長抑制材の各原料粉末を混合する工程と、
この混合粉末から構成される原料部材を通電加熱装置に配置する工程と、
この原料部材を1100℃〜1350℃、５〜200MPaで通電加圧焼結する工程とを具え、
前記原料粉末を混合する工程において、ＷＣは、平均粒径が0.5μmより小さい粉末(但し、0.4μm以上を除く)を用いることを特徴とする高硬度硬質合金の製造方法。
【請求項９】
焼結時間が１０分以内であることを特徴とする請求項８記載の高硬度硬質合金の製造方法。
【請求項１０】
液相の存在下で焼結することを特徴とする請求項８記載の高硬度硬質合金の製造方法。
【請求項１１】
原料粉末を混合する工程において硬質相粒径の異なる複数種の混合粉末を準備し、
これら複数種の混合粉末を積層して硬質相粒径を厚さ方向に変化させた原料部材を通電加圧焼結することを特徴とする請求項８記載の高硬度硬質合金の製造方法。
【請求項１２】
原料粉末を混合する工程において結合相量の異なる複数種の混合粉末を準備し、
この複数種の混合粉末を積層して組成を厚さ方向に変化させた原料部材を通電加圧焼結することを特徴とする請求項８記載の高硬度硬質合金の製造方法。
【請求項１３】
原料粉末を混合した後、この混合粉末からなる原料部材を金属材料の基体上に配置する工程を具え、
通電加圧装置には、原料部材と基体との複合体を配置し、
この複合体を通電加圧焼結して、基体に原料部材の焼結体を焼結接合することを特徴とする請求項８記載の高硬度硬質合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高硬度のＷＣ基超硬合金とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般的に硬質相がＷＣを主体とし結合相をＣｏ、Ｎｉなどの鉄族金属とする硬質合金はＷＣ基超硬合金と呼ばれる。この硬質合金は一般的に1350℃以上1500℃以下の温度で１時間ほど真空中で無加圧で保持され、焼結が行われる。場合によってはその後、焼結温度よりも低い温度でＨＩＰ（熱間静水圧プレス処理）がなされることもある。このような焼結条件下では液相が生成し、ＷＣ粒は溶解再析出現象により焼結中に粒成長を起こしやすいことが知られている。
【０００３】
このため、微粒のＷＣを必要とする用途の合金を製造するには、微粒原料を使用し、粒成長抑制のためＶＣ、Ｃｒ3 Ｃ2 、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＴｉＣなどの化合物を添加して、緻密化できる限界の低温で焼結することが行われてきた（特開平1-215947号公報、同4-289146号公報、同 5-98385号公報など参照）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
これらの技術では確かにＷＣの微粒化はある程度実現されたが、工業的に安定して得られたＷＣの平均粒径は 0.5μm程度が限界であった。
従って、本発明の主目的は、より微粒のＷＣを有し、粒成長抑制材を極力含まない超硬合金とその製造方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するため、本発明の硬質合金は、ＷＣからなる硬質相と、鉄族金属からなる結合相とを具える硬質合金において、ＷＣの平均粒径が0.4μmより小さく、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｒの炭化物、Ｖの炭化物を合計で結合相量の１wt％以下しか含まないことを特徴とする。ＷＣの平均粒径の下限は0.1μm程度、より好ましくは約0.01μmである。もちろん、本発明は合金中の不可避的不純物の存在を否定するものではない。不可避的不純物には、例えばＡｌ，Ｂａ，Ｃａ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｓｒ，Ｓ，Ｏ，Ｎ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｃｒ等が挙げられる。
【０００６】
このような硬質合金は、さらに次の各要件を単独で、または複合して具えることが好適である。
(1) 理論密度比が98％以上である。
このような緻密度を有する硬質合金は優れた曲げ強度も具える。
【０００７】
(2) 結合相量が 0.1〜２wt％である。
従来、結合相量を２wt％未満とすると焼結性が極端に低下し、緻密な焼結体を得ることができなかった。後述する本発明製造方法では結合相量が極端に少ない場合でも安定して焼結が可能で、強度・靱性・硬度に優れた焼結体が得られる。
【０００８】
硬質合金が、層状形状で、上部層と下部層との間に厚さを有する場合に以下を満たす。
(3)−I硬質合金の上部層におけるＷＣの平均粒径が0.4μmより小さく、下部層におけるそれが0.4μm以上であるように厚さ方向にＷＣの平均粒径が変化されている。
(3)−II硬質合金の上部層における結合相量が0.1〜２wt％の範囲にあり、下部層におけるそれが同範囲にないように厚さ方向に組成が変化されている。
【０００９】
一面側と他面側とで硬度や靱性の異なる硬質合金は従来より提案されているが、従来の焼結法では硬質相の粒成長および焼結中の液相の移動が激しく、狙いとする合金を作製することが難しかった。後述する本発明方法では、焼結中の硬質相の粒成長、液相の移動が少ないため、厚さ方向にＷＣの粒径や結合層量の異なる硬質合金を作製することができる。なお、これらの組成の変化の仕方には、段階的なものと実質上連続的なものとの双方を含む。
【００１０】
(4) 金属材料の基体上に接合されている。
従来、焼結体と金属基体とのろう付けによる接合では接合強度が不十分だったが、焼結接合することにより、高い接合強度が得られると共に、ろう付け工程を省略することができる。
【００１１】
上記の硬質合金の製造方法は、ＷＣからなる硬質相、鉄族金属からなる結合相および結合相量の１wt％以下の粒成長抑制材の各原料粉末を混合する工程と、この混合粉末から構成される原料部材を通電加熱装置に配置する工程と、この原料部材を1100℃〜1350℃、5〜200MPaで通電加圧焼結する工程とを具えることを特徴とする。前記原料粉末を混合する工程において、ＷＣは、平均粒径が0.5μmより小さい粉末(但し、0.4μm以上を除く)を用いる。
【００１２】
ここで、粒成長抑制材としては、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｒの炭化物、Ｖの炭化物などが挙げられる。また、原料部材には、原料の粉末自体や、予めプレスした圧粉体、中間焼結体、これらの積層体などが含まれる。
上記の焼結は液相の存在下で行うことが望ましい。
【００１３】
この製造方法は、通電加圧焼結法などにより急速昇温し、低温で短時間の焼結を行えば、ＷＣの粒成長を抑制でき、ＷＣの微粒化が実現できるのではないかとの考えに基づいてなされたものである。実際に後述する焼結テストを行ったところ、ＷＣの平均粒径が0.5μm 以下の合金を作製できた。
【００１４】
ところが、この合金を作製する際に従来技術と同様にして粒成長抑制材（ＶＣやＣｒの炭化物）を添加して焼結を行ったところ、抗折力が従来技術で作製した合金よりも低強度のものしか得られないことが判明した。そこで、本発明者らはこの原因を鋭意検討し、ＶＣやＣｒの炭化物の凝集体が要因と思われる異常な組織が原因で低強度となっていることを究明した。
【００１５】
そのため、粒成長抑制材の添加量を結合相量に対して１wt％以下とした上で、微粒ＷＣ合金の作製を試みた。その結果、従来よりも微粒のＷＣの合金を作製でき、しかも抗折力が従来よりも高い合金を作製できることを見いだした。なお、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｒの炭化物、Ｖの炭化物の添加量は無添加が望ましいが、ＷＣや鉄族金属の原料粉末中に不可避不純物の形でＣｒやＶが混入することが考えられる。そのため、これら粒成長抑制材の合計含有量を結合相量に対して 0.3wt％以下とすることがより好ましい。
【００１６】
本発明方法によって得られる合金のＷＣ粒径は使用する原料のＷＣ粒径に主に依存する。現状技術では直接炭化法で作製したＷＣ粉末や粉砕工程で微細化したＷＣ粉末を用いればよい。今後さらに微粒のＷＣ粉末が開発された際にも本発明を適用することで一層微粒のＷＣを有する超硬合金を作製できる。
【００１７】
焼結条件は次のような理由で限定した。
焼結温度は、1100℃未満では緻密化が進行しにくく、1350℃を越えると液相のシミ出しが生じやすくなるためである。なお、ここでいう焼結温度は焼結炉を制御するときの黒鉛型表面の温度のことを指し、実際の試料温度はこの温度よりも 150℃〜300 ℃程度高い温度になっているものと思われる。
【００１８】
また、加圧力は、５MPa 未満では加圧焼結の効果が見られず、200MPaより加圧力を大きくすることは設備的に難しく、コストアップの要因となるためである。特に好ましいのは10〜50MPa の範囲である。これは安価な黒鉛型を用いることが可能なためである。
【００１９】
さらに、焼結時間は10分以内であることが好ましい。焼結時間を短くすることで硬質相の粒成長および焼結中の液相の移動を抑制し、厚さ方向にＷＣの粒径や結合相量の異なる硬質合金を作製することができる。より好ましくは５分以内である。
なお、焼結雰囲気は0.1torr以下の真空が好ましい。
【００２０】
ＷＣの平均粒径や組成が厚さ方向に組成が変化する硬質合金を製造するには、硬質相粒径の異なる複数種の混合粉末や結合相量の異なる複数種の混合粉末を準備しておけばよい。そして、これらを通電加熱装置に配置する工程において、これら複数種の混合粉末をＷＣ粒子の粒径順（結合相の含有量順）に積層して配置する。準備された混合粉末の種類が少なければ、厚さ方向に段階的に組成の異なる硬質合金を得ることができ、この種類を多くして積層される各層の厚みを薄くすれば実質上連続的に組成の変化する硬質合金を得ることができる。
【００２１】
また、このような傾斜組成硬質合金を基体上に接合するには、基体と共に原料部材を通電加圧装置に配置すればよい。その際、接合面側のＷＣの粒径を大きく（結合相量を多く）、その反対面側の粒径を小さく（結合相量を多く）することが望ましい。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下本発明の実施の形態を説明する。
（実施例１）
平均粒径0.25μmのＷＣ粉末、平均粒径１μmのＣｏ粉末、平均粒径１μmのＶＣ粉末、平均粒径 1.5μmのＣｒ3 Ｃ2 粉末を準備し、表１に記載した組成に配合し、アトライターで10時間混合粉砕して混合粉末（原料No.1-1〜1-9) を作製した。これらの混合粉末を１ton ／cm2 の圧力で金型プレスし、プレス体を焼結炉にセットして、0.01Torr以下の真空中の昇温速度10℃／min 、最高キープ温度1350℃、キープ時間１時間、冷却速度５℃／min の条件（従来の液相焼結法条件）で焼結し、25×８×５mmの形状の焼結体（試料 No.１〜９）を得た。
【００２３】
【表１】
0004177468.tif 000002
【００２４】
これらの焼結体は平面研削、鏡面研磨後、ＦＥ−ＳＥＭにより組織写真撮影を行い、撮影した写真を用いてフルマンの式により、ＷＣの平均粒子径を算出した。また、20mmスパンの３点曲げ試験で曲げ強度も測定した。これらの測定結果を表２に示す。
【００２５】
次に、原料 No.1-1〜1-9 を用いて、通電加熱焼結装置により 50MPaの圧力を上下方向から負荷しながら昇温スピード 190℃／min となるように黒鉛型に電流を通じ、1130℃に達した時点で５分間キープし、約 100℃／min の速度で冷却を行うことによって硬質合金（試料 No.10〜18 ）を作製した。これらの試料も同様にして、ＷＣの平均粒度と曲げ強度を測定した。その結果も表２に示す。
【００２６】
【表２】
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【００２７】
その結果、従来焼結法で得られた超硬合金における最小のＷＣ平均粒度はＶＣを添加した場合（試料 No.１）の 0.5μmであるのに対して、通電加圧焼結法によるものでは原料組成に関わらず全て0.3μm であった。図１に試料No.18 を平面研削し、鏡面研磨してから撮影したＦＥ−ＳＥＭ写真を示す。図において、白い粒子状のものがＷＣである。写真中に示す１μmのスケールとＷＣ粒の大きさを比較すればその粒径が極めて微細であることがわかる。
【００２８】
ところが、通電加圧焼結法によるものでも結合相量に対して１wt％を越えるＶＣやＣｒ3 Ｃ2 を添加した合金については、ＷＣ粒度が微細にも関わらず曲げ強度が著しく低下していることが判明した。ただし、ＶＣやＣｒ3 Ｃ2 を結合相量に対して１wt％以下の含有量とした試料 No.12、13、16、17、18の合金は非常に優れた曲げ強度を実現し、従来焼結法以上の曲げ強度を実現できることが判明した。
【００２９】
なお、本実施例で行った通電加圧焼結法での実際の試料温度はＰＲ熱電対による測定の結果、約1380℃であることが判明した。この温度はＷＣ基超硬合金の共晶組成の融点1320℃を上回っており、少なくとも部分的には液相が出現していたものと考えられる。
【００３０】
（実施例２）
固相焼結を行うため、実施例１で行った通電加圧焼結の条件の中で、最高キープ温度を1000℃、保持時間を60分に変更した焼結を前記原料No.1-1〜1-9を用いて行い、試料 No.2-1〜2-9 を作製した。これらの焼結体を用いて、実施例１と同様にしてＷＣの平均粒度、曲げ強度を測定した結果を表３に記す。
【００３１】
【表３】
0004177468.tif 000004
【００３２】
これらの結果、固相焼結により、作製した焼結体は微細なＷＣを有する焼結体とできているが、曲げ強度が非常に低く、液相を出現させて焼結した通電加圧焼結よりも特性が劣ることがわかる。
【００３３】
（実施例３）
実施例１で用いた原料粉末No.1-9を用いて、実施例１の通電加圧焼結条件のうち、最高キープ温度のみを変化させ、1000〜1400℃で焼結した試料No.3-1〜3-7を作製した。これらの試料のＷＣの平均粒度、曲げ強度を実施例１と同様にして測定し、比重をアルキメデス法により測定した。なお、ＷＣの比重を15.6ｇ／cm3、Ｃｏの比重を8.9ｇ／cm3、Ｃｒ3Ｃ2の比重を6.7ｇ／cm3として、本組成の合金の理論密度を計算すると14.5ｇ／cm3となる。これをもとに、それぞれの焼結条件で作製した合金の理論密度比を算出した。以上の測定，算出結果を表４に示す。
【００３４】
【表４】
0004177468.tif 000005
【００３５】
表４より、理論密度比が98％を越えた緻密な合金は優れた曲げ強度を実現することが判明した。また、焼結温度としては、1100℃〜1350℃の範囲がＷＣ粒径、曲げ強度の観点で好ましいことも判明した。
【００３６】
（実施例４）
実施例１で使用したＷＣ粉、Ｃｏ粉を用いて表５の組成とし、実施例１と同様に２種類の焼結条件（通電加圧法の最高キープ温度のみ1250℃に変更）で試料 No.4-1〜4-10を作製した。実施例３と同様にしてこれらの試料の理論密度比を求めた。また、これらの焼結体を平面研削後、鏡面研磨し、ダイヤモンド製ビッカース圧子を用いて50kg荷重でＨｖ硬度も測定した。これらの結果を表５に記載する。
【００３７】
【表５】
0004177468.tif 000006
【００３８】
表５の結果より通電加圧焼結法によると２wt％以下の結合相の硬質合金でも緻密に焼結でき、Ｈｖ硬度の高い合金を作製できることがわかる。
【００３９】
（実施例５）
硬質相としてＷＣ、結合相としてＣｏを10wt％、Ｎｉを２wt％含む粉末をＷＣ粒径の大きさに分けて２種類用意し、黒鉛型中にＷＣ粒径が大きい粉末（平均粒径 2.5μm）が下部層、小さい粉末（平均粒径0.25μm）が上部層となるように層状にプレスして充填した。そして、 41MPaの圧力を上下方向から負荷しながら昇温スピード 300℃／分となるように黒鉛型に電流を通じ、1130℃に達した時点で６分間キープし、 100℃／min の条件で冷却を行うことによって硬質合金を作製した。
【００４０】
得られた直径30mm、厚み８mmの円板状焼結体断面を＃ 250の砥石で平面研削後、鏡面研磨して光学顕微鏡により観察した。その結果、上部層のＷＣの平均粒径は0.30μmと非常に小さく、下部層のＷＣの平均粒径は約３μmと大きくなっていた。
【００４１】
また、ＥＰＭＡにて組成分析を行ったが、各層間でのＣｏ、Ｎｉ元素の移動は比較的少なく、従来の製造法による焼結体で問題があった層間の成分の拡散が抑制されていた。
【００４２】
ＷＣ基超硬合金はＷＣ粒径が小さいほど硬度が高くＷＣ粒径が大きいほど靱性が高くなることから、本構造の焼結体は上部側で耐摩性に優れ下部側で靱性に優れるため、通常相反する両特性を両立することのできる材料となっている。
【００４３】
（実施例６）
硬質相として平均粒径0.25μmのＷＣ、結合相としてＣｏを12wt％含んだ粉末とＣｏを２wt％含んだ粉末とを用意し、Ｃｏを２wt％含んだ粉末が上部層となるようにそれらを層状にプレスして黒鉛型に充填した。そして、 60MPaの圧力を上下方向から負荷しながら昇温スピード 100℃／分となるように黒鉛型に電流を通じ、1250℃に達した時点で10分間キープし、 200℃／min の速度で冷却を行うことによって硬質合金を作製した。
【００４４】
得られた直径30mm、厚み８mmの円板状焼結体断面を＃ 250の砥石で平面研削後、鏡面研磨して光学顕微鏡により観察した。その結果、上部層、下部層ともに、ＷＣの平均粒径は0.30μmと非常に小さく、上部層でのＨｖ硬度は25GPa 、下部層でのＨｖ硬度は18.5GPa となっていた。
【００４５】
また、ＥＰＭＡにて組成分析を行ったが、各層間でのＣｏ元素の移動は比較的少なく、従来の製造法による焼結体で問題があった層間の成分の拡散が抑制されていた。
【００４６】
ＷＣ−Ｃｏの超硬合金はＣｏの含有率が低いほど耐摩耗性に優れ、Ｃｏの含有率が高いほど靱性が高くなることから、本構造の焼結体は上部側で耐摩性に優れ下部側で靱性に優れるため、通常相反する両特性を両立することのできる材料となっている。
【００４７】
（実施例７）
平均粒径0.25μmのＷＣ粉末と平均粒径１μmのＣｏ粉末を 2.0wt％含んだ混合粉末Ａと、平均粒径 2.5μmのＷＣ粉末と平均粒径１μmのＣｏ粉末を12wt％含んだ混合粉末Ｂを用意し、この二つの粉末を配合して表６に示すように５種類の粉末 No.5-1〜5-5 を作製した。
【００４８】
【表６】
0004177468.tif 000007
【００４９】
これらの粉末を No.5-1 が上部側、 No.5-5 が下部側となるように順に黒鉛型内に充填した。そして、圧力を上下方向から負荷しながら昇温スピード 150℃／分となるように黒鉛型に電流を通じ、1130℃に達した時点で３分間キープし、 200℃／min の速度で冷却を行うことによって硬質合金を作製した。
【００５０】
得られた直径30mm、厚み10mmの円板状焼結体断面を＃ 250の砥石で平面研削後、鏡面研磨して光学顕微鏡により観察した。その結果、上部層のＷＣの平均粒径は0.30μmと非常に小さく、下部層のＷＣの平均粒径は約３μmと大きくなっており、中間層でのＷＣ粒径は約 0.3μmと微粒のＷＣと約３μmと粗粒のＷＣが混在する組織となっていることが確認できた。
【００５１】
また、ＥＰＭＡにて組成分析を行ったが、各層間でのＣｏ元素の移動は比較的少なく、上部層でＣｏ量が少なく、下部層でＣｏ量の多い傾斜積層構造となっており、従来の製造法による焼結体で問題があった層間の成分の拡散が抑制されていた。
【００５２】
ＷＣ−Ｃｏの超硬合金はＷＣ粒径が小さく、Ｃｏの含有率が低いほど硬度が高くかつ靱性が低くなり、ＷＣ粒径が大きく、Ｃｏの含有率が多いほど硬度が低くかつ靱性が高くなる。このことから、本構造の焼結体は上部側で耐摩性に優れ、下部側で靱性に優れており、通常相反する両特性を両立することのできる材料となっている。
【００５３】
（実施例８）
図２のように、平均粒径0.25μmのＷＣ粉末と平均粒径１μmのＣｏ粉末を20wt％含んだ混合粉末１を黒鉛型２中で鋼の基体３の上に配置した。そして、上下部加圧ラム４，５により41MPaの圧力を上下方向から負荷しながら昇温スピードを190℃／分となるように黒鉛型２に電流を通じ、1130℃に達した時点で６分間キープし、約100℃／minの速度で冷却を行うことによって硬質合金を鋼上に接合した。なお、上下部加圧ラム４，５に接続されているのは電源６、黒鉛型２に設置されているのは熱電対７である。
【００５４】
得られた直径50mm、厚み20mmの円板状焼結体断面を＃ 250の砥石で平面研削後、鏡面研磨して光学顕微鏡により観察したところ、上部層のＷＣの平均粒径は0.30μmと非常に小さく、下部層のＷＣの平均粒径は約３μmと大きくなっていた。
【００５５】
また、ＥＰＭＡにて組成分析を行ったが、各層間でのＣｏ元素の移動は比較的少なく、従来の製造法による焼結体で問題があった層間の成分の拡散が抑制されていた。
【００５６】
本構造の焼結体は、上部層は粒径の細かいＷＣからなっているため高耐摩耗性で、下部層は鋼としたことにより高強度、高靱性を得ることができ、通常相反する両特性を両立することのできる材料となっている。
【００５７】
（実施例９）
実施例７で行ったのと同様にして、ＷＣ粒径、Ｃｏ量の異なる二種類の粉末Ａ，Ｂを用いて、これらの混合割合の異なる５種類の粉末の積層を鋼の基体上で行った。そして、41MPa の圧力を上下方向から負荷しながら昇温スピード 190℃／分となるように黒鉛型に電流を通じ、1130℃に達した時点で６分間キープし、約 100℃／min の速度で冷却を行うことによって硬質合金を鋼上に接合した。
【００５８】
得られた直径50mm、厚み30mmの円板状焼結体断面を＃ 250の砥石で平面研削後、鏡面研磨して光学顕微鏡により観察したところ、上部層のＷＣの平均粒径は0.30μmと非常に小さく、下部層のＷＣの平均粒径は約３μmと大きくなっていた。
【００５９】
また、ＥＰＭＡにて組成分析を行ったが、上部から下部層にかけてＣｏ含有量が５層で順に増加し、各層間でのＣｏ元素の移動は比較的少なく、従来の製造法による焼結体で問題があった層間の成分の拡散が抑制されていることが確認できた。
【００６０】
ＷＣ−Ｃｏの超硬合金はＷＣ粒径が小さく、Ｃｏの含有率が低いほど硬度が高くかつ靱性が低くなり、ＷＣ粒径が大きく、Ｃｏの含有率が多いほど硬度が低くかつ靱性が高くなる。このことから、本実施例の焼結体は、上部層は粒径の細かいＷＣと少量のＣｏからなっているため高耐摩耗性で、下部層は粒径の大きなＷＣと多量のＣｏからなる超硬合金、そして鋼層となっていることによって高強度、高靱性を得ることができ、通常相反する両特性を両立することのできる材料となっている。
【００６１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明硬質合金はＷＣの平均粒径が0.5μm よりも微細であるため、高硬度が要求される切削，耐摩耗工具などに利用することができる。特に、厚さ方向に組成の異なる合金とすることで、合金の一面側と他面側とで相反する特性を有する合金とできる。
【００６２】
また、本発明製造方法は、本発明硬質合金を製造するのに最適な方法で、短時間による焼結が可能なため、コストダウンに寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明硬質合金の組織を示す走査型顕微鏡写真である。
【図２】本発明硬質合金を製造する装置の概略図である。
【符号の説明】
１  混合粉末  ２  黒鉛型  ３  基体  ４  上部加圧ラム  ５  下部加圧ラム
６  電源  ７  熱電対
【図１】
0004177468.tif 000008
【図２】
0004177468.tif 000009